一种PoP封装过程中低温高强连接焊点的制备方法

文档序号:26054449发布日期:2021-07-27 15:31阅读:306来源:国知局
一种PoP封装过程中低温高强连接焊点的制备方法

本发明属于层叠封装技术领域,具体涉及一种pop封装过程中低温高强连接焊点的制备方法。



背景技术:

pop作为一种先进封装技术,多道次回流焊接实现封装器件的堆叠是必要的,因此pop对低温键合技术有需求。随着封装技术的不断发展,封装密度不断提高,封装工艺窗口越来越窄,封装结构越来越复杂,焊点性能越发不能满足要求,同时提高焊点性能也是一个重要的发展方向。

对于低温键合技术,常见有使用低温钎料、金属纳米颗粒烧结。对于低温钎料来说,是由于不同成分的合金其熔点不同实现连接,但是目前工业界最常用的仍为sac305钎料,其他多种不同成分的合金钎料有性能缺陷(snbi共晶钎料较脆,不耐冲击载荷;snin合金钎料较软,易发生变形)。基于金属材料(ag、cu等)的纳米颗粒烧结,由于纳米颗粒表面能较大,在低于其熔点的情况下就会发生扩散,形成连接,实现高温连接低温服役,但是纳米颗粒成本高、易氧化、连接过程中需加压、连接强度低等缺陷限制了其应用。

为提高焊点性能,对焊盘进行表面处理是一种常见的方法,虽然该方法可以提高焊盘的防氧化性、提高焊料的润湿效果,但是对连接后的焊点性能提升较小。



技术实现要素:

本发明是为了解决现有对焊盘进行表面处理的方法对连接后的焊点性能提升较小的技术问题,而提供一种pop封装过程中低温高强连接焊点的制备方法。

本发明的一种pop封装过程中低温高强连接焊点的制备方法按以下步骤进行:

步骤1:将sac305焊料和sn-58bi焊料按不同配比混装在焊盘表面;

步骤2:对步骤1的体系进行熔化焊以实现复合焊点与焊盘的连接,所述熔化焊的处理过程为:先由室温升温至180~220℃,保温75s~85s,然后再由180~220℃降温至室温,其中以由室温升温至138℃时为第一节点,以由180~220℃降温至138℃时为第二节点,两个节点间共用时300s~620s,完成熔化焊处理,得到pop封装过程中低温高强连接焊点。

进一步限定,步骤1中所述sac305焊料和sn-58bi焊料的质量比为1:0.5。

进一步限定,步骤1中所述sac305焊料和sn-58bi焊料在焊盘表面的混装形式为焊膏焊球连接或层片状堆叠。

进一步限定,步骤1中所述焊盘为化学镀镍钯浸金焊盘或化学镀镍浸金焊盘。

进一步限定,步骤2中先由室温升温至200℃,保温80s,然后再由200℃降温至室温。

进一步限定,步骤2中两个节点间共用时380s~540s。

进一步限定,步骤2中两个节点间共用时460s。

本发明相比现有技术的优点如下:

1)本发明使用sn-3ag-0.5cu(sac305)和sn-58bi(snbi)两种焊料为基础进行混装,并将复合焊点在enepig处理焊盘上进行连接,温度升至snbi熔点以上后snbi熔化,sac305向snbi内部溶解最终形成均匀的sn-ag-cu-bi焊点,其中焊盘中的au、pd等元素在snbi熔化后的数秒内溶解在焊料内。

2)本发明通过严格控制两种焊料的配比,同时配合本发明的熔化焊工艺参数,使得焊盘上复合焊点的剪切强度高达75.1mpa,远高于enig和osp表面焊盘连接强度。

附图说明

图1为实施例1的混装示意图;

图2为实施例4的混装示意图;

图3为实施例1的焊点截面组织形貌;其中图3a-300s、图3b-380s、图3c-460s、图3d-540s、图3e-620s;

图4为实施例2的焊点截面组织形貌;其中图4f-300s、图4g-380s、图4h-460s、图4i-540s、图4j-620s;

图5为实施例3的焊点截面组织形貌;其中图5k-300s、图5l-380s、图5m-460s、图5n-540s、图5o-620s;

图6为enepig表面imc生长示意图;

图7为实施例2焊点的剪切强度及断口形貌图;

图8为实施例2焊点断口微观形貌图;其中图8a-300s、图8b-380s、图8c-460s、图8d-540s、图8e-620s;

图9为实施例4的焊点截面组织形貌;

图10为imc在ni表面生长示意图;

图11为实施例4焊点的剪切强度及断口形貌图;

图12为实施例4焊点断口微观形貌图;其中图12a-300s、图12b-380s、图12c-460s、图12d-540s、图12e-620s。

具体实施方式

实施例1:本实施例的一种pop封装过程中低温高强连接焊点的制备方法按以下步骤进行:

步骤1:按照如图1所示的混装示意图,将sac305焊料和sn-58bi焊料按质量比为1:0.5层片状堆叠在直径为1.8mm的化学镀镍钯浸金(enepig)焊盘表面;

步骤2:对步骤1的体系进行熔化焊以实现复合焊点与焊盘的连接,所述熔化焊的处理过程为:先由室温升温至180℃,保温80s,然后再由180℃降温至室温,其中以由室温升温至138℃时为第一节点,以由180℃降温至138℃时为第二节点,两个节点间共用时300s或380s或460s或540s或620s,完成熔化焊处理,得到pop封装过程中低温高强连接焊点。

实施例2:本实施例与实施例1不同的是:熔化焊的处理过程为:先由室温升温至200℃,保温80s,然后再由200℃降温至室温。其他步骤及参数与实施例1相同。

实施例3:本实施例与实施例1不同的是:熔化焊的处理过程为:先由室温升温至220℃,保温80s,然后再由220℃降温至室温。其他步骤及参数与实施例1相同。

实施例4:本实施例与实施例1-3任意一个实施例不同的是:焊盘为直径为1.8mm的化学镀镍浸金(enig)焊盘。其他步骤及参数与实施例1-3任意一个实施例相同。

实施例5:对实施例2的焊点进行截面组织进行检测,得到如图3-5所示的断口截面组织形貌,可以看出金属间化合物(imc)生长呈针状向焊球内生长,针状颗粒组织无定向取向,随着保温时间和保温度的增加,针状imc主要轴向生长,长度不断增加,同时发现有imc颗粒进入到靠近界面的焊点中,这是因为长度过大的imc受到力的作用发生断裂,图6为enepig表面imc生长示意图,经过能谱分析及查阅文献可知金属间化合物为(cu,ni,pd)6sn5,其针状生长是因为pd元素的添加导致晶体能量受到影响。

实施例6:对实施例2的焊点进行剪切试验,结果如图7所示,随着保温时间的增加,焊点强度先降低后上升再下降,在300s保温后的焊点强度最高,达到75.1mpa,在540s保温后焊点强度又达到峰值为68.5mpa。焊点宏观断裂除460s保温样品均呈现混合型断口。

实施例7:对实施例2的焊点断口微观形貌进行检测,结果如图8所示,可以看出,当保温时间为300s,380s时断口呈现复合形式,可明显观察到针状imc和的焊料断口组织存在;当保温时间为460s时,断口呈现焊料内部断裂;保温时间为540s,620s时,断口为复合断裂,此种断口处imc界面较粗大,断口截面与保温时间较短的针状形貌不同。

实施例8:对实施例4的焊点进行截面组织进行检测,得到如图9所示的截面组织形貌,从截面形貌可以发现金属间化合物截面形貌呈三角形、梯形、五边形等形状,通过查阅文献对比可以发现样品imc为棱柱、棱锥状,经能谱分析及查阅文献知金属间化合物为(cu,ni)6sn5,由于在ni表面生长cu6sn5型化合物,其中的cu元素来自于sac305中,所以与在铜焊盘上生长不同,imc不会完全覆盖焊盘而是呈分立的颗粒状生长。同温度情况下,随着保温时间的增加,imc颗粒不断生长,体积不断增大;同样保温时间,不同温度梯度对金属间化合物的组织影响较小。图10是imc在ni表面生长示意图,imc在ni表面发生异质形核,随着保温时间和保温温度的增加,液相中的cu、sn原子向ni表面聚集并生长成为(cu,ni)6sn5。由于(cu,ni)6sn5在ni表面生长不受ni晶粒取向的影响,其生长趋向于表面能最小的情况,即与其晶体类型有关,其为六方晶格结构,故imc颗粒生长为12面体或棱柱形。

实施例9:对实施例4的焊点进行剪切试验,结果如图11所示,随着保温时间的增加,焊点强度先增加后降低,在460s保温后的焊点强度最高,达到63.7mpa,在620s保温后焊点强度最低为51.1s。焊点宏观断裂均呈现混合型断口,这主要是因为在au/ni/cu界面中imc未完全覆盖焊盘。

实施例10:对实施例4的焊点断口微观形貌进行检测,结果如图12所示,可以看出,断口呈现复合形式,棱柱状imc和片层状的焊料断口组织存在,当保温时间为300s时断口处暴露ni焊盘,这是因为此时保温时间较短导致imc颗粒较小,ni焊盘和组织直接接触面积较多。

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