Intermetallic Compound Growth Induced by Electromigration in Sn-2.5Ag Solder Joints with ENEPIG Surface Finish

지은 유; 수종 김; 원식 홍; 남현 강

doi:10.5781/JWJ.2022.40.3.3

Abstract

The equation for predicting the growth behavior of intermetallic compounds (IMC) by electromigration (EM) of the Cu/ENEPIG/Sn-2.5Ag/Cu solder joint was modeled, and the actual behavior observed through experiments and the predicted behavior were compared. After reflow, (Cu, Ni)₆Sn₅ was formed near the ENEPIG/solder interface, and Cu₆Sn₅ was produced near the solder/Cu interface. Furthermore, Cu₆Sn₅ islands and Ag₃Sn were formed with the β-Sn matrix in the solder. The mobility of Cu, Ni, and Sn atoms at the ENEPIG/IMC/solder interface was calculated to derive a thickness variation equation of the IMC with respect to the current application time. The modeling predicted that if the current density was maintained for 250 h at 10 kA/cm², the IMC thickness increased by 4.2 ㎛. As a result of the EM experiment, the IMC at the ENEPIG/solder interface grew by 4.2 ㎛; this exactly matched the prediction. A comparison of the thickness of the IMC layer indicated that the OSP/solder interface produced approximately 9 ㎛, and the ENEPIG/solder interface grew by approximately 4.2 ㎛. Therefore, the Ni plating layer of the ENEPIG surface treatment prevented the diffusion of Cu and suppressed the growth of IMC by approximately 50 %.

Key words: Electromigration, Solder joint, Surface finish, ENEPIG, Intermetallic compound, Modeling

1. 서 론

인공지능, 자율주행 등 4차 산업 기술의 도입으로 인해 고성능, 초소형 반도체 수요가 증가하고 있다. 이러한 요구를 만족시키기 위하여 초소형 반도체 패키지 내 많은 소자를 실장 하기 위한 미세피치 구현기술이 지속적으로 개발되고 있다¹^,²⁾. 미세피치 기술개발과 함께 솔더 볼의 크기 또한 미세화되면서 솔더 접합부에 인가되는 전류밀도가 급격히 증가하는 문제가 발생하게 된다. 따라서 전류밀도의 증가로 인해 솔더 접합부에서 금속간화합물(Intermetallic Compound, IMC)과 Kir- kendall voids가 형성 및 성장되는 electromigration (EM) 현상이 발생하고 이는 전기적 단선과 전기저항의 급격한 증가에 의한 단전을 일으킬 우려가 있다. 최근에는 이러한 IMC의 형성 및 성장의 억제와 전기전도성, 솔더링성 등의 기능 향상을 위하여 다양한 표면처리 방법이 사용된다³^,⁴⁾.

표면처리 방법으로는 OSP(Organic Solderability Pre- servative), ENIG(Electroless Nickel and Immersion Gold) 그리고 ENEPIG(Electroless Nickel Electroless Palladium Immersion Gold) 등이 있다. 이 중에서 ENEPIG는 Cu 확산 방지막 역할의 Ni 도금, Ni의 부식과 블랙패드 불량을 개선하기 위한 Pd 도금 그리고 솔더링성 향상을 위한 Au 도금을 통해 고 신뢰성 표면처리를 요구하는 제품에 적용되고 있다. 표면처리뿐만 아니라 솔더 조성 또한 접합의 신뢰도를 결정하는 중요한 요소이다. 대표적인 중온계 솔더 합금으로는 Sn- Ag-Cu, Sn-Ag 그리고 Sn-Cu가 있다. 이러한 표면처리와 솔더 조성에 따른 IMC의 성장거동이 연구되고 있다. 지난 연구에 따르면 Cu/OSP/Sn-Ag-Cu 접합부에서는 Cu₆Sn₅과 Cu₃Sn이 형성되고⁵⁾, Cu/ENEPIG/ Sn-Ag-Cu 접합부에서는 (Cu, Ni)₆Sn₅가 형성된다⁶^,⁷⁾. Cu/OSP/Sn-Ag 접합부에서는 Cu₆Sn₅과 Cu₃Sn이 형성되고⁸⁾ Cu/ENEPIG/Sn-Ag 접합부에서는 Ni₃Sn₄ 가 형성된다⁹^,¹⁰⁾. Sn-Ag-Cu 솔더와 Sn-Ag 솔더 내부에는 β-Sn 기지에 Ag₃Sn이 형성된다. Cu/OSP/Sn- Cu 접합부에서는 Cu₆Sn₅과 Cu₃Sn이 형성되고¹¹⁾ Cu/ ENEPIG/Sn-Cu 접합부에서는 (Cu, Ni)₆Sn₅가 형성된다⁶^,¹²⁾. 대부분의 금속간화합물의 형성과 성장에 대한 연구는 약 100 °C 에서 250 °C의 온도 범위에서 수행되었다.

본 연구에서는 application processor에서 사용되는 솔더 접합부를 모사하기 위하여, 실사용 온도인 상온(25 °C)에서 금속간화합물의 성장거동을 분석하였다. Cu/OSP/Sn-0.7Cu 솔더 접합부에서의 EM 모델링과 같이 전류밀도에 따른 금속간화합물의 성장거동을 예측하는 연구를 바탕으로¹¹⁾, 본 연구는 Cu/ENEPIG/ Sn‒2.5Ag/Cu 솔더 접합부의 EM에 의한 금속간화합물의 성장 거동을 예측하기 위한 예측식을 모델링 하였다. 또한 실험을 통해 관찰된 실제 금속간화합물의 성장 거동은 모델링에 의한 예측 거동과 비교하였다.

2. 모델링

2.1 금속간화합물의 성장거동 모델링

ENEPIG 표면처리한 Cu와 Sn-2.5Ag 접합부는 계면에서의 Cu, Ni, Sn의 상호 확산에 의해 (Cu, Ni)₆Sn₅ 를 형성 및 성장시킨다. 이러한 솔더 접합부의 경계조건을 Fig. 1에 도식화하여 나타내었다. 경계조건에 따른 각 상의 원자 분율은 Table 1에 나타내었다. 원자분율은 Cu, Ni, Sn 3원계 상태도를 참고하여 설정하였다.

Table 1

Atomic fraction (n) and atomic density (C₀) of each phase

	Ni 1→2	(Cu, Ni)₆ Sn₅ 2→1	(Cu, Ni)₆ Sn₅ 2→3	Sn 3→2
Cu Atomic fraction	0.0574	0.152	0.366	0.0225
Ni Atomic fraction	0.9224	0.397	0.175	0.0135
Sn Atomic fraction	0.0202	0.451	0.459	0.9640
Atomic density (mol/m³)	151807	93433		61579

Electromigration에 의한 Atomic flux는 식(1)으로 나타낼 수 있다.

(1)

J=CDkTz*eρj

Fig. 1

Boundary conditions for solder joints

J는 EM flux, C는 농도, D는 확산계수(m²/s), k는 Boltzman constant, T는 절대온도, z^*는 유효전하수, e는 전하량, ρ는 비저항, j는 전류밀도(A/m²) 이다. 또한, 솔더 접합부는 Fick’s second law로 설명되는 농도구배에 의한 확산 현상이 존재한다. 이는 식(2)로 나타낼 수 있다.

(2)

∂C∂t=D∂2C∂x2→∂C∂t=−∂J∂x

식(1)과 (2)에 의해 EM에 의한 IMC 성장식은 식(3)으로 나타낼 수 있다.

(3)

dxdt=J′α−J′βCαβ−Cβα

여기서 α와 β는 계면을 이루는 각각의 phase를 의미한다. 따라서 식(3)은 α phase와 β phase 사이에서의 원자이동도를 나타낸다.

Electromigration에 의한 Cu flux는 식(4)와 같이 나타난다.

(4)

JCu,i=CCu,iDCu,ikTZ*Cu,ieρij

여기서 i는 각 phase를 의미한다. C_cu,i는i phase 에서의 Cu concentration으로 표현되고C_0,i 와n_Cu,i (원자분율)의 곱으로 표현된다. C_0,i는i phase에서의 atomic density이다. 그리고 식을 간단하게 하기 위해Φ 로 치환하였다.

(5)

Φ = z*eρkT

(6)

JCu,i=CCu,iDCu,iΦCu,ij

Electromigration에 의해 Cu, Ni, Sn이 이동하는 만큼 반대 방향으로 vacancy flux가 다음과 같이 발생한다.

(7)

Jv,i=−Jcu,i−JNi,i−JSn,i

(8)

JV,i=n⋅Jv,i

Vacancy flux를 반영한 EM에 의한 Cu flux는 식(9)와 같다.

(9)

J′Cu,i=JCu,i+JV,i=CCu,i⋅{(1−nCu,i)DCu,iΦCu,i− nNi,iDNi,iΦNi,i−nSn,iDSn,iΦSn,i}⋅j

그리고 EM에 의한 Ni flux는 식(10), Sn flux는 식(11)과 같다.

(10)

J′Ni,i=JNi,i+JV,i=CNi,i⋅{(1−nNi,i)DNi,iΦNi,i− nSn,iDSn,iΦSn,i−nCu,iDCu,iΦCu,i}⋅j

(11)

J′Sn,i=JSn,i+JV,i=CSn,i⋅{(1−nSn,i)DSn,iΦSn,i− nCu,iDCu,iΦCu,i−nNi,iDNi,iΦNi,i}⋅j

Fig. 1의 반응 ①은 Ni와 IMC 사이에서의 Cu원자 이동 속도를 나타내며, 식(3)과 식(9)에 따라 식(12)로 표시된다.

(12)

dxdt=J′α−J′βCαβ−Cβα=1C12Cu−C21Cu⋅j⋅[C12Cu⋅{(1− n12Cu)DCu,1ΦCu,1−n12NiDNi,1ΦNi,1− n12Sn)DSn,1ΦSn,1}−C21Cu⋅{(1−n21Cu)DCu,2ΦCu,2− n21NiDNi,2ΦNi,2−n21SnDSn,2ΦSn,2}]

Fig. 1의 반응 ②는 IMC와 Sn 사이에서의 Cu원자 이동 속도로써, 식(3)과 식(9)에 따라 식(13)과 같다.

(13)

dxdt=J′α−J′βCαβ−Cβα=1C23Cu−C32Cu⋅j⋅[C23Cu⋅{(1− n23Cu)DCu,2ΦCu,2−n23NiDNi,2ΦNi,2− n23Sn)DSn,2ΦSn,2}−C32Cu⋅{(1−n32Cu)DCu,3ΦCu,3− n32NiDNi,3ΦNi,3−n32SnDSn,3ΦSn,3}]

Fig. 1의 반응 ③은 Ni와 IMC 사이에서의 Ni원자 이동 속도이며, 식(3)과 식(10)에 따라 식(14)와 같다.

(14)

dxdt=J′α−J′βCαβ−Cβα=1C12Ni−C21Ni⋅j⋅[C12Ni⋅{(1− n12Ni)DNi,1ΦNi,1−n12SnDSn,1ΦSn,1− n12Cu)DCu,1ΦCu,1}−C21Ni⋅{(1−n21Ni)DNi,2ΦNi,2− n21SnDSn,2ΦSn,2−n21CuDCu,2ΦCu,2}]

Fig. 1의 반응 ④는 IMC와 Sn 사이에서의 Ni원자 이동 속도이고, 식(3)과 식(10)에 따라 식(15)와 같다.

(15)

dxdt=J′α−J′βCαβ−Cβα=1C23Ni−C32Ni⋅j⋅[C23Ni⋅{(1− n23Ni)DNi,2ΦNi,2−n23SnDSn,2ΦSn,2− n23Cu)DCu,2ΦCu,2}−C32Ni⋅{(1−n32Ni)DNi,3ΦNi,3− n32SnDSn,3ΦSn,3−n32CuDCu,3ΦCu,3}]

Fig. 1의 반응 ⑤는 Ni과 IMC 사이에서의 Sn원자 이동 속도를 나타내고, 식(3)과 식(11)에 따라 식(16)과 같다.

(16)

dxdt=J′α−J′βCαβ−Cβα=1C12Sn−C21Sn⋅j⋅[C12Sn⋅{(1− n12Sn)DSn,1ΦSn,1−n12CuDCu,1ΦCu,1− n12Ni)DNi,1ΦNi,1}−C21Sn⋅{(1−n21Sn)DSn,2ΦSn,2− n21CuDCu,2ΦCu,2−n21NiDNi,2ΦNi,2}]

Fig. 1의 반응 ⑥은 IMC와 Sn 사이에서의 Sn원자 이동 속도로써, 식(3)과 식(11)에 따라 식(17)과 같다.

(17)

dxdt=J′α−J′βCαβ−Cβα=1C23Sn−C32Sn⋅j⋅[C23Sn⋅{(1− n23Sn)DSn,2ΦSn,2−n23CuDCu,2ΦCu,2− n23Ni)DNi,2ΦNi,2}−C32Sn⋅{(1−n32Sn)DSn,3ΦSn,3− n32CuDCu,3ΦCu,3−n32NiDNi,3ΦNi,3}]

따라서 IMC의 성장식은 ①-②+③-④+⑤-⑥ 로 계산 가능하다.

2.2 모델링을 위한 변수 선정

Table 2는 IMC 성장식을 구성하는 확산계수, 유효전하수 그리고 비저항 값을 나타낸다. Ni의 확산계수와 유효전하수는 Cu에 비해 기존 문헌에서의 연구가 적었지만, Cu와 Ni는 원자번호 및 구조가 비슷하므로 확산계수와 비저항이 서로 같다고 가정하였다¹³^,¹⁴⁾.

Table 2

Diffusivity, effective charge number and resistivity of each phase

	D (m²/s)	* ¹⁴^,¹⁵⁾	ρ (Ω.m)
Cu in Ni	2.71×10^-29 ¹³^,¹⁶⁾	4.5	7.80×10^-8 ¹⁴⁾
Ni in Ni	2.71×10^-29 ¹³^,¹⁶⁾	4.5
Sn in Ni	4.61×10^-27 ¹³^,¹⁶⁾	18
Cu in (Cu, Ni)₆ Sn₅	7.60×10^-18 ¹⁷⁾	21	1.75×10^-7 ¹⁸⁾
Ni in (Cu, Ni)₆ Sn₅	7.60×10^-18 ¹³^,¹⁷⁾	21
Sn in (Cu, Ni)₆ Sn₅	1.81×10^-17 ¹⁷⁾	21
Cu in Sn	4.09×10^-13 ¹³⁾	0.5	1.15×10^-7 ¹⁴⁾
Ni in Sn	4.09×10^-13 ¹³^,¹⁶⁾	0.5
Sn in Sn	4.59×10^-15 ¹⁵⁾	18

3. 실험 방법

3.1 Electromigration 실험

Electromigration 현상에 의한 IMC 성장거동의 실험적 검증을 위해 Cu/ENEPIG/Sn‒2.5Ag/Cu 접합부를 가지는 bar 형태의 시편을 설계하였다. 본 실험에 사용된 ENEPIG 표면처리는 상용의 약품을 사용하여 도금 공정이 수행되었다. 무전해 Ni는 85 °C의 온도에서 20분, 무전해 Pd는 50 °C의 온도에서 20분, 침지 Au는 85 °C의 온도에서 20분 동안 도금 공정이 수행되었으며, 3 mm 두께의 Cu pad에 Ni 5 ㎛, Pd 0.1 ㎛, Au 0.1 ㎛의 두께로 ENEPIG 표면처리를 하였다. 그 후, 3 mm 두께의 Cu pad와 170 ㎛ 두께의 Sn‒2.5Ag 솔더층 그리고 ENEPIG 표면처리를 한 Cu pad를 겹친 후 진공 리플로우 공법을 통해 접합하였다. 진공 리플로우는 Atv Technologie Gmbh 사의 Batch type vacuum reflow(SRO‒704)를 통해 250 °C의 최고 온도를 설정하여 진행하였다.

Fig. 2a는 접합공정을 마친 후 250 ㎛ × 260 ㎛ × 6175 ㎛의 치수로 절단한 시편 단면의 모식도이다. Fig. 2b는 제작된 시편의 양 끝에 전극을 부착하고 ITECH 사의 DC source meter (IT6153) 장비를 사용하여 전원을 공급하는 모식도이다. 상온에서 6 A의 정전류를 가하여 10 kA/cm²의 전류밀도로 0 h, 25 h, 50 h, 100 h, 150 h, 200 h, 250 h 를 유지하였을 때 성장한 IMC의 두께를 측정하였다.

Fig. 2

Schematics of (a) test specimen and (b) current stressing method for the EM experiments

3.2 금속간화합물 분석 및 두께 측정

일정 시간 동안 전류 인가가 완료된 시편은 콜드마운팅 후 기계적 폴리싱하여 전계방출형 주사전자현미경(Field Emission Scanning Electron Microscopy, FE‒SEM)을 사용하여 IMC 성장 거동을 관찰하였다. 특히 솔더 접합부 내 IMC의 성분 분석을 위해 주사전자현미경의 후방산란전자(Back Scattering Electron, BSE) 모드와 분산형 X선 분광기(Energy Dispersive X‒ray Spectroscopy, EDS)를 사용하였다. 금속간화합물의 성장은 일반적으로 scallop 형태의 불균일한 모양을 가지므로 image analysis softw are (image‒Pro)를 통해 FE‒SEM 이미지 내 총 IMC의 면적을 Cu pad의 너비로 나누어 IMC의 두께를 구하였다. 금속간화합물의 두께는 통계적인 분석을 위하여 전체 솔더 접합부가 나오는 700배율에서 3개 사진의 평균값과 표준편차 값을 구하였다.

4. 결과 및 고찰

4.1 Electromigration에 의한 IMC 성장

전류인가 시간은 0 h, 25 h, 50 h, 100 h, 150 h, 200 h, 250 h 으로 증가하면서 금속간화합물의 성장을 관찰하였다. Fig. 3은 ENEPIG/Solder 계면의 접합부 SEM 사진이고, 그리고 Fig. 4는 Solder/Cu 계면에서의 접합부 SEM 사진이다. BSE 모드로 관찰되었기 때문에, Ni 표면처리층과 Cu pad는 어둡게 관찰되었고 Sn-2.0Ag 솔더의 β-Sn상은 밝은 회색 그리고 β-Sn상의 경계에는 Ag₃Sn 공정상이 흰색으로 관찰되었다(Fig. 3). 전류인가 시간이 증가하면서 Ni 표면처리층과 솔더의 접합 계면에서 생성된 Cu₆Sn₅ IMC가 성장하였고, scallop 형태도 솔더 내부로 분리되어 성장하는 IMC도 관찰되었다. 그리고 Cu₆Sn₅ 이후 생성되는 것으로 알려진 Cu₃Sn은 관찰되지 않았고, 50 h 이후 성장하는 Cu₆Sn₅와 함께 Kirkendall voids가 관찰되었다. 그러나 Fig. 4는 전류인가 시간에 상관없이 IMC의 성장거동에는 큰 변화가 없었다.

Fig. 3

SEM images of Cu/ENEPIG surface finish interface according to current application time

Fig. 4

SEM images of solder/Cu pad interface according to current application time

Fig. 5는 각 계면에서의 EDS 분석 결과이다. ENEPIG 표면처리층의 Au와 Pd는 리플로우 공정 동안 용융 솔더에 용해되었으며 일부는 Cu를 대체하여 IMC를 형성하였으나 극소량이므로 모델링에 반영하지 않았다. 또한, EDS points 3 → 5로 가면서 Ni 층에서 멀어져서 (Cu, Ni)₆Sn₅에서 Ni 함량이 줄어들어 Cu₆Sn₅의 island (EDS point 6)를 형성하였다. 그러나 표면처리를 하지 않은 Cu/solder 계면은 Ni층 없이 Cu pad에서 Cu₆Sn₅가 형성되었다.

Fig. 5

EDS analysis near the interfaces of as-reflowed condition

Table 3은 각 계면에서 측정된 IMC 두께이다. 전체 솔더 접합부에서 면적을 측정하였고, ENEPIG/Solder 계면은 islands를 모두 포함하여 계산되었다. Electro- migration 영향 하에 시간이 흐름에 따라 anode쪽 접합부(Cu/ENEPIG/solder)에서는 전자의 이동방향에 따라 원자가 솔더 쪽으로 원활히 공급되는 반면 cathode쪽 접합부(solder/Cu)에서는 솔더 쪽으로의 원자 공급이 anode쪽 접합부에 비해 원활하지 못한 것으로 판단된다. 이 결과는 anode쪽 접합부에서 Cu/ Ni/Sn이 Sn 기지에서의 확산계수는 10^-13-10^-15 수준으로 cathode쪽 접합부에서 Cu/Ni/Sn이 Ni 또는 Cu 기지에서의 확산계수(10^-27-10^-29)에 비하면 10¹²-10¹⁶ 빠른 확산계수를 가지기 때문에 (Table 2), anode쪽 접합부에서의 IMC 성장 속도가 빠른 것으로 판단된다.

Table 3

IMC thickness with current application time

	0 h	25 h	50 h	100 h	150 h	200 h	250 h
ENEPIG / Solder	7.9 ± 0.7	8.3 ± 0.7	8.8 ± 0.4	9.3 ± 0.6	10.5 ± 0.6	11.7 ± 0.5	12.1 ± 0.1
Solder / Cu	5.6 ± 0.5	5.4 ± 0.5	5.4 ± 0.2	5.6 ± 0.2	4.7 ± 0.1	5.7 ± 0.5	6.2 ± 0.6

4.2 금속간화합물의 성장 예측값과 실험값의 비교

Fig. 6은 실험을 통해 측정된 값과 모델링을 통해 예측한 ENEPIG/solder 계면의 IMC 두께를 비교하였다. 전류인가 시간이 0시간에서 250시간으로 증가하면서 EM에 의한 IMC 성장 실험값은 7.9 ㎛에서 12.1 ㎛으로 증가하였고, 예측값과 서로 일치하는 것을 확인할 수 있다. Fig. 7은 solder/Cu 계면에서 IMC의 두께를 측정한 값으로 전류인가 시간에 상관없이 거의 일정한 IMC 두께(~5.5 ㎛)를 나타내었다. 본 연구는 solder/Cu 계면을 모델링하지 않았기 때문에 Fig. 7은 실험값만 표기하였다.

Fig. 6

Kinetics of IMC growth for the Cu/ENEPIG/solder joint

Fig. 7

Kinetics of IMC growth for the solder/Cu joint

4.3 표면처리에 따른 IMC 성장 비교

Fig. 8은 표면처리에 따른 IMC 성장을 비교한 그래프이다. 250시간 뒤 IMC 두께는 실험값과 예측값 모두 4.2 ㎛ 성장을 하였다. 저자의 지난 연구에서 OSP 표면처리된 Cu pad와 Sn-0.7Cu 솔더의 경계면에서 동일한 전류밀도(10 kA/cm²)를 가한 경우 전류인가 시간에 따라 IMC의 두께는 증가였다¹¹⁾. 특히, as-reflow 상태의 IMC 두께를 기준으로 전류인가 시간에 따라 OSP/솔더 계면층에 IMC의 두께는 250시간 후 ~9 ㎛까지 증가하였다. 반면 ENEPIG 표면처리 시 IMC 성장률이 OSP 표면처리를 했을 때 보다 약 50 % 감소하여 전류인가 250시간 후 ~4.2 ㎛ 성장함을 확인하였다. 이는 ENEPIG의 Ni층이 Cu의 확산을 막기 때문에 표면처리를 하지 않았을 때보다 Cu 공급이 원활하지 못해서이다.

Fig. 8

Kinetics of IMC growth for various surface finishes: ENEPIG and OSP¹¹⁾

그리고 본 연구는 Sn-2.5Ag 솔더를 사용하였고 지난 연구는 Sn-0.7Cu 솔더를 사용하였기 때문에¹¹⁾, 솔더 종류에 따른 금속간화합물 성장 거동의 차이가 있는지를 고찰하였다. 솔더의 종류에 상관없이 기지조직은 β-Sn상으로 동일하고, 리플로우시 Sn-2.5Ag 솔더의 Ag는 모두 Ag₃Sn 공정조직으로 형성되고, Sn-0.7Cu 솔더의 Cu는 Cu₆Sn₅ 공정조직으로 형성된다. 하지만 리플로우 시 Cu-pad로부터 공급되는 Cu의 확산으로 인해서 모든 솔더는 Cu₆Sn₅ 공정조직이 존재하게 되고, 특히 Sn-0.7Cu 솔더는 as-reflow 시 솔더에 이미 존재하는 Cu₆Sn₅에 의해서 Cu-pad로부터 공급받아 생성되는 Cu₆Sn₅의 양은 Sn-2.5Ag 솔더에 비해서 적다고 알려져 있다¹⁹⁾. 따라서 두 솔더의 IMC 생성 kinetics는 EM 이전과 이후 모두 큰 차이가 없다고 판단되며, Fig. 8의 금속간화합물 성장 거동의 차이는 표면처리층의 차이가 가장 큰 이유라고 생각된다.

5. 결 론

솔더 접합부(Cu/ENEPIG/Sn‒2.5Ag/Cu)의 EM에 의한 금속간화합물의 성장 거동 예측식을 모델링 하였고, 실험을 통해 관찰된 실제 값과 모델링 식에 의한 예측 거동을 비교한 결과 다음과 같은 결론을 도출하였다.

1) 리플로우 후, ENEPIG/solder 계면에는 (Cu, Ni)₆Sn₅가 형성되고 solder/Cu 계면에는 Cu₆Sn₅이 형성되었다. 솔더내부는 Cu₆Sn₅의 islands와 Ag₃Sn이 생성되었다.
2) ENEPIG/IMC/solder 계면에서의 Cu, Ni, Sn 원자의 이동도를 계산하여, 전류인가 시간에 따른 금속간화합물의 두께 변화식이 도출되었다. 모델링 결과 전류밀도 10 kA/cm² 조건에서 250 시간 유지되면, 금속간화합물의 두께는 4.2 ㎛ 증가한다고 예측되었다.
3) 이를 검증하기 위한 EM 실험 결과, ENEPIG/ solder 계면에서의 금속간화합물은 4.2 ㎛ 성장하였고, 예측식과 정확히 부합하였다.
4) 금속간화합물층의 두께 변화는 OSP/solder 계면에서 ~9 ㎛ 그리고 ENEPIG/solder 계면에서 ~4.2 ㎛ 성장하였다. 따라서 ENEPIG 표면처리의 Ni 도금층이 Cu의 확산을 방지하여서 EM에 의한 금속간화합물의 성장을 약 50 % 억제시킨 것으로 판단된다.

ENEPIG 표면처리를 적용한 Sn-2.5Ag 솔더 접합부의 Electromigration에 의한 금속간화합물 성장