Electronic packages include various materials such as metals, polymers and ceramics, to perform their electrical and mechanical functions. Resultantly, many interfaces of dissimilar materials exist in the package. Therefore, the reliability related to the interfaces of dissimilar materials is important. This study covered the adhesion strength of bonded dissimilar films and residual stress in multilayered thin films used in electronic packaging.
First, the analysis of peel test to estimate the adhesion strength of Cu/Cr/Polyimide system has been conducted. The T peel strengths were measured using a Cu/Cr/polyimide system under varying metal layer thickness and rf plasma pretreatment conditions. Measured peel strength showed reversed camel back shape against the metal layer thickness, which is quite different from the results of the 90° peel test. Elementary analysis suggests that the T peel strength variation is a combined outcome of the plastic bending work of the metal and polymer strips, and when the latter were subtracted from the measured peel strength, interfacial fracture energies, quite independent of the metal layer thickness but increasing with the rf plasma power density were procured. Another interesting outcome is that the peel angle, the angle between the unpeeled ligament and the load axis normal, can be actually predicted and is a useful measure of the root curvature and the interfacial fracture energy.
Secondly, the residual stresses in electroless plated Ni(P) films were investigated. Electroless plated Ni(P) films have been widely used as under-bump-metallurgy in microelectronic packaging, however high tensile stresses in the films often cause reliability concerns. Here, Ni(P) films with varying P content were made by changing the pH of the plating solution, and the residual stresses in electroless Ni(P) films in as-prepared samples were all tensile regardless of the P content, but tended to decrease in magnitude with increasing P content. The film stress during the thermal cycling tests (up to 480 ℃) was measured in situ by the laser curvature method. Results showed tensile stress developments of ~85, ~120 and ~26 MPa at about 360 °C for the Ni(14 wt % P), Ni(11.7 wt % P) and Ni(8.7 wt % P) films, respectively. Also, another stress increment of ~86 MPa was found for the Ni(3 wt % P) films at 420 °C. Subsequent X-ray diffraction, TEM and differential scanning calorimetry analyses revealed that the former (at 360 ℃) was related to the transformation of amorphous Ni(P) phase to crystalline Ni and $Ni_3P$, and the latter to the precipitation of $Ni_3P$ from the Ni crystals.
Thirdly, the film stresses caused by the phase transformation in Ni(P)-Sn films were measured in situ and correlated with the formation of intermetallic compounds(IMC) such as $Ni_3Sn_4$, $Ni_3Sn_2$, $Ag_3Sn$ and $Ni_3P$. Thermal cycling (250 ℃) and aging (180 ℃) experiments in solid state reaction showed that the formation of $Ni_3Sn_4$ and $Ni_3P$ layers in Ni(11.7P)-Sn films led to the tensile stress in the multilayer films, while that in Ni(3P)-Sn(0.5 ㎛) films resulted in the compressive stress. It was ascribed to the competition of the tensile stress in $Ni_3Sn_4$ film due to the volume expansion and the compressive stress in $Ni_3P$ film due to the volume shrinkage. During thermal cycling up to 480℃ of $Ni(11.7P)-Sn(0.5 ㎛) films, additional stress burst occurred due to the self crystallization and the formation of $Ni_3Sn_2$ around 340 ℃. In case of Ni(3P)-Sn(0.5 ㎛) films, there was a slow tensile stress development in the range of 300 ~ 400 ℃ due to the formation of $Ni_3Sn_2$ phase and the precipitation of $Ni_3P$ from Ni(3P). The film stresses in Ni(P)-SnAg films during thermal cycling were similar to those in Ni(P)-Sn films because the same layered $Ni_3Sn_4$ and $Ni_3P$ films formed, but $Ag_3Sn$ of isolated island type seldom affected the film stresses.
Last, the intrinsic stress evolutions and phase transformation kinetics due to the crystallization of amorphous Ni(P) films and the formation of IMCs in Ni(P)-Sn films during isothermal aging treatment were measured using in situ stress measurements. The results showed that the intrinsic stresses were about 200 and 150 MPa for Ni(14P) and Ni(11.7P) films, respectively, and according to Johnson-Mehl-Avrami crystallization kinetics analysis, the Avrami exponents were about 3.6±0.46 and 4.2±0.39, and the activation energies were 275 and 260 kJ/mol, respectively, for Ni(14P) and Ni(11.7P) films. The apparent intrinsic stress due to the formation of IMCs such as $Ni_3Sn_4$ and $Ni_3P$ in Sn-Ni(11.7P) films was about 320 MPa. Application of the empirical growth model to in-situ stress measurements during isothermal phase transformation of Ni(P)-Sn showed that the IMCs growth became diffusion-controlled (n=0.38±0.01) as the thickness increased and the activation energy was about 35 kJ/mol.
전자패키지는 전기적, 기계적 역할을 수행하기 위하여 금속, 세라믹, 폴리머 등의 여러 재료로 구성되어 형성된 다양한 계면은 신뢰성에 중요한 역할을 한다. 특히, 이들의 계면 접착력이나 프로세스 상에서 발생하는 응력형성은 전자패키지의 기계적 신뢰성 확보에 있어 매우 중요한 인자들이다. 따라서 본 연구에서는 계면의 접착력을 평가하는 방법의 새로운 해석과 다층박막에서 상변태에 의해 발생하는 잔류응력에 대한 연구를 수행하였다.
첫째, Cu/Cr/polyimide 테이프의 접착강도를 평가하기 위해 사용되는 필테스트에 대한 해석을 하였다. Cu/Cr/polyimide 테이프의 T 필강돌를 금속박막의 두께와 고주파 플라즈마 밀도를 변화시키며 측정하였는데, 금속박막의 두께의 증가에 따라 필강도는 reversed-camel back shape을 나타내었고 고주파 플라즈마 밀도의 증가에 대해서는 선형적으로 증가한 후 포화되는 경향을 보였다. 한편, 굽힘보 이론과 필균열에서의 박막의 최대곡률값을 측정함으로써 굽힘 소성변형에너지를 구하여 에너지 보존법칙에 의해 계면파괴에너지를 유도할 수 있었다. 계면파괴에너지는 금속박막의 두께에 거의 영향을 받지 않고 고주파 플라즈마 밀도의 증가에 따라 증가되는 경향을 보이므로써 계면강도의 고유값을 나타냄을 알 수 있었다. 또한 T 필테스트에서 측정되는 필각도에 대한 해석을 수행하였는데 박막의 굽힘소성변형에너지와 계면파괴에너지로부터 필각도를 이론적으로 추정하므로써 필각도와 계면파괴에너지의 상관관계를 정립할 수 있었다.
둘째, 마이크로전자패키지에서 UBM으로 널리 사용되는 무전해 니켈 박막의 잔류응력에 대한 연구를 수행하였다. 도금용액의 pH 증가에 따라 박막내 P 함량은 선형적으로 감소하고 박막의 거칠기도 증가하였다. 도금상태에서 P 함량의 감소에 따라 잔류응력은 증가하였으나 모두 인장응력을 나타내었다. 열사이클시 (상온 ~ 480 ℃) 박막응력을 레이저를 이용한 웨이퍼곡률측정으로 in situ 로 측정하였다. Ni(14 wt%P), Ni(11.7 wt%P), Ni(8.7 wt%P) 박막의 경우 360 ℃ 각각 약 85, 120, 26 MPa 의 인장응력이 발생하였는데 XRD, DSC, TEM해석에 의하면 이것은 비정질 Ni(P) 박막이 Ni 결정과 $Ni_3P$ 결정으로 결정화되는 과정에서 형성된 고유응력이다. Ni(3 wt%P) 박막의 경우는 약 420 ℃ 에서 약 86 MPa 정도의 인장응력이 발생하였는데 이것은 Ni(P) 결정으로부터 $Ni_3P$ 의 석출에 의한 고유응력발생이다.
셋째, Ni(P)/Sn 박막에서 상변태에 의한 박막응력을 in situ로 측정하여 $Ni_3Sn_4$, $Ni_3Sn_2$, $Ag_3Sn$, $Ni_3P$ 등의 금속간화합물 형성과의 관계를 규명하였다. 250 ℃ 열사이클과 고상 열처리 실험(180 ℃) 에 의하면, Ni(11.7P)/Sn 박막에서 $Ni_3Sn_4$ 과 $Ni_3P$ 층의 형성은 박막에 인장응력을 유발시키고, Ni(3P)/Sn 박막에서는 $Ni_3Sn_4$ 과 $Ni_3P$ 층의 형성은 압축응력을 유발시켰다. 이것은 부피팽창에 의한 $Ni_3Sn_4$ 층의 인장응력 형성과 부피감소에 의한 $Ni_3P$ 층의 압축응력 형성의 상호작용의 결과에 의한 것이다. 480 ℃ 까지의 열사이클동안 Ni(11.7P)/Sn 박막의 경우 self crystallization 과 약 340 ℃ 에서 $Ni_3Sn_2$ 의 형성에 의한 추가적인 인장응력의 형성이 관찰되었으며 Ni(3P)/Sn 박막의 경우에는 약 300 ~ 400 ℃ 범위에서 $Ni_3Sn_2$ 의 형성과 $Ni_3P$ 의 석출에 의해 서서히 인장응력이 발달함을 보였다.
Ni(P)/SnAg 박막의 경우에 박막 응력의 형성은 Ni(P)/Sn 박막의 경우와 거의 유사하였는데 이것은 동일한 $Ni_3Sn_4$, $Ni_3P$ 층이 형성되었고 추가적으로 형성된 $Ag_3Sn$ 상은 island 형태로 형성되어 박막의 응력형성에 거의 영향을 주지 않았기 때문이다. 넷째, 등온 열처리동안 비정질 Ni(P) 박막의 결정화 과정과 Ni(P)/Sn 박막에서 금속간화합물 형성과정에서의 고유응력 발생과 이들을 상변태 속도론에 적용하는 연구를 수행하였다. Ni(14P)와 Ni(11.7P) 박막의 경우 결정화에 의한 고유응력의 발생은 각각 약 200, 150 MPa 이었다. Johnson-Mehl-Avrami 결정화 해석에 의하면 Avrami 지수는 약 3.6±0.46, 4.2±0.39이고, 활성화에너지는 각각 242, 239 kJ/mol 이다. Ni(11.7P)/Sn 박막에서 $Ni_3Sn_4$ 와 $Ni_3P$ 형성에 의한 유효 고유응력은 약 320 MPa 였다. 등온 열처리동안 in situ 응력 측정을 empirical growth model에 적용을 하면 금속간 화합물의 성장은 초기에는 반응제어이었고 금속간화합물 두께가 증가함에 따라 확산제어(n=0.38±0.01)가 됨을 알 수 있었다. 이때 활성화에너지는 35 kJ/mol 이었다.
