籍成宗，李京龍，熊江濤，張賦升，孫兵兵

(西北工業(yè)大學(xué) 摩擦焊接陜西省重點實驗室，陜西 西安 710072)

預(yù)共晶條件下單晶硅接頭的組織性能研究

籍成宗，李京龍，熊江濤，張賦升，孫兵兵

(西北工業(yè)大學(xué) 摩擦焊接陜西省重點實驗室，陜西 西安 710072)

通過在單晶硅表面預(yù)制一層Au-Si熔敷層，利用Au-Si低溫共晶原理實現(xiàn)預(yù)共晶條件下單晶硅的低溫擴散連接。分析表明，在界面的共晶組織中，Si的生長形態(tài)受晶體學(xué)取向和生長環(huán)境共同作用。由于Au-Si互不相溶，隨著溫度的升高，晶粒呈枝蔓狀生長，其中某些晶粒沿著基體生長并最終實現(xiàn)基體的橋狀連接。分析認(rèn)為，隨著預(yù)共晶溫度的升高，接頭焊縫區(qū)域逐漸變窄，焊合率上升，連接強度提高，Si的生長形貌趨于規(guī)則，界面中孔洞的數(shù)量減少和尺寸減小且趨于均勻。

單晶硅；擴散連接；Au-Si預(yù)共晶連接

0 前言

在此通過采用在單晶硅待連接表面預(yù)制Au-Si熔敷層，然后進行連接的方法，即表面預(yù)共晶法，實現(xiàn)其低溫下高焊合率的可靠連接。

1 實驗材料與方法

實驗所用單晶硅(陜西華山半導(dǎo)體材料公司生產(chǎn))尺寸為φ 29 mm×4 mm，連接面晶面指數(shù)為111。金箔(市售)厚度分別為8μm、4μm(純度99.9)。連接前，首先對待連接的Si(111)面預(yù)制Au-Si熔敷層，然后再進行連接。熔覆層制備過程為：用1500#SiC砂紙對機械拋光表面稍加打磨后，用HF溶液(濃度10%)酸洗3 min，用清水沖洗干凈，而后丙酮超聲波清洗2 min，去除表面氧化膜，以減輕其對擴散連接過程的不利影響。將4μ m金箔放置在經(jīng)過表面處理的單晶硅表面，置于真空擴散爐(自制FJK-2型輻射加熱真空擴散焊機)內(nèi)，施加0.83 MPa軸向壓力，真空度為2×10-3Pa，以10℃／min的速率升溫到500℃保溫60 min，使Au、Si緊密接觸，產(chǎn)生局部固相擴散連接，使單晶硅表面生成Au(Si)熔敷層，隨爐冷卻。之后，以熔敷面相對的形式，將兩塊經(jīng)過預(yù)共晶熔敷的單晶硅構(gòu)成Si-Au(Si)-Si結(jié)構(gòu)，置于真空擴散爐內(nèi)，升溫(第一組升溫到600℃，第二組升溫到650℃，第三組升溫到700℃)，不施加壓力，分別保溫10 min，使界面快速生成Au-Si液相；隨后將三組試樣均降溫到400℃，施加0.83 MPa壓力，保溫30 min后隨爐冷卻。

為進行對比，對未進行Au-Si預(yù)共晶熔敷的單晶硅進行直接Au-Si共晶連接，待連接表面仍為Si (111)晶面。連接過程為：將8μ m金箔放置在兩硅片之間，以Si-Au-Si的結(jié)構(gòu)置于真空擴散爐內(nèi)，施加0.83 MPa軸向壓力，真空度為2×10-3Pa，以10℃／min的速率分別升溫到600℃、650℃、700℃，保溫60 min后隨爐冷卻。

連接后，垂直接頭連接界面剖切，打磨拋光。采用掃描電鏡(SEM，SUPRA55型)觀察接頭界面微觀組織形貌，分析預(yù)共晶對連接界面橋狀連接、界面孔洞形貌的影響。

從試樣中心切下尺寸為10 mm×10 mm×8 mm的試樣，然后將其兩側(cè)用AB膠粘于拉伸夾具上，利用電子拉伸機(Instron4505)進行力學(xué)性能測試。

2 實驗結(jié)果和討論

2.1 Au-Si共晶連接接頭界面微觀形貌分析

2.1.1 界面橋狀連接形貌分析

如圖1所示，在直接共晶連接的接頭形貌中多處出現(xiàn)了Si基體直接連接在一起的橋狀連接。這是由于Si的生長形態(tài)受晶體學(xué)取向和生長環(huán)境共同作用的影響，同時由于Au-Si幾乎不互溶，隨著溫度的降低，Si迅速從液相中析出，形成尺寸極細(xì)小的晶粒，這些晶粒沿晶體生長最快的方向連生，形成枝蔓狀晶粒。某些依附于基體生長的枝蔓狀Si晶粒保持基體的晶體學(xué)取向并快速生長，最終實現(xiàn)兩基體的橋狀連接。而在預(yù)共晶條件下的連接接頭形貌中橋狀連接區(qū)域明顯減少，大部分呈現(xiàn)出的是無規(guī)則枝蔓狀，這是由于經(jīng)過高溫預(yù)處理后，Si的定向生長趨勢減弱。在直接共晶連接過程中，由于連接溫度遠(yuǎn)高于預(yù)共晶連接溫度和共晶溫度，故Au-Si共晶液相在降溫過程中的存在時間較預(yù)共晶連接時要長，而液相內(nèi)原子相比固態(tài)原子具有更快的擴散能力。鑒于以上原因，直接共晶連接時Si晶體一旦從Au-Si液相中析出形核便會以小晶面生長方式發(fā)生較為充分的生長，且邊緣較平直，而預(yù)共晶連接時的生長并不充分，需進一步延長保溫時間。

圖1 單晶硅連接界面橋狀連接SEM形貌Fig.1 SEM cross-sectional images of bridged silicon

2.1.2 界面孔洞現(xiàn)象

實驗表明，在單晶硅的擴散連接中，接合界面上的孔洞對接合層的可靠性有嚴(yán)重影響，孔洞問題是制約單晶硅擴散連接應(yīng)用于工程實際的關(guān)鍵問題之一[5-7]。無論是對表面平整度和光潔度要求極高的Si-Si直接擴散連接、添加中間金箔的直接共晶連接以及在單晶硅表面沉積無定形硅后進行的擴散連接，都無法杜絕界面孔洞的形成，只是孔洞數(shù)量和大小尺寸的變化。

一般固相擴散連接的孔洞是由于該區(qū)域沒有發(fā)生相互擴散而造成的未焊合區(qū)，而實驗中的孔洞一方面由于在Au-Si的連接過程中，隨著Si向Au溶解，由于Au-Si液相(18.64 g／cm3)和Si(2.33 g／cm3)存在很大的密度差，在連接過程中生成的Au-Si共晶液相增加的體積不足以彌補Si消耗的體積，意味著形成的Au-Si共晶液相不足以完全填充Si中的凹坑，導(dǎo)致界面孔洞的形成。另一方面，降溫過程中Au-Si液相產(chǎn)生了較大的體積收縮和Au、Si線膨脹系數(shù)的差異(SiCTE＝3.59×10-6K-1，AuCTE＝14.6×10-6K-1)造成的熱應(yīng)力，導(dǎo)致在Au-Si界面應(yīng)力集中過大區(qū)產(chǎn)生裂紋并擴展，在接頭界面上形成孔洞缺陷。

通過圖2的對比發(fā)現(xiàn)，預(yù)共晶條件下Au-Si界面(見圖2b)的孔洞數(shù)量和尺寸均小于直接共晶連接，這是由于Si原子擴散進Au中是優(yōu)先沿著界面能最高的晶面(100)進行的，也就是說Si擴散進Au中是有取向性的；另外孔洞的產(chǎn)生決定于在單晶硅連接中Au-Si界面上能否快速生成一層Au-Si共晶液相，而且隨后Au-Si液相與Si基體較低的反應(yīng)速率也可以阻止微孔的產(chǎn)生。觀察單晶硅表面預(yù)制的Au-Si熔敷層形貌(見圖2b)，單晶硅基體與中間層的界面是曲折的，故界面上存在多種晶面，同時由于共晶組織中的Si顆粒也存在多種晶面，而這些晶面的晶面能均大于等于晶面能最小的(111)晶面的晶面能，從而使得Au-Si共晶液相可以在略高于Au-Si共晶溫度的條件下產(chǎn)生。因此，相對于直接共晶連接，預(yù)共晶法可以在相同溫度下短時間(10 min)內(nèi)在單晶硅連接界面上生成一層Au-Si共晶液相，且Au-Si共晶液相含有一定比例的Si；另一方面，保溫在低溫下(400℃)進行，使得Au-Si液相與Si基體的反應(yīng)速率減慢，Au-Si共晶液相能充分填充由于密度差引起的孔洞。故預(yù)共晶法相對于直接共晶連接會較少生成孔洞。

2.1.3 界面焊合率計算

圖2 單晶硅連接界面孔洞SEM形貌Fig.2 SEM cross-sectional images of micro-void

通過對比溫度為600℃、650℃、700℃的直接共晶連接和預(yù)共晶條件下經(jīng)過600℃、650℃、700℃處理后的界面低倍光鏡圖?？梢郧宄匕l(fā)現(xiàn)，預(yù)共晶處理后界面的焊合率有了質(zhì)的提高，直接共晶連接在700℃時焊合率達(dá)到最大值，但也僅有57%，而預(yù)共晶條件下雖然同樣在處理溫度為700℃時達(dá)到最大值，但其焊合率卻達(dá)到了87%，在低倍光鏡下界面幾乎觀察不到明顯的缺陷。焊合率對比如圖3所示。

圖3 不同工藝方案下焊合率隨溫度變化曲線Fig.3 Bonding ratios as functions of bonding factors

通過圖3可以發(fā)現(xiàn)，隨著預(yù)共晶后續(xù)處理溫度的升高，焊合率由600℃的74%提高到700℃的87%，可見預(yù)共晶后的高溫處理對焊合率的影響同樣非常明顯。通過分析，其中主要原因是由于預(yù)共晶處理后低溫共晶連接的初始條件為過飽和固溶體的相互接觸，相比于直接共晶連接的Au、Si直接接觸，固固界面的畸變能增加，使得產(chǎn)生Au-Si共晶液相的動力增大，阻力減小，故預(yù)共晶條件下的焊合率明顯高于Au-Si直接共晶時的焊合率。預(yù)共晶條件下，隨著后續(xù)處理溫度的升高，Au-Si共晶液相更容易鋪滿整個界面，潤濕更充分，使得焊合率隨后續(xù)處理溫度的升高而增大。同時，預(yù)共晶法最后階段的連接溫度均較低(400℃)，使得Au-Si共晶液相與Si基體的反應(yīng)速率減慢，相對于高溫下的直接共晶連接，Au-Si共晶液相能更充分的填充由于密度差引起的孔洞。

2.1.4 界面厚度差異分析

圖4為預(yù)共晶條件下連接界面微觀形貌。由于金箔厚度相同(兩層共8μm)，通過對比可以清楚的發(fā)現(xiàn)，邊緣區(qū)域的Au-Si混合層厚度明顯大于中間區(qū)域。出現(xiàn)這種現(xiàn)象的原因：其一，由于是預(yù)共晶后的高溫處理，隨著溫度的降低，Au-Si共晶中的Au會發(fā)生與Si基體的晶體學(xué)取向存在某種特定關(guān)系的外延生長，使得Si基體表面的Au厚度不均；其二，在低溫連接過程中，Au-Si共晶液相在軸向壓力作用下會逐漸沿界面被擠向試樣邊緣。兩者共同導(dǎo)致出現(xiàn)了整個界面嚴(yán)重厚薄不均的現(xiàn)象，如圖4所示。

圖4 預(yù)共晶條件下界面不同區(qū)域厚度SEM形貌Fig.4 SEM cross-sectional images of thickness difference

2.2 接頭斷面形貌分析

利用電子拉伸機(Instron 4505)對切取的10 mm× 10 mm×8 mm試樣進行抗拉強度測試，測試結(jié)果表明，直接共晶連接時接頭強度隨溫度升高而增大，為5～12 MPa；預(yù)共晶條件下，接頭強度隨高溫處理溫度的升高而增大，但相同溫度下預(yù)共晶連接的接頭強度略低于直接共晶連接的接頭強度，700℃時為9MPa，這與預(yù)共晶條件下相對較高的焊合率相矛盾。

圖5 斷口SEM形貌Fig.5 SEM cross-sectional images of fracture appearance

圖5為斷口SEM形貌，通過對斷口進行EDS分析顯示，圖5a、圖5b中的黑色區(qū)域均為Si，而灰色區(qū)域均為Au。通過對圖1的觀察發(fā)現(xiàn)，出現(xiàn)這種有悖于焊合率的原因之一是直接共晶連接的界面出現(xiàn)了更多的橋狀連接，而預(yù)共晶連接界面橋狀連接區(qū)域很少，該原因充分說明橋狀連接對連接接頭的強度起著決定性的作用；原因之二是預(yù)共晶法連接溫度較低，時間較短，導(dǎo)致降溫過程中Au-Si共晶液相存在時間較短，使得Au、Si相未能完全分離，殘留了較多的硬脆性Au-Si固溶體，在一定程度上降低了接頭的連接強度。觀察發(fā)現(xiàn)，預(yù)共晶條件下的連接接頭基本在兩Au-Si熔敷層之間發(fā)生斷裂，說明預(yù)共晶條件下的低溫連接過程中，Au-Si共晶液相并沒有完全填充整個界面，界面依然存在未潤濕的區(qū)域，使得部分區(qū)域的連接僅是Au-Au的固相擴散連接，其連接強度相對于Au-Si共晶液相的連接要低，削弱了接頭的連接強度。

3 結(jié)論

(1)表面預(yù)共晶法使得界面孔洞數(shù)量及尺寸明顯減小，焊合率增大。這是由于預(yù)共晶處理后，可以使得界面在短時間內(nèi)形成Au-Si共晶液相，同時較低的連接溫度使得Au-Si液相與Si基體的反應(yīng)速率減慢，Au-Si共晶液相能充分填充由于密度差引起的孔洞。

(2)表面預(yù)共晶法中橋狀連接區(qū)域減少且界面出現(xiàn)明顯的厚薄不均的現(xiàn)象。原因是預(yù)共晶處理后，Si的定向生長趨勢減弱，且由于較低的連接溫度，使得Si并沒有充分生長。而Au-Si共晶中的Au會發(fā)生與Si基體的晶體學(xué)取向存在某種特定關(guān)系的外延生長，同時由于Au-Si共晶液相在軸向壓力作用下會逐漸沿界面被擠向試樣邊緣，使得Si基體表面的Au厚度不均。

(3)表面預(yù)共晶處理后接頭強度低于直接共晶連接得到的接頭強度。預(yù)共晶處理后連接溫度較低，時間較短，導(dǎo)致降溫過程中Au-Si共晶液相存在時間較短，使得Au、Si相未能完全分離，殘留了較多的硬脆性Au-Si固溶體。

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Effects of pre-eutectic on microstructures and mechanical properties of monocrystalline silicon joints

JI Cheng-zong，LI Jing-long，XIONG Jiang-tao，ZHANG Fu-sheng，SUN Bing-bing
(Shanxi Key Laboratory of Friction Welding Technologies，NPU，Xi'an 710072，China)

The monocrystalline silicon is bonded under the condition of pre-eutectic at low temperature based on the principle of Au-Si low-temperature eutectic with prefabricated Au-Si eutectic adhesion layer in the surface layer of monocrystalline silicon.In the eutectic organization of the interface，the growth of Si is affected by the crystallographic orientation and growth environment through the analysis of experimental results.Because almost no Au-Si mutually dissolved,with the rise of temperature,the grain grows like“branches”and some grain grows along the base substrate forming“bridge”bonding eventually.The results showed that the bonding region is gradually narrowed，bonding rate is added，bonding strength increases，Si tends to grow regular and the number of cavity is gradually reduced with smaller size and well-distributed as the temperature increases after pre-eutectic.

monocrystalline silicon；diffusion bonding；Au-Si pre-eutectic bonding

TG401

A

1001-2303(2011)08-0107-05

2011-04-19

籍成宗(1987—)，男，山東濰坊人，在讀碩士，主要從事先進連接技術(shù)的研究工作。

單晶硅具有準(zhǔn)金屬物理特性、顯著的半導(dǎo)電性和穩(wěn)定的化學(xué)性能，因此在很多科技前沿領(lǐng)域如太陽能電池、光伏技術(shù)和電子信息化裝備等獲得了廣泛的應(yīng)用。其中電子信息化裝備的發(fā)展面臨最大的困難與挑戰(zhàn)就是如何將加工有微通道網(wǎng)絡(luò)的單晶硅與底座完美連接起來。單晶硅作為一種非金屬材料，無法利用熔焊實現(xiàn)連接，比較有希望的連接方法是擴散連接。目前，利用金屬過渡層實現(xiàn)單晶硅的連接已成為近年來的主要研究方向[1-3]，金屬過渡層通常有Al、Au、Ti、Cr等，其中Au-Si共晶溫度較低(363℃，w(Si)＝18.6)、液相粘結(jié)性好、鍵合強度高、對表面粗糙度不敏感，是很好的鍵合材料。但由于Au-Si在平衡態(tài)條件下為互不固溶體系，即使在界面能的幫助下形成互擴散層，Au-Si在略高于共晶溫度時的互擴散能力也極為有限，難以在較短時間內(nèi)形成連接所需的共晶液相，因此，直接共晶連接往往需要較高的連接溫度(520℃～700℃)[3]。然而，高溫連接會使Au-Si共晶液相在降溫過程中產(chǎn)生較大體積收縮，造成連接界面微孔甚至裂紋，影響接頭密封性能[4]。因此，充分利用Au-Si共晶溫度較低的優(yōu)勢降低其連接溫度，已經(jīng)成為該領(lǐng)域的重要研究方向之一[3-4]。