1. 서 론
최근 전기 자동차의 보급이 확대되고 궁극적으로 내연기관 차동차를 대체하는 로드맵에 따라 배터리의 소형화 및 경량화와 고속 충전을 유도할 수 있는 파워 모듈의 개발에 대한 관심이 증가하고 있다. 따라서 파워 밀도가 우수하고 우수한 에너지 변환 효율을 나타내는 SiC 및 GaN와 같은 wide band gap(WBG) 파워 반도체의 개발과 이들의 모듈화 적용에 대한 연구가 전 세계적으로 활발히 진행되고 있다 [1-6]. WBG 반도체는 기존의 Si 기반 반도체에 비해 우수한 열적 특성을 기반으로 고전압 대응 및 스위칭 손실의 최소화 등의 우수한 동작 특성을 가진다 [7-9]. 그러나 WBG 반도체 기반의 파워 모듈 적용 시 차량 경량화를 위해 냉각 시스템 등이 최소화될 경우, 차량 구동 중 파워 반도체의 정션(junction)부 온도는 300 °C까지도 상승할 수 있어 기존의 다이 접합(die bonding) 소재인 Pb계 솔더 및 무연 솔더는 재용융 등의 신뢰성 문제로 사용이 불가능하다 [10-12]. 따라서 고내열, 고내구성 및 고신뢰성을 가진 파워 모듈의 개발을 위해서는 고융점 특성으로 인해 고온 구동환경에서도 기계적 물성의 변이가 적은 접합부를 형성할 수 있는 새로운 접합소재 또는 접합공정의 적용이 필요하다 [13-16].
현재 300 °C 내열 접합부를 형성할 수 있는 접합소재로는 Ag 입자가, 접합공정으로는 천이액상(transient liquidphase, TLP) 소결접합 기술이 각각 주목받고 있다. Ag 입자들은 이를 필러(filler)로 한 페이스트(paste) 또는 필름형 소재를 제조하여 250 °C 부근에서의 고상 소결공정으로 접합하는 기술로, 형성 접합부가 Ag이므로 내열 온도는 700 °C 이상으로 상승하고, 열전도도 또한 최고 수준을 나타낸다 [17-20]. 그러나 우수한 미세조직 접합부의 형성을 위해서는 일반적으로 높은 압력 하에서의 압착(compression) 소결공정이 요구되는데, 이는 접합공정의 생산성 저하와 함께 공정의 장비 의존성을 높이는 단점을 내포하면서 반도체 소자 및 기판이 손상 위험성을 높인다[21,22]. 또한 고상 소결의 특성상 형성 접합부 내에는 다수의 기공이 형성되며, Ag 입자의 비싼 원소재 가격은 실제 산업에서의 적용 경쟁력을 크게 떨어뜨린다 [23-26].
TLP 소결접합은 공정 중 형성되는 액상 금속과 잔류 고융점 금속상간의 반응으로 궁극적으로 접합부 전체에 금속 간 화합물(intermetallic compound, IMC)을 형성시키는 방안인데, IMC의 고융점 특성으로 인해 접합부의 내열성이 확보되는 원리다 [27-31]. 그러나 금속들간의 확산을 통해 IMC가 성장하는 기구이기 때문에 접합 공정시간이 실제 생산 공정에 적용할 수 없는 수준으로 길어지는 문제가 발생한다 [27-31]. 이후 이러한 문제점을 개선하기 위해 금속들을 분말 형태로 적용하여 이들이 혼합된 페이스트로 TLP 접합을 실시한 연구가 진행되었는데, 반응 면적의 증가 및 요구되는 총확산 거리의 최소화로 접합 시간을 크게 감소시킬 수 있었으나, 여전히 15분 이상의 긴 접합 시간이 요구되었다 [32,33].
따라서 본 연구에서는 코어-쉘(core-shell) 형태의 Sn 코팅 Cu(Cu@Sn) 입자를 제조하되, 입자들의 평균 크기를 5 μm 수준으로 최소화하여 반응 면적의 증가와 총확산거리의 최소화를 통한 소결 접합 시간의 단축을 유도하고자 하였다 [34]. 또한 페이스트 소재에서 발생하는 조대 기공의 생성을 막고, Cu@Sn 입자간에 형성되는 기공부를 최소화시키기 위해 제조 Cu@Sn 입자들은 입자들간의 접촉이 이미 이루어진 프리폼(preform) 형태로 제조하여 접합 소재로 사용하였다. 프리폼의 우수한 초기 팩킹 밀도(packing density)는 소결접합 공정성 개선과 full-density에 가까운 접합부 미세조직 형성에 크게 기여할 수 있다 [35-37]. Cu@Sn 입자 기반 프리폼의 소결 접합 연구는 이미 보고된 바 있으나, 약 30 μm 크기의 입자들을 사용하여 접합 시간이 수십분 수준으로 너무 긴 문제가 있었으며[35-37], 칩 및 기판 표면 Sn 피니쉬(finish)의 최적 두께 및 소결 접합 시 가압력의 최적화 연구가 추가적으로 요구되는 상황이다.
2. 실험 방법
본 연구에 사용된 평균 크기 5 μm급 Cu@Sn 입자 기반 프리폼은 ㈜엑시노에서 제공받았는데, 자체 합성한 Cu@Sn 입자(0.02 g)를 3×3 mm 크기의 몰드에 장입한 후, 4 MPa의 압력으로 1분간 가압하여 제조하였다. 제조 프리폼의 평균 두께는 약 200 μm였다. 프리폼의 단면 미세조직을 관찰하기 위해 프리폼을 정밀 연마한 후, 고분해능 전계방사형 주사전자현미경(high resolution field emission scanning electron microscope, HR-SEM, SU8010, Hitachi)을 사용한 관찰을 실시하였다. 프리폼 소재의 밀도 분석을 위해 촬영한 단면 미세조직 이미지를 자체 제작한 프로그램으로 소프트웨어 처리하여 기공률을 정량적으로 측정하였다. 접합 과정에서 프리폼 내 상 변화를 확인하기 위해 각기 다른 Sn 함량을 가진 입자들로 제조된 프리폼의 250 °C 가열 시간에 따른 X선 회절(X-ray diffraction, XRD, DE/D8 Advance, Bruker) 분석을 실시하였다. 아울러 프리폼의 열반응 특성을 알아보기 위해 프리폼을 20 °C/min의 속도로 500 °C까지 승온하며 열중량-시차분석(thermo gravity-differential thermal analysis, TG-DTA, DTG-60h, Shimadzu)을 실시하였다.
접합을 위한 Cu 더미(dummy) 칩 및 기판은 전해 도금을 통한 Sn 피니쉬층을 형성하여 사용하였다 [35]. 전해 도금은 상용 도금액(SupraTin S-10 건욕액, ㈜호진플라텍)을 사용하여 실시했으며, 전극간 간격은 30 mm, 전류 밀도는 10 mA/cm2로 설정하고, 도금 시간을 변수로 진행하였다. 조금 시간에 따른 Sn 층 두께 측정은 도금층의 정밀 연마 후 주사전자현미경을 사용한 이미지 관찰로 진행되었다.
프리폼을 사용한 TLP 소결접합 시 Sn이 코팅된 Cu 더미 칩과 Cu 더미 기판의 크기는 각각 3×3×1 mm 및 10×10×1 mm였다. 제조 프리폼의 모서리 버(burr)는 균일한 소결접합을 방해하므로 4000 메시(mesh)의 연마지로 제거하였으며, 접합 시 극소량의 플럭스를 프리폼 표면에 도포하여 사용하였다. 프리폼을 기판 상에 놓고, 칩을 프리폼 상에 정렬한 샌드위치 구조 시편을 열압착 본더(thermo-compression bonder)를 사용하여 접합시켰는데, 대기 중에서 상온부터 250 °C까지 급격히 승온(평균 승온속도: 15 °C/s)시킨 후 5분간 접합을 실시하였다. 주요 공정 변수로는 칩 및 기판상 Sn 피니쉬층 두께와 접합 시 가압력이 고려되었다. 접합 시간 경과 후 가압력을 제거하였고, 급격한 온도 하강에 의한 접합부 내 크랙(crack) 발생 및 과다 응력 생성을 억제하기 위하여 접합 시편을 본더 위에서 15분간 약 70 °C까지 서서히 냉각시켰다. 이상과 같은 접합 과정은 그림 1에 모식도로 나타내었다. 접합부 내 미세조직을 관찰하기 위해 접합 시편의 단면을 정밀 연마한 뒤 주사전자현미경 촬영을 실시했으며, 자체 제작한 이미지 프로세싱 소프트웨어를 사용한 단면 미세조직 이미지의 분석으로 형성 접합부의 기공률을 정량적으로 측정하였다 [38]. 접합부의 기계적 특성은 전단 시험을 통한 강도값으로 분석되었으며, 조건당 5개의 시편을 테스트하여 그 평균 전단 강도값이 산출되었다.
3. 결과 및 고찰
3.1 Cu@Sn 입자 기반 프리폼의 특성
각각 다른 Sn 코팅량(함량)으로 제조한 프리폼의 단면 후방산란전자 이미지(back-scattered image, BSI)를 그림 2에 나타내었다.
Sn 함량이 증가함에 따라 Sn 쉘층의 두께 증가가 명확히 관찰(각 이미지 우측 상단의 삽입 사진 참조)되었고, 따라서 Sn 함량이 증가함에 따라 입자들 사이에서 연한 회색 영역의 Sn 상 면적이 지속적으로 확장되는 경향을 확연히 파악할 수 있었다. 아울러 프리폼 제조 시에는 4 MPa의 압력을 가해주었기 때문에 항복강도가 낮은 Sn층 위주로 소성 변형이 발생하게 되는데, 소성 변형의 발생은 입자 사이의 기공들을 크게 줄이는 효과를 야기시켰다. 즉, Sn 함량이 10 wt%인 경우(그림 2(a))에서는 Sn 코팅층의 Cu 표면 커버리지(coverage)가 완벽하지 않았고, 따라서 입자들 사이에서 Sn 상이 분포하지 않은 조직 부분들이 다수 관찰되었다. 이때 Sn 쉘층의 평균 두께는 약 157.3 nm로 측정되었다. 아울러 프리폼 제조 시 가해진 압력으로 인해 입자들의 소성 변형이 발생하며 조대 기공들은 관찰되지 않았지만, 입자들 사이에서 다수의 기공들이 존재는 조직이 관찰되었다. 한편 Sn 함량이 20 wt%인 경우(그림 2(b)), Sn 쉘층의 두께가 다소간 불균일하였지만, Sn 쉘층의 평균 두께는 약 340.1 nm까지 상승하였다. 아울러 Sn 코팅이 Cu 입자에 전면적으로 입자들간의 압접이 이루어짐에 따라 프리폼 내 기공률은 크게 감소한 결과가 관찰되었다. 반면, Sn 함량을 25 wt%까지 증가시킨 경우(그림 2(c)에서는 Sn 쉘층이 더욱 성장하여 Sn 쉘층의 평균 두께가 약 433.9 nm까지 증가하였다. 또한 가압력에 의한 Sn 층의 소성 변형이 더욱 원활해지며 입자들 사이가 맞물리면서 기공이 거의 채워진 상태의 조직이 관찰되었다. 이로 인해 입자들간의 경계는 실금에 의해 구분되는 조직이 생성되었다. 마지막으로 Sn 함량을 30 wt%로 증가시킨 경우(그림 2(d)), Sn 쉘층의 평균 두께는 약 602.4 nm로 가장 두꺼운 상태였으며, 가압에 의해 기공이 채워지는 것은 물론이고, 입자들 사이에 존재하던 실금 조직도 제거된 조직이 관찰되었다.
상기 관찰한 각 프리폼의 저배율 이미지를 바탕으로 기공률을 정량적으로 측정한 결과를 그림 3에 나타내었다.
Sn 함량이 10 wt%인 프리폼인 경우, 기공률이 12.31%로 측정되었고, 기공의 평균 크기도 0.57(±0.29) μm 수준으로 크게 측정되었다. Sn 함량을 20 wt%로 증가시킨 경우, 기공률은 6.37% 수준으로 감소하였고, 기공의 평균 크기 또한 0.47(±0.23) μm로 감소하였다. 한편 Sn 25 wt%인 프리폼의 경우, 기공률이 1.47% 수준까지 감소하였으며, 기공의 평균 크기도 0.26(±0.04) μm 수준까지 줄어들었다. 마지막으로 Sn 30 wt% 프리폼의 경우 기공률은 0.01% 수준까지 감소하여 최대 밀도(full density) 수준에 이르는 것을 확인하였다. 따라서 이후의 열처리 평가 테스트에는 우수한 접합 강도 및 보다 치밀한 밀도의 접합부를 빠른 시간에 형성할 가능성이 가장 높은 접합재, 즉, Sn 25 wt% 또는 30 wt%인 프리폼에 대해 실시하였다.
프리폼의 반응 특성을 관찰하기 위하여 250 °C에서 가열 시간에 따른 Sn 25 및 30 wt% 프리폼의 XRD 분석을 실시하였으며, 그 결과는 그림 4와 같았다.
Sn 25 wt% 프리폼의 경우(그림 4(a)), 제조 직후에 Sn이 형성되어 있는 것이 명확히 확인되었으며, 동시에 Cu6Sn5 상의 형성도 관찰되었다. 이 Cu6Sn5 상은 입자에 코팅된 Sn 쉘과 Cu 코어 사이에서 상호 확산에 의해 생성된 것으로 분석된다. 가열 시간이 30초인 경우 Sn의 피크(peak)들이 작아지고, Cu6Sn5의 피크들이 증가함과 동시에 Cu3Sn 피크들의 생성이 확인되었는데, 이는 Sn과 Cu 사이의 상호 확산반응이 급격하게 진행되었기 때문이다. 이후 60초 가열 시, Sn의 피크들이 완전히 사라지고, Cu6Sn5의 피크들은 유사하게 유지되면서 Cu3Sn 피크들이 더욱 증가하였다. 이를 통해 60초 가열 시 IMC 형성에 의한 Sn 쉘들이 소모가 완전히 마무리되었으며, 이후부터는 Sn의 검출이 없을 것임을 예측할 수 있었다. 따라서 90초부터는 가열 시간이 증가함에 따라 Cu6Sn5 피크들이 점점 감소하고(3분 시점에서 측정 시 Cu6Sn5 상이 검출되지 않음) Cu3Sn 피크들이 지속적으로 증가하는 경향이 관찰되었으며, 3분 가열 시부터는 Cu3Sn 상과 Cu 코어의 2상 조직으로 수렴되는 미세조직이 관찰되었다. 한편 대기 중 열처리 실험의 결과로 30초 가열 시부터 SnO2 상은 지속적으로 관찰되었다.
Sn 30 wt% 프리폼의 경우(그림 4(b)), 제조 직후 Sn 피크들의 강도들이 더욱 크게 측정되어 Sn의 절대 형성량이 Sn 25 wt% 프리폼 대비 증가했음을 확인할 수 있었다. 아울러 Sn 쉘과 Cu 코어 사이의 계면 생성층인 Cu6Sn5 상도 더욱 명확히 관찰되었다. 프리폼을 250 °C에서 30초간 가열한 경우, Sn 피크들이 작아지고, Cu6Sn5 피크들의 성장과 함께 Cu3Sn 피크들의 생성이 관찰되어 Sn 쉘과 Cu 코어 사이의 상호 확산반응이 진행되었음을 알 수 있었다. 60초간 가열한 프리폼에서는 Cu6Sn5 피크들의 유지와 Cu3Sn 피크들의 증가가 확인되었으나, 동시에 Sn 피크들도 여전히 잔존하였다. 이는 Sn과 Cu간의 반응은 지속되었지만 초기 두꺼운 Sn 쉘 두께 때문에 Sn 쉘층의 잔존 시간이 지연되는 결과를 의미한다. 이후 90초부터는 가열 시간이 증가함에 따라 Cu6Sn5 피크들은 계속 잔존하고, Cu3Sn 피크들은 계속 증가하는 경향이 10분의 반응시간까지 지속적으로 관찰되었다. 이에 비해 Sn 피크들은 90초간 반응 시간까지 시 명확하게 관찰되었고, 3분 이후부터는 매우 미미한 수준으로 관찰되어 Sn 쉘의 고갈에 직면했음을 간접적으로 확인할 수 있었다. 결론적으로 Sn 30 wt% 함량의 Cu@Sn 입자로 제조한 프리폼은 250 °C 가열 중에도 오랜 시간동안 Sn 쉘이 고갈되지 않아 가압 소결접합과 같이 가열 및 가압 조건 하에서는 입자들의 제한된 영역 내에서 움직이며 재배열(rearrangement) 되는 거동이 발생할 수 있음을 예상할 수 있었다. 따라서 이후의 열반응 특성 평가 및 소결접합 실험에는 Sn 30 wt%인 입자들로 제조된 프리폼만을 사용하였다.
Sn 30 wt% 함량의 Cu@Sn 입자로 제조한 프리폼의 대기 중 가열 과정에서의 TG-DTA 결과를 그림 5에 나타내었다.
제조 직후 프리폼(그림 5(a))은 225 °C 부근에서 발열 피크를 나타내었는데, 이는 Sn과 Cu간의 반응으로 인한 발열 반응으로 분석된다. 그러나 약 232 °C부터는 흡열 피크를 형성하였는데, 이는 잔류 Sn shell 층의 용융에 의한 것으로 해석된다. 이후 약 410 °C에서는 뚜렷한 흡열 피크가 관찰되었는데, 이는 Cu6Sn5 상(η 상)의 용융에 의한 것으로 프리폼 제조 직후 및 가열 과정에서 입자들 내 Sn 쉘/코어 Cu 계면에서 생성된 Cu6Sn5 상의 존재에 기인한 것이다. 반면, 250 °C에서 10분간 가열시킨 프리폼을 다시 가열할 경우(그림 5(b)) 약 190 °C에서 흡열 피크를 형성하였는데, 이는 상온 η‘ 상이 고온 η 상으로 변태되는 거동에서 발생하는 흡열 반응 때문으로 해석된다. 이후 프리폼의 산화에 기인한 브로드(broad)한 발열 거동을 걸쳐 약 410 °C에서 Cu6Sn5 상의 용융에 의한 흡열 피크를 생성하였다. 이러한 결과들의 비교를 통해 250 °C에서 10분간 반응된 프리폼에서는 이미 Sn 상이 고갈되어 TG-DTA 재가열 시 Sn 상의 용융 거동은 관찰되지 않고, Cu6Sn5 IMC상의 용융만이 고온 영역에서 관찰됨을 대비하여 확인할 수 있었다.
3.2 Sn 층코팅 Cu 칩 및 기판 제조
프리폼과 칩 및 기판의 표면 피니쉬와의 계면 반응 유도를 통한 계면에서의 접합을 효과적으로 유도하기 위해 Sn층이 코팅된 더미 Cu 칩 및 기판을 제조하여 사용했으며, 이때 Sn 층은 전해도금 공정을 통해 형성하였다. 도금 시간에 따른 Sn 도금층의 평균 두께 변화와 20분 및 60분간 도금 시 Sn 층 단면의 후방산란전자 이미지는 그림 6과 같았다.
도금 시간이 증가함에 따라 Sn 도금층의 두께는 거의 직선적으로 증가하였는데, 1, 3, 5, 10, 15, 20, 30, 60분간 도금 시 형성 Sn 층의 평균 두께는 각각 0.63, 1.53, 1.94, 3.18, 4.12, 5.62, 10.38, 22.22 μm이었다. 이 중 0.63~4.12 μm 범위가 적절한 두께로 판단되어 이후 소결접합 실험에 적용되었는데, 약 5 μm 이상으로 지나치게 두꺼운 Sn 층 두께는 가압 소결접합 시 용융 Sn의 삐져나옴을 유발하므로 바람직하지 않았다.
3.3 Cu@Sn 입자 기반 프리폼의 소결접합 특성
Sn 함량이 30 wt%인 Cu@Sn 입자로 제조된 프리폼을 사용하여 대기 중에서 5분간 가압 소결 접합을 진행하며 측정한 Sn 층의 두께 및 가압력에 따른 접합부 전단 강도 결과는 그림 7과 같았다.
모든 Sn 층의 두께에서 가압력이 증가함에 따라 전단 강도값이 증가하는 경향이 관찰되었고, 대체적으로 Sn 층의 두께가 1.53 μm 이상인 경우에서부터 안정적인 전단 강도값이 얻어졌다. 특히 1.53 μm 두께의 Sn 층이 코팅된 더미 칩 및 기판을 사용하여 2 MPa의 가압력으로 접합을 진행하였을 때 36.89 MPa의 가장 우수한 전단 강도값을 얻을 수 있었다. T. Hu 등은 평균 30 μm 크기의 Cu@Sn 입자로 제조한 프리폼을 250 °C 소결접합 실험에서 29.35 MPa의 전단 강도값을 보고하였는데, 이는 20분의 긴 접합 시간에 의한 결과였다 [37]. 따라서 본 연구에서의 결과는 짧은 접합 시간에 보다 높은 전단 강도값의 달성을 보여주는 우수한 특성으로 본 연구에서의 의도한 목표의 달성을 나타낸다. 이러한 목표 달성의 가장 큰 원인은 프리폼 제조 입자의 작은 크기(평균 5 μm)로 해석된다. 한편 Sn 층이 0.63 μm으로 얇은 경우에서는 모든 가압력 조건 하에서 눈에 띄게 낮은 전단 강도값을 나타내었는데, 이는 접합 과정에서 coplanarity 접합 오차와 표면 요철 및 결함 정도를 다 메울 정도로 Sn 층의 부피가 충분치 않은 상황임을 의미한다.
그림 8은 Sn 층의 두께 및 가압력에 따른 형성 접합부의 전단 시험 후 파면 형성 양상 및 파단된 표면의 광학 이미지를 보여준다.
모든 접합 조건의 시편에서 전단 시험에 의한 파단 후 기판 상에 프리폼 조각이 잔존하고 있어, 파단 경로는 그림 8(a)에서와 같이 칩/프리폼 계면 영역-프리폼을 사선으로 가로지름-프리폼/기판 계면 영역으로 이어지는 형태임을 알 수 있었다. 따라서 유사한 파면 형성 양상과 5분의 동일한 접합 시간을 고려할 때, 전단 강도값의 차이는 주로 형성 접합부 내의 치밀도 및 크랙과 같은 결함 수준에서의 미세한 차이에 기인하는 것으로 해석된다. 그러나 Sn 층이 0.63 μm인 시편에서 1.0~1.5 MPa이 가해진 경우들이나 Sn 층이 1.53 μm인 시편에서 1.0 MPa이 가해진 경우는 프리폼이 떨어져나간 기판 상부에서 IMC의 생성 흔적이 비어 있는 영역이 국부적으로 관찰되는 바, 이러한 경우에서의 낮은 전단 강도값은 부족한 Sn 부피와 가압력의 결합으로 Sn 피니쉬층/프리폼 계면에서 실제 반응 면적이 감소한 원인으로 분석되었다. 또한 Sn 층의 두께 및 가압력이 증가함에 따라 접합 과정에서 용융된 Sn 층이 삐져나오며 형성 접합부 주변으로 필렛(fillet)부를 형성시키는 것이 관찰되었는데, 이는 그림 8(b)에서 알 수 있듯이 1.94 μm 두께 이상의 Sn 층 형성 시점에서부터 도드라지게 발생함을 알 수 있었다. 이러한 Sn 필렛은 접합부의 기계적 특성 향상에는 도움이 되나, 모든 방향으로 고르게 형성시키기가 어렵고 한 지점에서 지나치게 크게 형성될 경우 칩의 오염을 유발할 수 있기에 본 적용 분야에서는 바람직하지 않은 것으로 판단된다. 따라서 그림 7의 전단 강도 결과와 그림 8(b)의 필렛 형성 거동을 고려할 때 최적의 Sn 코팅층 두께는 약 1.5 μm 수준으로 분석되었다.
형성 접합부의 미세조직들은 유사하였으므로 가장 우수한 전단 강도값을 나타낸 1.53 μm Sn 층-2.0 MPa 가압력의 접합 조건에서 형성된 접합부 단면의 후방산란전자 이미지만을 그림 9로 제시하였다.
초기의 상하부 계면 Sn 층은 5분간의 접합 후 Cu6Sn5 및 Cu3Sn의 IMC 층으로 변화되었으며(그림 9(b)), 접합부 내부 조직에서도 Sn 상은 전혀 관찰되지 않고, Cu6Sn5 및 Cu3Sn의 IMC와 미반응 코어 Cu 상들만이 존재하였다(그림 9(c)). 즉, 형성 상들은 후방산란전자 이미지에서 명암으로 구분 가능하였는데, 그림 9(c)의 세 지점을 각각 에너지 분산형 분광분석기(energy dispersive spectroscopy, EDS)로 원소 분석을 실시해 보면 그림 9(d)와 같이 Cu, Cu6Sn5 및 Cu3Sn 조성의 세 상이 각각 존재함을 확인할 수 있었다. 앞서 그림 4(b)의 XRD 분석 결과에서는 5분간의 열반응 시 극미량의 순수 Sn 상이 검출되는 것에 비해, 실제 가압 소결접합 후에는 순수 Sn 상이 관찰되지 않는 이유는 가압 소결접합 동안 입자들의 미세한 움직임에 의한 입자들의 재배열 거동 및 이에 의한 Sn의 반응 촉진 결과로 해석된다. 또한 그림 9(c)의 접합부 단면 이미지에서 기공률을 측정한 결과 그림 9(e)와 같이 0.3%의 매우 낮은 기공률이 측정되어 완전 밀도(full density)에 가까운 우수한 미세조직을 확보할 수 있었으며, 기공의 평균 크기도 0.22(±0.047) μm 수준으로 매우 작았다. 이러한 치밀 조직의 접합부는 전단 시험 중 크랙의 전파를 억제시키므로 결과적으로 전단 강도값의 증가를 유도하게 된다.
4. 결 론
평균 직경 5 μm급의 Cu@Sn 입자를 기반으로 프리폼 접합 소재를 제조하였고, 피접합부 표면 Sn 피니쉬의 두께 및 접합 시 가압력을 변수로 하여 프리폼 사용한 TLP 소결접합을 실시였다. 표면 Sn 피니쉬는 접합부 계면에서의 접합성을 개선시키기 위해 도입되었는데, 전해 도금 공정을 통해 Cu 더미 칩 및 기판에 형성시켰다. 프리폼 형성 시 Cu@Sn 입자에서의 Sn 함량에 따라 그 미세조직이 변화하였는데, Sn 함량 증가로 Sn 쉘의 두께가 증가함에 따라 프리폼 내 기공률이 점차 감소하였다. 이에 따라, Sn이 30 wt%의 경우 약 602 nm 평균 두께의 Sn 쉘 형성과 단 0.01%의 기공률이 확인되었다. Sn 30 wt% 함량의 프리폼을 250 °C에서 열처리 시 3분 이후부터 Sn 상이 거의 고갈되는 것으로 관찰되어 이후 소결 접합 시간은 5분으로 결정되었다. Sn 30 wt% 함량 프리폼을 사용한 250 °C 접합 시, 단 5분의 접합 시간으로 형성된 접합부는 최대 36.89 MPa의 우수한 전단 강도값을 나타내어 목적한 접합 시간에서의 큰 단축 결과를 이끌어낼 수 있었다. 이는 기존 대비 작은 입자 크기의 사용에 의한 Cu 코어부와 Sn 쉘층간의 확산반응 완료 시간을 짧게 설계한 데에 기인한다. 실제 접합부의 단면 미세조직 관찰 시 5분의 접합 시간 내에 Cu 입자에 형성시킨 Sn 쉘들이 모두 소모되어 IMC 상으로 변화하고, 칩 및 기판상 Sn 피니쉬 역시 모두 IMC로 변화한 것을 확인할 수 있었다. 이때 전단 시험 후 파면은 칩/프리폼 계면 영역-프리폼을 사선으로 가로지름-프리폼/기판 계면 영역으로 이어지며 형성되었다. 또한 Sn을 30 wt%까지 증가시킴으로써 소결접합 공정 시 오랫동안 액상 Sn을 잔존시켜 입자들의 재배열 거동에 의한 기공률 0.3% 수준의 준완전 밀도 접합부 조직도 확보할 수 있었다. 최적의 Sn 피니쉬 두께는 1.5 μm 수준으로 분석되었고, 적절 가압력은 2 MPa로 평가되었다. 본 연구 결과들은 기존 Cu@Sn 입자 기반 프리폼의 긴 접합 시간을 크게 단축시켜 파워 반도체의 다이(die) 본딩 공정에서 실질적인 생산성 향상에 기여할 수 있음을 시사한다.
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