Soudure par interdiffusion dans les systèmes Au-In et In-Ni ...

Soudure par interdiffusion dans les systèmes Au-In et In-Ni:
application à des composants microélectroniques
THÈSE N O 5342 (2012)
PRÉSENTÉE LE 20 AvRIL 2012
À LA FACULTÉ DES SCIENCES ET TECHNIQUES DE L'INGÉNIEUR
LABORATOIRE DE SIMULATION DES MATÉRIAUX
PROGRAMME DOCTORAL EN SCIENCE ET GÉNIE DES MATÉRIAUX
ÉCOLE POLYTECHNIQUE FÉDÉRALE DE LAUSANNE
POUR L'OBTENTION DU GRADE DE DOCTEUR ÈS SCIENCES
PAR
Léa DEILLON
acceptée sur proposition du jury:
Prof. D. Damjanovic, président du jury
Prof. M. Rappaz, Dr A. Hessler-Wyser, directeurs de thèse
Prof. T. W. Clyne, rapporteur
Dr T. Hessler, rapporteur
Prof. R. Schaller, rapporteur
Suisse
2012

Abstract
Hermiticity is an essential requirement of a MEMS package for a device to work properly.
Hermeticity also must be preserved during the operations following packaging, during which
the package bond should not remelt. Bonding temperature is limited however to avoid dam-
aging the device. Solid-Liquid InterDiffusion (SLID) bonding is interesting in this context,
because this process allows one to achieve bonds that are able to subsequently withstand
higher temperatures than the temperature at which the bonding is done.
In this work, the Au-In and In-Ni binary systems have been studied because they are good
candidates to realize such bonds. Indium melts at a relatively low temperature (157°C), and
all of the Au-In and In-Ni intermetallic compounds susceptible to form by interdiffusion
have melting points above 400°C. The optimum parameters for the bonding process depend
strongly on the intermetallic compounds that are formed, in particular on their growth kinetics.
To study the Au-In and In-Ni reactions from a more fundamental point of view, diffusion
couples were fabricated. The intermetallic compounds formed in the temperature range of
the bonding process have been identified, and their growth kinetics have been determined.
In the Au-In system, the intermetallic compounds AuIn2, AuIn and Au7In3 were observed after
heating to either 150 or 250°C, independent of the reaction time. The majority of the reaction
zone consisted of AuIn2, growing irregularly and mainly by diffusion of In. The AuIn phase was
observed only in a thin layer. The third intermetallic compound, Au7In3, grows in a columnar
morphology and more regularly, its interface with Au being almost planar. Judging by the
pores visible in the Au7In3 phase near the Au interface, probably due to the Kirkendall effect,
this layer grows mainly by diffusion of Au.
In the In-Ni system, only the intermetallic compound In7Ni3 was observed after the sample
was treated at 200 or 300°C. This intermetallic compound grows in the form of fine columns,
mainly by In diffusion. A latency period is observed before this growth starts, probably due to
the presence of an oxide layer on the initial surface of the nickel.
A front-tracking 1D computational model considering only the diffusion of In was developed
in order to reproduce the growth of the intermetallic compounds observed. Diffusion in
v

the Au and Ni phases is computed by discretization of Fick’s second law. Because the inter-
metallic compounds are stœchiometric, and thus have fixed compositions, atomic fluxes
were determined from the gradients of chemical potential. The velocities of the interfaces
were then obtained by applying mass and solute conservation equations, in which the density
differences between phases were taken into account. The physical parameters needed as input
for the model are the diffusion coefficients and atomic mobilities of In in the various phases.
These parameters are not known precisely, and thus they were treated as fitting parameters to
reproduce the parabolic growth kinetics determined experimentally. Finally, the temperature
dependence of the diffusion coefficients in the various phases was deduced.
Bonding tests were also performed by joining glass substrates on which bonding frames had
been deposited. The best Au-In bonds were obtained by treating at 200°C for 15 min with an
applied pressure of 2.3 MPa. When the nominal composition was near 60 at. % In, about 17%
of the sealings were hermetic. The numerical model, developed for semi-infinite domains,
was adapted to simulate the bonding process, i.e. in a system of finite size. The computations
reproduce the experimental observations well. Thus, the model can be used with confidence
to predict the optimal bonding temperature and time as a function of the initial Au and In
thicknesses.
The In-Ni bonding tests were not conclusive. Ternary Au-In-Ni bonds were also fabricated.
Two ternary phases, each having different compositions and structures, were formed in this
case. The hermeticity results obtained were promising. However, this ternary system is rel-
atively unknown, and therefore it is difficult to understand the microstructures formed and
their evolution.
Keywords: SLID bonding; hermetic packaging; indium; gold; nickel; diffusion; intermetallic
compound growth; modeling.
vi

Résumé
Pour le bon fonctionnement d’un dispositif de type MEMS, l’herméticité de son encapsulation
est essentielle. Cette herméticité doit alors impérativement être conservée lors des opérations
suivant l’encapsulation, au cours desquelles la soudure du boîtier contenant le dispositif ne
doit donc pas refondre. Pour éviter de dégrader les dispositifs, la température de soudure est
toutefois limitée. Dans ce contexte, le procédé de soudure par interdiffusion solide-liquide
(SLID) est intéressant car il permet de réaliser une soudure capable de supporter par la suite
des températures supérieures à sa température de réalisation.
Les systèmes binaires or-indium et indium-nickel ont été étudiés car ils sont de bons candidats
pour la réalisation de telles soudures. L’indium fond en effet à basse température (157°C) et
tous les intermétalliques Au-In et In-Ni susceptibles d’être formés par interdiffusion ont des
points de fusion supérieurs à 400°C. Les paramètres optimaux de soudure dépendent alors
fortement des intermétalliques formés, notamment de leur cinétique de croissance.
Afin d’étudier les réactions Au-In et In-Ni d’un point de vue plus fondamental, des couples
de diffusion ont tout d’abord été réalisés. Les intermétalliques formés dans la gamme de
température de réalisation des soudures ont été identifiés et leurs cinétiques de croissance
ont pu être déterminées.
Dans le système or-indium, les intermétalliques AuIn2, AuIn et Au7In3 sont observés à 150 et à
250°C, indépendamment du temps de réaction. La majorité de la zone de réaction est formée
d’AuIn2, qui croît irrégulièrement et principalement par diffusion de l’indium. La phase AuIn
n’est quant à elle observée qu’en couche mince. Le troisième intermétallique, Au7In3, croît
de manière colonnaire et plus régulièrement, son interface avec Au étant presque plane. A
en juger par les pores visibles dans cette phase à proximité de l’interface avec Au, provenant
probablement d’un effet Kirkendall, cette couche croît principalement par diffusion de l’or.
Dans le système In-Ni, seul l’intermétallique In7Ni3 est observé à 200 et 300°C. Cet intermétal-
lique croît sous forme de fines colonnes, principalement par diffusion de l’indium. Un temps
de latence est observé avant que cette croissance ne débute, probablement dû à la présence
d’une couche d’oxyde sur le Ni.
vii

Un modèle monodimensionnel a été développé afin de reproduire la croissance des intermé-
talliques observés. Seule la diffusion des atomes d’In est alors considérée. Dans les phases Au
et Ni, la diffusion est calculée par discrétisation de la seconde loi de Fick. Dans les intermétal-
liques, qui sont stœchiométriques, les flux atomiques sont en revanche déterminés à partir
des gradients de potentiel chimique. Les vitesses des interfaces sont ensuite obtenues grâce
aux équations de conservation de masse et de soluté, dans lesquelles les différences de densité
entre les phases sont prises en compte. Les paramètres physiques inconnus du modèle sont
les coefficients de diffusion et les mobilités atomiques de l’In dans les différentes phases. Ces
paramètres ont donc été ajustés afin de reproduire les cinétiques de croissance paraboliques
déterminées expérimentalement. Les coefficients de diffusion dans les différentes phases en
fonction de la température ont finalement été déduits de ces simulations.
Des tests de scellement ont également été réalisés, principalement par assemblage de sub-
strats en verre sur lesquels des cadres de soudure ont été déposés. Les meilleures soudures
Au-In ont été obtenues à 200°C pendant 15 min avec une pression de 2.3 MPa. Lorsque la com-
position nominale est proche de 60% at. d’In, environ 17% des scellements sont hermétiques.
Le modèle numérique, développé pour des domaines semi-infinis, a été adapté afin de simuler
ce procédé de soudure, c’est-à-dire en considérant une taille de système finie. Les simulations
reproduisent alors assez bien les observations expérimentales. Le modèle peut donc servir à
prédire la température et la durée optimales de scellement en fonction des épaisseurs initiales
d’or et d’indium.
Les tests de scellement In-Ni n’étant pas concluants, des soudures Au-In-Ni ont également
été réalisées. Deux phases ternaires, de compositions et de structures différentes, sont alors
formées. Les rendements d’herméticité obtenus sont encourageants mais, ce système ternaire
étant méconnu, il est difficile de réellement comprendre la formation et l’évolution des micro-
structures observées.
Mots-clés : soudure SLID ; encapsulation hermétique ; indium ; or ; nickel ; diffusion ; crois-
sance d’intermétalliques ; modélisation.
viii

Table des matières
Remerciements iii
Abstract / Résumé v
1 Introduction 1
1.1 Problématique . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 1
1.2 Objectifs . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 4
1.2.1 Introduction à la soudure SLID . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 4
1.2.2 Structure de la thèse . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 6
2 Revue bibliographique 7
2.1 Diffusion . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 7
2.1.1 Généralités . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 7
2.1.2 Coefficients d’interdiffusion . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 9
2.1.3 Effet Kirkendall . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 10
2.2 Croissance d’intermétalliques . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 13
2.2.1 Croissance d’intermétalliques . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 13
2.2.2 Modélisation de la croissance des intermétalliques . . . . . . . . . . . . . 15
2.3 Le procédé SLID/TLP . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 17
2.3.1 Description et paramètres importants . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 18
2.3.2 Modélisation du procédé . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 22
2.4 Le système or-indium . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 25
2.4.1 Données thermodynamiques . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 25
2.4.2 Cinétiques de croissance et morphologies des intermétalliques . . . . . 27
2.4.3 Réalisation de soudures . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 31
2.5 Le système indium-nickel . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 32
2.5.1 Données thermodynamiques . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 32
2.5.2 Cinétiques de croissance et morphologies des intermétalliques . . . . . 34
2.6 Similitudes avec d’autres systèmes . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 36
3 Méthodes expérimentales et description du modèle développé 39
3.1 Propriétés physiques des métaux de base . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 39
3.2 Couples de diffusion . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 39
3.2.1 Dispositif experimental . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 39
ix

Table des matières
3.3 Tests de scellement . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 41
3.3.1 Techniques de déposition . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 41
3.3.2 Etapes préliminaires et dispositif de scellement . . . . . . . . . . . . . . . 42
3.4 Techniques de caractérisation . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 44
3.4.1 Microscopie électronique à balayage et spectrométrie de rayons X . . . . 44
3.4.2 Méthode de mesure des épaisseurs . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 45
3.4.3 Spectrométrie de masse d’ions secondaires . . . . . . . . . . . . . . . . . 46
3.4.4 Spectroscopie d’électrons Auger . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 47
3.4.5 Tests d’herméticité . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 47
3.4.6 Tests de résistance mécanique . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 48
3.5 Description du modèle développé . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 49
3.5.1 Hypothèses . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 49
3.5.2 Paramètres thermodynamiques . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 50
3.5.3 Discrétisation et initialisation . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 54
3.5.4 Calcul des vitesses . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 57
3.5.5 Densités . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 59
4 Résultats : système Au-In 61
4.1 Couples de diffusion . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 61
4.1.1 Morphologie de la zone de réaction . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 61
4.1.2 Cinétiques de croissance . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 68
4.1.3 Diffusion de In dans la phase Au . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 73
4.2 Modélisation de la croissance des intermétalliques . . . . . . . . . . . . . . . . . 80
4.2.1 Correspondance avec les résultats des couples de diffusion . . . . . . . . 80
4.2.2 Coefficients de diffusion en fonction de la température . . . . . . . . . . 84
4.3 Tests de scellement . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 85
4.3.1 Résultats préliminaires . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 85
4.3.2 Microstructures des soudures . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 87
4.3.3 Caractérisation de l’herméticité . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 90
4.3.4 Résistance mécanique : tests de cisaillement . . . . . . . . . . . . . . . . . 93
4.4 Modélisation d’un procédé de soudure . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 95
4.5 Caractérisation de l’oxydation par analyses chimiques . . . . . . . . . . . . . . . 98
4.5.1 Analyses par spectroscopie Auger . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 98
4.5.2 Analyses par spectroscopie de masse d’ions secondaires . . . . . . . . . . 101
5 Résultats : système In-Ni 103
x
5.1 Couples de diffusion . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 103
5.1.1 Morphologie de la zone de réaction . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 103
5.1.2 Cinétiques de croissance . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 108
5.2 Modélisation de la croissance des intermétalliques . . . . . . . . . . . . . . . . . 110
5.2.1 Correspondance avec les résultats expérimentaux . . . . . . . . . . . . . 110
5.2.2 Coefficients de diffusion en fonction de la température . . . . . . . . . . 113
5.3 Tests de scellement . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 113

Table des matières
5.3.1 Soudures In-Ni . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 113
5.3.2 Soudures Au-In-Ni . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 114
6 Conclusions et perspectives 119
6.1 Conclusions Au-In . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 119
6.1.1 Croissance des intermétalliques . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 119
6.1.2 Réalisation de soudures . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 123
6.2 Conclusions In-Ni . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 123
6.2.1 Croissance des intermétalliques . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 123
6.2.2 Réalisation de soudures . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 124
6.3 Conclusions générales . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 124
6.4 Perspectives . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 125
A Propriétés utilisées pour la simulation Abaqus 127
Bibliographie 129
Liste des symboles 133
Curriculum Vitae 135
xi