DE112015004422B4

DE112015004422B4 - Bonddraht für Halbleitervorrichtung

Info

Publication number: DE112015004422B4
Application number: DE112015004422.1T
Authority: DE
Inventors: Takashi Yamada; Daizo Oda; Teruo Haibara; Ryo Oishi; Kazuyuki Saito; Tomohiro Uno
Original assignee: Nippon Micrometal Corp; Nippon Steel Chemical and Materials Co Ltd
Current assignee: Nippon Micrometal Corp; Nippon Steel Chemical and Materials Co Ltd
Priority date: 2015-06-15
Filing date: 2015-07-22
Publication date: 2020-02-13
Anticipated expiration: 2035-07-23
Also published as: DE112016002703T5; JP6664368B2; US10137534B2; US20180133843A1; JP2017005256A; KR20180005652A; TW201643890A; DE112016002674B3; EP3282473A1; TWI715824B; TW201717214A; CN113078134A; DE112016000133B4; KR20170029013A; EP3349246B1; TW201643261A; TWI567211B; TWI763878B; KR20180008245A; SG11201604432SA

Abstract

Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung, wobei der Bonddraht aufweist:
ein Cu-Legierungskernmaterial; und
eine Pd-Überzugschicht, die auf einer Oberfläche des Cu-Legierungskernmaterials ausgebildet ist, wobei
der Bonddraht wenigstens ein Element enthält, das aus Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt ausgewählt ist,
eine Konzentration der Elemente insgesamt relativ zu dem Gesamtdraht 0,03 Massen-% oder mehr und 2 Massen-% oder weniger beträgt,
wenn Kristallorientierungen auf einem Querschnitt des Kernmaterials in einer Richtung senkrecht zu einer Drahtachse des Bonddrahts gemessen werden, eine Kristallorientierung <100> mit einem Winkel von 15 Grad oder weniger zu einer Drahtachsenrichtung einen Anteil von 50% oder mehr an Kristallorientierungen in der Drahtachsenrichtung hat, und
eine mittlere Kristallkorngröße in dem Querschnitt des Kernmaterials in der Richtung senkrecht zu der Drahtachse des Bonddrahts 0,9 µm oder mehr und 1,3 µm oder weniger beträgt.

Description

Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung betrifft einen Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung, der verwendet wird, um Elektroden auf einer Halbleitervorrichtung zu verbinden, und die Verdrahtung einer Leiterplatte, wie etwa äußerer Leitungen.
Hintergrund
Gegenwärtig werden als ein Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung, der Elektroden auf einer Halbleitervorrichtung und äußere Leitungen verbindet (auf den hier nachstehend als „ein Bonddraht“ Bezug genommen wird), hauptsächlich dünne Drähte mit einem Drahtdurchmesser von etwa 15 bis 50 µm verwendet. Ein Verfahren zum Bonden des Bonddrahts ist im Allgemeinen ein Wärmedruck-Bondverfahren mit Hilfe von Ultraschall, das eine allgemeine Bondvorrichtung, ein Kapillarwerkzeug, das zum Bonden durch Hindurchführen des Bonddrahts verwendet wird, und ähnliches verwendet. Ein Bondverfahren des Bonddrahts umfasst das Heizen und Schmelzen einer Drahtspitze mit Bogenentladungswärmezufuhr, das Ausbilden einer Kugel (FAB: free air ball) durch Oberflächenspannung, führt ein Pressbonden dieser Kugel auf die Elektrode der Halbleitervorrichtung durch, die auf einen Bereich von 150 bis 300°C geheizt wird (worauf hier nachstehend als „Kugelbonden“ Bezug genommen wird), wobei eine Schleife ausgebildet wird, und führt schließlich ein Pressbonden eines Drahts auf eine Elektrode der äußeren Leitung durch (worauf hier nachstehend als „Keil-Bonden“ (wedge bonding) Bezug genommen wird). Als Bond-Gegenstücke des Bonddrahts wird eine Elektrodenstruktur, in der eine Legierung, die hauptsächlich Al enthält, als eine Dünnschicht auf einem Si-Substrat ausgebildet ist, für die Elektrode auf der Halbleitervorrichtung verwendet, während eine mit Ag oder Pd metallisierte Elektrodenstruktur für die Elektrode der äußeren Leitung verwendet wird.
Au, das hauptsächlich als ein Material des Bonddrahts verwendet wurde, wurde hauptsächlich für die LSI-Verwendung (LSI: large scale integration: hochintegriert) durch Cu ersetzt. Vor dem Hintergrund der starken Zunahme von Elektrofahrzeugen und Hybridfahrzeugen, nehmen Notwendigkeiten zum Ersetzen von Au durch Cu auch bei der Verwendung für Vorrichtungen im Fahrzeug zu.
Ein Cu-Bonddraht unter Verwendung von hochreinem Cu (Reinheit: 99,99 Massen-% oder mehr) wird vorgeschlagen (zum Beispiel Patentliteratur 1). Cu hat den Nachteil, dass es anfälliger für Oxidation als Au ist, und hat das Problem in der Hinsicht, dass die Zuverlässigkeit des Bondens, die Formbarkeit der Kugel und die Keil-Bondfähigkeit unterlegen sind. Als ein Verfahren, um die Oberflächenoxidation eines Cu-Bonddrahts zu verhindern, wurde eine Struktur vorgeschlagen, die eine Oberfläche eines Cu-Kernmaterials mit einem Metall, wie etwa Au, Ag, Pt, Pd, Ni, Co, Cr oder Ti beschichtet (Patentliteratur 2). Eine Struktur, die die Oberfläche des Cu-Kernmaterials mit Pd beschichtet und die Oberfläche davon mit Au, Ag, Cu oder einer Legierung davon beschichtet, wird vorgeschlagen (Patentliteratur 3).
Patentliteratur 4 offenbart ein Drahtmaterial aus einer Kupferlegierung, das eine ausgezeichnete Balance zwischen hoher Festigkeit und guter Dehnbarkeit haben soll, die Herstellung einer Spule mit ausgezeichneten Eigenschaften ermöglichen soll, und als Magnetdraht und dergleichen verwendet werden kann. Das Drahtmaterial enthält 0,1 bis 4 Masse-% Ag, Rest Cu und unvermeidbare Verunreinigungen.
Patentliteratur 5 betrifft einen Bonddraht zum Verbinden von Elektroden auf einem integrierten Schaltkreis mit Leiterdrähten auf einem Schaltkreis-Verdrahtungssubstrat. Der Bonddraht weist einen Kern und eine auf dem Kern ausgebildete Beschichtung auf, wobei die Beschichtung aus einem Metall mit höherem Schmelzpunkt als der Kern gebildet ist und der Nasskontaktwinkel mit der Beschichtung nicht kleiner als 20° ist, wenn der Kern geschmolzen ist. Der Kern kann hauptsächlich aus Kupfer bestehen und die Beschichtung kann aus Palladium, Platin oder Nickel bestehen.
Patentliteratur 6 betrifft einen Bonddraht mit einem Kern, der aus Silber als Hauptbestandteil besteht und ferner Gold, Palladium, Platin, Rhodium, Ruthenium, Nickel, Kupfer oder Iridium aufweisen kann. Der Kern des Drahts hat eine mittlere Größe der Kristallkörner von 0,8 bis 3 µm und eine Kristallorientierung <001> in einem Querschnitt in einem Bereich von 10 bis 20 %.
Patentliteratur 7 betrifft einen Bonddraht für Halbleiterbauteile mit einem Kern aus elektrisch leitfähigem Metall und einer Skinschicht, die hauptsächlich aus einem flächenzentrierten kubischen Metall besteht. Der Gesamtanteil der <111> und <100>-Orientierungen im Querschnitt des Kernmaterials beträgt mindestens 15% und vorzugsweise mindestens 50%. Verweis auf die verwandte Technik
Patentliteratur

Patentliteratur 1: JP S 61- 48 543 A
Patentliteratur 2: JP 2005-167 020 A
Patentliteratur 3: JP 2012 - 36 490 A
Patentliteratur 4: WO 2015 / 034 071 A1
Patentliteratur 5: EP 1 677 345 A1
Patentliteratur 6: US 2014 / 0 063 762 A1
Patentliteratur 7: US 2010 / 0 294 532 A1

Zusammenfassung der Erfindung
Problem, das durch die Erfindung gelöst werden soll
Vorrichtungen im Fahrzeug erfordern eine Verbindungszuverlässigkeit in einer härteren Hochtemperatur- und Hochfeuchtigkeitsumgebung als allgemeine elektronische Vorrichtungen. Insbesondere ist die Langlebigkeit der Verbindung eines kugelgebondeten Teils, in dem der Kugelteil des Drahts mit der Elektrode gebondet wird, das größte Thema.
Ein Formharz (ein Epoxidharz) als ein Gehäuse einer Halbleitervorrichtung enthält einen Silanhaftvermittler. Der Silanhaftvermittler hat eine Funktion zur Verbesserung der Haftfähigkeit zwischen organischer Materie (Harz) und anorganischer Materie (Silizium oder Metall) und kann die Haftfähigkeit mit einem Siliziumsubstrat und Metall verbessern. Außerdem wird in einem Fall, in dem eine hohe Haftfähigkeit erforderlich ist, wie etwa einem Fall von Halbleitern in einem Fahrzeug, die Verbindungszuverlässigkeit bei einer höheren Temperatur erfordern, ein „schwefelhaltiger Silanhaftvermittler“ zugesetzt. Schwefel, der in dem Formharz enthalten ist, wird freigesetzt, wenn er bei der Bedingung von 175°C oder mehr (zum Beispiel 175°C bis 200°C) eingesetzt wird. Wenn Schwefel, der bei einer hohen Temperatur von 175°C oder mehr freigesetzt wird, in Kontakt mit Cu kommt, korrodiert Cu heftig, um ein Sulfid (Cu₂S) oder ein Oxid (CuO) zu erzeugen. Wenn die Korrosion von Cu in der Halbleitervorrichtung, die den Cu-Bonddraht verwendet, erzeugt wird, verschlechtert sich eine Verbindungszuverlässigkeit insbesondere des kugelgebondeten Teils.
Als ein Mittel zum Beurteilen der Zuverlässigkeit des kugelgebondeten Teils in einer Hochtemperaturumgebung bei 175°C oder mehr wird ein Hochtemperaturlagertest (HTS) verwendet. Für eine zu beurteilende Probe, die einer Hochtemperaturumgebung ausgesetzt wird, werden zeitliche Änderungen in einem Widerstandswert des gebondeten Teils gemessen oder zeitliche Änderungen in der Scherfestigkeit des kugelgebondeten Teils werden gemessen, wodurch die Verbindungslanglebigkeit des kugelgebondeten Teils beurteilt wird. In jüngster Zeit wurde für Halbleitervorrichtungen im Fahrzeug eine Verbesserung der Zuverlässigkeit des kugelgebondeten Teils im HTS bei 175°C bis 200°C gefordert.
In der vorliegenden Erfindung hat sich gezeigt, dass die Leistung in dem HTS bei 175°C oder mehr in der Verbindungszuverlässigkeit des kugelgebondeten Teils in einer Hochtemperaturumgebung verbessert wird, wenn der Bonddraht wenigstens ein Element enthält, das aus Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt ausgewählt ist, und die Konzentration der Elemente insgesamt relativ zu dem Gesamtdraht 0,03 bis 2 Massen-% beträgt.
Ein Streckgrenzenverhältnis wird durch die folgende Gleichung (1) definiert: $Streckgrenzenverhältnis = maximale Streckgrenze/0,2% - Versatzstreckgrenze .$
Beim Keil-Bonden wird der Bonddraht extrem verformt. Wenn der Draht in der Verformung eine Kaltverfestigung erfährt, härtet der Draht nach dem Bonden, was zu einer Verringerung der Bondfestigkeit des Keil-Bondens führt. Um die Keil-Bondfestigkeit aufrecht zu erhalten, ist das durch die Gleichung (1) definierte Streckgrenzenverhältnis vorzugsweise 1,6 oder weniger. Wenn jedoch die Elemente zu dem Zweck der Verbesserung der Verbindungszuverlässigkeit des kugelgebondeten Teils in dem HTS bei 175° bis 200°C in dem Draht enthalten sind, erhöhte sich das Streckgrenzenverhältnis, so dass es 1,6 überschritt. Folglich verringerte sich die Bondfestigkeit des Keil-Bondens.
Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, einen Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung bereitzustellen, der ein Cu-Legierungskernmaterial und eine Pd-Überzugschicht, die auf einer Oberfläche davon ausgebildet ist, aufweist, wobei der Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung wenigstens ein Element, das aus Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt ausgewählt ist, in einer Gesamtmenge von 0,03 bis 2 Massen-% in dem Draht enthält, und fähig ist, das durch Gleichung (1) definierte Streckgrenzenverhältnis von 1,1 bis 1,6 zu haben.
Mittel zum Lösen des Problems
Der Gegenstand der vorliegenden Erfindung wird durch die Patentansprüche definiert und ist wie folgt.

(1) Ein Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung, wobei der Bonddraht aufweist: ein Cu-Legierungskernmaterial; und eine Pd-Überzugschicht, die auf einer Oberfläche des Cu-Legierungskernmaterials ausgebildet ist, wobei der Bonddraht wenigstens ein Element enthält, das aus Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt ausgewählt ist, wobei eine Konzentration der Elemente insgesamt relativ zu dem Gesamtdraht 0,03 bis 2 Massen-% beträgt, wenn Kristallorientierungen auf einem Querschnitt des Kernmaterials in einer Richtung senkrecht zu einer Drahtachse des Bonddrahts gemessen werden, eine Kristallorientierung <100> mit einem Winkel von 15 Grad oder weniger zu einer Drahtlängsrichtung einen Anteil von 50% oder mehr an Kristallorientierungen in der Drahtlängsrichtung hat, und eine mittlere Kristallkorngröße in dem Querschnitt des Kernmaterials in der Richtung senkrecht zu der Drahtachse des Bonddrahts 0,9 bis 1,3 µm beträgt.
(2) Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung nach (1), wobei ein Streckgrenzenverhältnis, das durch die folgende Gleichung (1) definiert ist, 1,1 bis 1,6 beträgt: $\begin{array}{l} Streckgrenzenverhältnis = maximale Streckgrenze/0,2% - \\ Versatzstreckgrenze \end{array}$
wobei eine Last zur Zeit des Brechens als maximale Streckgrenze bestimmt ist.
(3) Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung nach (1) oder (2), wobei eine Dicke der Pd-Überzugschicht 0,015 bis 0,150 µm beträgt.
(4) Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung nach einem der Punkte (1) bis (3), der ferner eine Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, auf der Pd-Überzugschicht aufweist.
(5) Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung nach (4), wobei eine Dicke der Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, 0,0005 bis 0,050 µm beträgt.
(6) Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung nach einem der Punkte (1) bis (5), wobei der Bonddraht wenigstens ein Element enthält, das aus Ga, Ge, As, Te, Sn, Sb, Bi und Se ausgewählt ist, wobei eine Konzentration des wenigstens einen Elements relativ zu dem Gesamtdraht insgesamt 0,1 bis 100 Massen-ppm beträgt, und Sn ≤ 10 Massen-ppm; Sb ≤ 10 Massen-ppm, und Bi ≤ 1 Massen-ppm ist.
(7) Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung nach einem der Punkte (1) bis (6), wobei der Bonddraht ferner wenigstens ein Element enthält, das aus B, P, Mg, Ca und La ausgewählt ist, und wobei eine Konzentration jedes des wenigstens einen Elements relativ zu dem Gesamtdraht 1 bis 100 Massen-ppm beträgt.
(8) Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung nach einem der Punkte (1) bis (7), wobei auf einer äußersten Oberfläche des Bonddrahts Cu vorhanden ist.

Ergebnis der Erfindung
Die vorliegende Erfindung ist ein Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung, der ein Cu-Legierungskernmaterial und eine Pd-Überzugschicht aufweist, die auf einer Oberfläche davon ausgebildet ist. Indem der Bonddraht wenigstens ein Element, das aus Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt ausgewählt ist, in einer Gesamtmenge von 0,03 bis 2 Massen-% in dem Draht enthält, verbessert er die Verbindungszuverlässigkeit eines kugelgebondeten Teils im HTS bei 175°C bis 200°C, und außerdem kann er das durch die Gleichung (1) definierte Streckgrenzenverhältnis von 1,1 bis 1,6 haben, indem ein Orientierungsanteil einer Kristallorientierung <100> im Winkel von 15 Grad oder weniger zu einer Drahtlängsrichtung an Kristallorientierungen in der Drahtlängsrichtung zu 50% oder mehr gemacht wird, wenn Kristallorientierungen auf einem Querschnitt des Kernmaterials in einer Richtung senkrecht zu einer Drahtachse des Bonddrahts gemessen werden, und indem eine mittlere Kristallkorngröße in dem Querschnitt des Kernmaterials in der Richtung senkrecht zu der Drahtachse des Bonddrahts zu 0,9 bis 1,3 µm gemacht wird.
Ausführungsform zum Ausführen der Erfindung
Wie vorstehend beschrieben, enthält ein Formharz (ein Epoxidharz) als das Gehäuse einer Halbleitervorrichtung einen Silanhaftvermittler. Der Silanhaftvermittler hat eine Funktion zur Verbesserung der Haftfähigkeit zwischen organischer Materie (Harz) und anorganischer Materie (Silizium oder Metall) und kann die Haftfähigkeit mit einem Siliziumsubstrat und Metall verbessern. Außerdem wird in einem Fall, in dem eine hohe Haftfähigkeit erforderlich ist, wie etwa einem Fall von Halbleitern im Fahrzeug, die Verbindungszuverlässigkeit bei einer höheren Temperatur erfordern, ein „schwefelhaltiger Silanhaftvermittler“ zugesetzt. Schwefel, der in dem Formharz enthalten ist, wird freigesetzt, wenn er unter der Bedingung von 175°C oder mehr (zum Beispiel 175°C bis 200°C) verwendet wird. Wenn Schwefel, der bei einer hohen Temperatur von 175°C oder mehr freigesetzt wird, in Kontakt mit Cu kommt, korrodiert Cu heftig, um ein Sulfid (Cu₂S) oder ein Oxid (CuO) zu erzeugen. Wenn die Korrosion von Cu in der Halbleitervorrichtung, die den Cu-Bonddraht verwendet, erzeugt wird, verschlechtert sich eine Verbindungszuverlässigkeit insbesondere des kugelgebondeten Teils.
Wie vorstehend beschrieben, wurde in jüngster Zeit in Halbleitervorrichtungen im Fahrzeug eine Verbesserung in der Zuverlässigkeit des kugelgebondeten Teils in einem Hochtemperaturlagertest (HTS) bei 175°C bis 200°C gefordert.
Die vorliegende Erfindung zielt auf einen Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung ab, der ein Cu-Legierungskernmaterial und eine auf einer Oberfläche des Cu-Legierungskernmaterials ausgebildete Pd-Überzugschicht aufweist. In der vorliegenden Erfindung enthält der Bonddraht wenigstens ein Element, das aus Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt ausgewählt ist, wobei die Konzentration der Elemente relativ zu dem Gesamtdraht insgesamt 0,03 bis 2 Massen-% beträgt, wodurch die Leistung in dem HTS bei 175°C oder mehr bezüglich der Verbindungszuverlässigkeit des kugelgebondeten Teils in einer Hochtemperaturumgebung verbessert werden kann. Der Bonddraht der vorliegenden Erfindung mit dem spezifischen Aufbau kann die Verbindungszuverlässigkeit des kugelgebondeten Teils in einer Hochtemperatur- und Hochfeuchtigkeitsumgebung, die für Vorrichtungen im Fahrzeug gefordert wird, verbessern.
Im Hinblick auf die Verbesserung der Verbindungszuverlässigkeit des kugelgebondeten Teils in einer Hochtemperaturumgebung (insbesondere der Leistung im HTS bei 175°C oder mehr) beträgt die Konzentration der Elemente insgesamt relativ zu dem Gesamtdraht vorzugsweise 0,030 Massen-% oder mehr, stärker bevorzugt 0,050 Massen% oder mehr und ferner vorzugsweise 0,070 Massen-% oder mehr, 0,090 Massen-% oder mehr, 0,10 Massen-% oder mehr, 0,15 Massen-% oder mehr oder 0,20 Massen-% oder mehr.
Wie vorstehend beschrieben, ist ein Streckgrenzenverhältnis durch die folgende Gleichung (1) definiert: $\begin{array}{l} Streckgrenzenverhältnis = maximale Streckgrenze/0,2% - \\ Versatzstreckgrenze, \end{array}$
wobei eine Last zur Zeit des Brechens als maximale Streckgrenze bestimmt ist.
Beim Keil-Bonden wird der Bonddraht extrem verformt. Wenn der Draht in der Verformung eine Kaltverfestigung erfährt, härtet der Draht nach dem Bonden, was zu einer Verringerung der Bondfestigkeit des Keil-Bondens führt. Um die vorteilhafte Keil-Bondfestigkeit aufrecht zu erhalten, ist das durch die Gleichung (1) definierte Streckgrenzenverhältnis vorzugsweise 1,6 oder weniger. Wenn jedoch ein oder mehrere von Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt in einer Gesamtmenge von 0,03 Massen-% oder mehr in dem Draht zu dem Zweck der Verbesserung der Verbindungszuverlässigkeit des kugelgebondeten Teils in dem HTS bei 175° bis 200°C enthalten sind, erhöhte sich das Streckgrenzenverhältnis, so dass es 1,6 überschritt. Es wird festgestellt, dass die in Cu als dem Kernmaterial enthaltenen Legierungskomponenten eine Erhöhung des Streckgrenzenverhältnisses, das heißt eine Zunahme der Härte, bewirkt haben. Folglich trat eine Verringerung der Verbindungsfestigkeit des Keil-Bondens auf. Wenn im Gegensatz dazu versucht wurde, das Streckgrenzenverhältnis innerhalb des Bereichs eines herkömmlichen Herstellungsverfahrens zu verringern, war das Streckgrenzenverhältnis kleiner als 1,1, was zu einer schlechteren Keil-Bondfähigkeit führe.
Angesichts dieser Situation wurde eine Kristallstruktur, die das Streckgrenzenverhältnis von Gleichung (1) in einem vorzuziehenden Bereich von 1,1 bis 1,6 halten kann, auch wenn der Bonddraht die Legierungskomponenten enthält, untersucht. Als ein Ergebnis der Untersuchung wurde herausgefunden, dass es beim Aufrechterhalten des Streckgrenzenverhältnisses von Gleichung (1) in dem vorzuziehenden Bereich wichtig ist, eine Kristallstruktur des Kernmaterials des Bonddrahts, insbesondere (i) einen Orientierungsanteil einer Kristallorientierung <100> im Winkel von 15 Grad oder weniger zu einer Drahtlängsrichtung an Kristallrichtungen in der Drahtlängsrichtung, wenn Kristallorientierungen auf einem Querschnitt des Kernmaterials in einer Richtung senkrecht zu einer Drahtachse des Bonddrahts gemessen werden (hier nachstehend kann auch als ein „<100>-Orientierungsanteil“ darauf Bezug genommen werden) und (ii) eine mittlere Kristallkorngröße in dem Querschnitt des Kernmaterials in der Richtung senkrecht zu der Drahtachse des Bonddrahts (worauf hier nachstehend auch als eine „mittlere Kristallkorngröße“ Bezug genommen werden kann), zu steuern. Insbesondere wurde gezeigt, dass, wenn der Bonddraht durch ein normales Herstellungsverfahren hergestellt wird, der <100>-Orientierungsanteil von 50% oder mehr und die mittlere Kristallkorngröße von 0,9 µm oder mehr und 1,3 µm oder weniger nicht gleichzeitig erreicht werden können, was zu dem Streckgrenzenverhältnis von weniger als 1,1 oder mehr als 1,6 führt. Im Gegensatz dazu wurde gezeigt, dass durch Entwickeln eines Herstellungsverfahrens, wie nachstehend beschrieben, der Orientierungsanteil von <100>, der einen Winkel von 15 Grad oder weniger zu einer Drahtlängsrichtung enthält, an Kristallorientierungen in der Drahtlängsrichtung auf einem Querschnitt des Kernmaterials in der Richtung senkrecht zu der Drahtachse des Bonddrahts 50% oder mehr sein kann und die mittlere Kristallkorngröße in dem Querschnitt des Kernmaterials in der Richtung senkrecht zu der Drahtachse des Bonddrahts 0,9 bis 1,3 µm sein kann, mit einem Ergebnis, dass das Streckgrenzenverhältnis (1) 1,1 bis 1,6 sein kann.
Wenn der .<100>-Orientierungsanteil 50% oder mehr beträgt, ist eine Kaltverfestigung des Drahts einhergehend mit der Verformung zur Zeit des Keil-Bondens klein, wodurch das Streckgrenzenverhältnis 1,6 oder weniger sein kann. Jedoch ist selbst in diesem Fall, wenn die mittlere Kristallkorngröße kleiner als 0,9 µm ist, die 0,2%-Versatzstreckgrenze hoch (schlechte Formbarkeit), wodurch das Streckgrenzenverhältnis kleiner als 1,1 ist, was in der Keil-Bondfähigkeit unterlegen ist. Wenn die mittlere Kristallkorngröße mehr als 1,3 µm beträgt, wird geschätzt, dass der <100>-Orientierungsanteil weniger als 50% beträgt, und außerdem ist die 0,2%-Versatzstreckgrenze niedrig, wodurch das Streckgrenzenverhältnis mehr als 1,6 beträgt und die Keil-Bondfähigkeit unterlegen ist.
Selbst wenn die Kristallstruktur des Drahts die Bedingungen erfüllt, nimmt das Streckgrenzenverhältnis immer noch zu, wenn der Gehalt der Elemente in dem Draht übermäßig hoch ist. Im Hinblick auf das Erreichen des Streckgrenzenverhältnisses von 1,6 oder weniger und der Verringerung des Härtens des Bonddrahts, um die Verschlechterung der Keil-Bondfähigkeit zu verringern, beträgt die Konzentration wenigstens eines Elements, das aus Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt ausgewählt wird, insgesamt relativ zu dem Gesamtdraht vorzugsweise 2,0 Massen-% oder weniger, 1,8 Massen-% oder weniger oder 1,6 Massen-% oder weniger.
Indem dafür gesorgt wird, dass Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt in dem Bonddraht enthalten sind, kann die Wirkung der Erfindung erfahren werden, indem entweder ein Verfahren, durch das diese Elemente in dem Cu-Kernmaterial enthalten sind, oder ein Verfahren, durch das diese Elemente enthalten sind, indem sie auf das Cu-Kernmaterial oder die Drahtoberfläche abgeschieden werden, verwendet wird. Eine zugesetzte Menge dieser Elemente ist winzig und lässt eine große Vielfalt an Zusetzverfahren zu, und die Wirkung wird mit jedem Zusetzverfahren erfahren, solange die Komponenten in dem bestimmten Konzentrationsbereich enthalten sind.
In dem Bonddraht der vorliegenden Erfindung beträgt die Dicke der Pd-Überzugschicht im Hinblick auf die Gewinnung einer vorteilhaften FAB-Form und im Hinblick auf eine weitere Verbesserung der Verbindungszuverlässigkeit des kugelgebondeten Teils in der Hochtemperatur- und Hochfeuchtigkeitsumgebung, die für Vorrichtungen im Fahrzeug erforderlich ist, vorzugsweise 0,015 µm oder mehr, stärker bevorzugt 0,02 µm oder mehr, ferner bevorzugt 0,025 µm oder mehr, 0,03 µm oder mehr, 0,035 µm oder mehr, 0,04 µm oder mehr, 0,045 µm oder mehr oder 0,05 µm oder mehr. Eine übermäßig große Dicke der Pd-Überzugschicht verschlechtert die FAB-Form, und die Dicke der Pd-Überzugschicht beträgt vorzugsweise 0,150 µm oder weniger und stärker bevorzugt 0,140 µm oder weniger, 0,130 µm oder weniger, 0,120 µm oder weniger, 0,110 µm oder weniger oder 0,100 µm oder weniger.
Es wird die Definition des Cu-Legierungskernmaterials und der Pd-Überzugschicht des Bonddrahts beschrieben. Eine Grenze zwischen dem Cu-Legierungskernmaterial und der Pd-Überzugschicht wurde basierend auf einer Pd-Konzentration bestimmt. Mit einer Position, an der die Pd-Konzentration 50 At-% war, als die Grenze wurde eine Region, in der die Pd-Konzentration 50 At-% oder mehr war, als die Pd-Überzugschicht bestimmt, und eine Region, in der die Pd-Konzentration kleiner als 50 At-% war, wurde als das Cu-Legierungskernmaterial bestimmt. Dies liegt daran, dass, wenn die Pd-Konzentration in der Pd-Überzugschicht 50 At-% oder mehr beträgt, aus der Struktur der Pd-Überzugschicht eine charakteristische Verbesserungswirkung erwartet werden kann. Die Pd-Überzugschicht kann eine Region einer Pd-Einzelschicht und eine Region, in der Pd und Cu Konzentrationsgradienten in einer Drahttiefenrichtung haben, enthalten. Der Grund, warum die Region mit den Konzentrationsgradienten in der Pd-Überzugschicht ausgebildet ist, ist, dass Atome von Pd und Cu durch eine Wärmebehandlung oder ähnliches in einem Herstellungsverfahren diffundieren können. In der vorliegenden Erfindung bezieht sich der Konzentrationsgradient auf die Tatsache, dass der Grad einer Konzentrationsänderung in der Tiefenrichtung 10 Mol-% oder mehr pro 0,1 µm beträgt. Außerdem kann die Pd-Überzugschicht unvermeidbare Verunreinigungen enthalten.
Der Bonddraht der vorliegenden Erfindung kann ferner eine Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, auf der Oberfläche der Pd-Überzugschicht aufweisen. Mit diesem Aufbau kann der Bonddraht der vorliegenden Erfindung ferner die Verbindungszuverlässigkeit verbessern und kann ferner die Keil-Bondfähigkeit verbessern.
Es wird die Definition der Legierungshautschicht des Bonddrahts, die Au und Pd enthält, beschrieben. Eine Grenze zwischen der Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, und der Pd-Überzugschicht wurde basierend auf einer Au-Konzentration bestimmt. Mit einer Position, an der die Au-Konzentration 10 At-% war, als die Grenze wurde eine Region, in der die Au-Konzentration 10 At-% oder mehr war, als die Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, bestimmt, und eine Region, in der die Au-Konzentration weniger als 10 At-% war, wurde als die Pd-Überzugschicht bestimmt. Selbst in der Region, in der die Pd-Konzentration 50 At-% oder mehr war, wurde die Region, wenn Au mit 10 At-% oder mehr vorhanden war, als die Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, bestimmt. Dies liegt daran, dass, wenn die Au-Konzentration in dem Konzentrationsbereich liegt, eine Verbesserungswirkung der Charakteristiken aus der Struktur der Au-Hautschicht erwartet werden kann. Die Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, ist eine Au-Pd-Legierung und ist eine Region, die eine Region enthält, in der Au und Pd Konzentrationsgradienten in der Drahttiefenrichtung haben. Der Grund dafür, dass die Region mit den Konzentrationsgradienten in der Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, ausgebildet wird, ist, dass Atome von Au und Pd durch die Wärmebehandlung oder ähnliches in dem Herstellungsverfahren diffundieren. Außerdem kann die Legierungshautschicht, die Au und Pd, enthält, unvermeidliche Verunreinigungen und Cu enthalten.
In dem Bonddraht der vorliegenden Erfindung reagiert die Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, mit der Pd-Überzugschicht, um die Haftfestigkeit zwischen der Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, der Pd-Überzugschicht und dem Cu-Legierungskernmaterial zu verbessern und zu verhindern, dass die Pd-Überzugschicht und die Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, zur Zeit des Keil-Bondens abblättern. Mit diesem Phänomen kann der Bonddraht der vorliegenden Erfindung die Wege-Bondfähigkeit weiter verbessern. Im Hinblick auf die Gewinnung einer günstigen Keil-Bondfähigkeit beträgt die Dicke der Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, vorzugsweise 0,0005 µm oder mehr, und stärker bevorzugt 0,001 µm oder mehr, 0,002 µm oder mehr oder 0,003 µm oder mehr. Im Hinblick auf die Verringerung der Exzentrizität, um eine vorteilhafte FAB-Form zu erreichen, beträgt die Dicke der Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, vorzugsweise 0,050 µm oder weniger und stärker bevorzugt 0,045 µm oder weniger, 0,040 µm oder weniger, 0,035 µm oder weniger oder 0,030 µm oder weniger. Die Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, kann durch ein Verfahren ähnlich dem der Pd-Überzugschicht ausgebildet werden.
Der Bonddraht der vorliegenden Erfindung enthält vorzugsweise ferner wenigstens ein Element, das aus Ga, Ge, As, Te, Sn, Sb, Bi und Se ausgewählt ist, wobei die Konzentration der Elemente insgesamt relativ zu dem Gesamtdraht 0,1 bis 100 Massen-ppm beträgt, und Sn ≤ 10 Massen-ppm; Sb ≤ 10 Massen-ppm; und Bi ≤ 1 Massen-ppm. Mit diesem Aufbau kann die Verbindungszuverlässigkeit des kugelgebondeten Teils in der Hochtemperatur- und Hochfeuchtigkeitsumgebung, die in Vorrichtungen im Fahrzeug erforderlich ist, weiter verbessert werden. Insbesondere in einer Hochtemperatur- und Hochfeuchtigkeitsumgebung mit einer Temperatur von 130°C und einer relativen Feuchtigkeit von 85% wird die Langlebigkeit des kugelgebondeten Teils verbessert und die Verbindungszuverlässigkeit wird verbessert, was vorteilhaft ist. Die Konzentration der Elemente insgesamt relativ zu dem Gesamtdraht beträgt vorzugsweise 0,1 Massen-ppm oder mehr, stärker bevorzugt 0,5 Massen-ppm oder mehr, ferner vorzugsweise 1 Massen-ppm oder mehr und noch ferner vorzugsweise 1,5 Massen-ppm oder mehr, 2 Massen-ppm oder mehr, 2,5 Massen-ppm oder mehr oder 3 Massen-ppm oder mehr. Im Hinblick auf eine Gewinnung einer vorteilhaften FAB-Form ist die Konzentration der Elemente insgesamt relativ zu dem Gesamtdraht vorzugsweise 100 Massen-ppm oder weniger und stärker bevorzugt 95 Massen-ppm oder weniger, 90 Massen-ppm oder weniger, 85 Massen-ppm oder weniger oder 80 ppm oder weniger. Wenn die Sn-Konzentration mehr als 10 Massen-ppm beträgt oder die Sb-Konzentration mehr als 10 Massen-ppm beträgt, oder wenn die Bi-Konzentration mehr als 1 Massen-ppm beträgt, ist die FAB-Form fehlerhaft, und somit sind Sn ≤ 10 Massen-ppm; Sb ≤ 10 Massen-ppm; und Bi ≤ 1 Massen-ppm günstig, weil sie die FAB-Form verbessern können.
Der Bonddraht der vorliegenden Erfindung enthält vorzugsweise ferner wenigstens ein Element, das aus B, P, Mg, Ca und La ausgewählt wird, wobei die Konzentration jedes der Elemente relativ zu dem Gesamtdraht 1 bis 100 Massen-ppm beträgt. Mit diesem Aufbau kann eine eingedrückte Form des kugelgebondeten Teils, die in der hochdichten Montage erforderlich ist, verbessert werden, das heißt, die Kreisförmigkeit des kugelgebondeten Teils kann verbessert werden. Die Konzentration jedes der Elemente relativ zu dem Gesamtdraht ist vorzugsweise 1 Massen-ppm oder mehr und stärker bevorzugt 2 Massen-ppm oder mehr, 3 Massen-ppm oder mehr, 4-Massen-ppm oder mehr oder 5 Massen-ppm oder mehr. Im Hinblick auf die Verringerung der Härtung der Kugel und eine Verringerung der Beschädigung des Chips zur Zeit des Kugelbondens beträgt die Konzentration jedes der Elemente relativ zu dem Gesamtdraht vorzugsweise 100 Massen-ppm oder weniger und stärker bevorzugt 95 Massen-ppm oder weniger, 90 Massen-ppm oder weniger, 85 Massen-ppm oder weniger oder 80 Massen-ppm oder weniger.
Wenn der Pd-beschichtete Cu-Bonddraht wie in der vorliegenden Erfindung Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt in einer gewissen Menge enthält und wenn ferner Cu in einer äußersten Oberfläche des Bonddrahts vorhanden ist, neigt die Bildung einer intermetallischen Cu₉Al₄-Verbindung in dem gebondeten Teil dazu, weiter verringert zu werden. Wenn der Pd-beschichtete Cu-Bonddraht Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt in einer gewissen Menge enthält, und wenn ferner Cu in der äußersten Oberfläche des Bonddrahts vorhanden ist, erleichtert die Wechselwirkung zwischen Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt und Cu, die in dem Bonddraht enthalten sind, eine Pd-Konzentration auf einer FAB-Oberfläche während der Ausbildung der FAB, wodurch die Pd-Konzentration auf einer kugelgebondeten Grenzfläche deutlicher erscheint. Es kann geschätzt werden, dass mit diesem Phänomen eine Verringerungswirkung einer wechselseitigen Diffusion von Cu und Al durch eine Pd-konzentrierte Schicht weiter verstärkt wird und eine Bildungsmenge von Cu₉Al₄, das durch die Wirkung von Cl wahrscheinlich korrodiert, verringert wird, und sich die Verbindungszuverlässigkeit des kugelgebondeten Teils in der Hochtemperatur- und Hochfeuchtigkeitsumgebung weiter verbessern kann.
Wenn in der äußersten Oberfläche der Pd-Überzugschicht Cu vorhanden ist und wenn die Konzentration von Cu 30 At-% oder mehr beträgt, verschlechtert sich die Schwefelbeständigkeit der Drahtoberfläche und die Lebensdauer des Bonddrahts verschlechtert sich, was für die praktische Verwendung nicht notwendigerweise geeignet ist. Wenn in der äußersten Oberfläche der Pd-Überzugschicht Cu vorhanden ist, ist die Konzentration von Cu folglich vorzugsweise weniger als 30 At-%.
Wenn Cu in der äußersten Oberfläche der Au-Hautschicht vorhanden ist, und wenn die Konzentration von Cu 35 At-% oder mehr beträgt, verschlechtert sich die Schwefelbeständigkeit der Drahtoberfläche und die Lebensdauer des Bonddrahts verschlechtert sich, was nicht notwendigerweise für die praktische Verwendung geeignet ist. Wenn Cu in der äußersten Oberfläche der Au-Hautschicht vorhanden ist, ist folglich die Konzentration von Cu vorzugsweise weniger als 35 At-%.
Die äußerste Oberfläche bezieht sich auf eine Region, in der die Oberfläche des Bonddrahts durch eine Auger-Elektronenspektroskopievorrichtung gemessen wurde, ohne Sputtern oder ähnliches durchzuführen.
Für die Konzentrationsanalyse der Pd-Überzugschicht und der Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, ist ein Verfahren, das eine Analyse durchführt, während der Bonddraht von seiner Oberfläche in der Tiefenrichtung durch Sputtern oder ähnliches abgetragen wird, oder ein Verfahren, das einen Drahtquerschnitt freilegt und eine Linienanalyse, eine Punktanalyse oder ähnliches durchführt, wirksam. Beispiele für einen Analysator, der für die Konzentrationsanalyse verwendet wird, umfassen eine Auger-Elektronenspektroskopievorrichtung, die in einem Rasterelektronenmikroskop oder einem Transmissionselektronenmikroskop installiert ist, einen energiedispersiven Röntgenstrahlanalysator und einen Elektronensondenmikroanalysator. Beispiele für ein Verfahren zum Freilegen des Drahtquerschnitts umfassen mechanisches Polieren und Ionenätzen. Bezüglich der Mikroanalyse von Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt in dem Bonddraht wird eine Lösung, die durch Auflösen des Bonddrahts mit einer starken Säure erhalten wird, unter Verwendung eines ICP-Emissionsspektrometers oder eines ICP-Massenspektrometers analysiert, und sie können als die Konzentrationen der in dem gesamten Bonddraht enthaltenen Elemente erfasst werden.
(Herstellungsverfahren)
Als nächstes wird ein Verfahren zur Herstellung des Bonddrahts gemäß der Ausführungsform der vorliegenden Erfindung beschrieben. Der Bonddraht wird erhalten, indem eine Cu-Legierung für die Verwendung in dem Kernmaterial hergestellt wird, sie zu einem dünnen Draht gearbeitet wird, die Pd-Überzugschicht und die Au-Schicht ausgebildet werden und eine Wärmebehandlung durchgeführt wird. Nach dem Ausbilden der Pd-Überzugschicht und der Au-Schicht kann eine weitere Drahtzieh- und Wärmebehandlung durchgeführt werden. Es werden ein Verfahren zur Herstellung des Cu-Legierungskernmaterials, ein Verfahren zur Ausbildung der Pd-Überzugschicht und der Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, und ein Verfahren zur Wärmebehandlung im Detail beschrieben.
Der Cu-Legierungskem für die Verwendung in dem Kernmaterial wird erhalten, indem Cu als ein Ausgangsmaterial und Zusatzelemente gemeinsam geschmolzen werden und sie verfestigt werden. Ein Lichtbogenheizofen, ein Hochfrequenzheizofen, ein Widerstandsheizofen oder ähnliches können zum Schmelzen verwendet werden. Um zu verhindern, dass Gase, wie etwa O₂ und H₂, aus der Luft vermischt werden, wird das Schmelzen vorzugsweise in einer Vakuumatmosphäre oder einer inerten Atmosphäre, wie etwa Ar oder N₂, durchgeführt.
Beispiele für das Verfahren zum Ausbilden der Pd-Überzugschicht und der Au-Schicht auf der Oberfläche des Cu-Legierungskernmaterials umfassen Metallisierung, Dampfabscheidung und ein Schmelzverfahren. Sowohl Galvanisierung als auch stromloses Metallisieren können als Metallisierung verwendet werden. Das Galvanisieren, das als Strike-Metallisieren oder Flash-Metallisieren bezeichnet wird, hat eine hohe Metallisierungsgeschwindigkeit und ist vorteilhaft in der Haftfähigkeit mit einem Substrat. Eine Lösung für die Verwendung beim stromlosen Metallisieren wird in einen Substitutionstyp und einen Reduktionstyp klassifiziert; wenngleich das alleinige Durchführen des Substitutionsmetallisierens für eine kleinere Dicke ausreicht, ist das schrittweise Durchführen des Reduktionsmetallisierens nach dem Substitutionsmetallisieren für eine größere Dicke wirksam.
In der Dampfabscheidung können eine physikalische Adsorption, wie etwa Sputtern, Ionenmetallisierung oder Vakuumdampfabscheidung, und eine chemische Adsorption, wie etwa Plasma-CVD, verwendet werden. Sie sind alle Trockenverfahren und benötigen keine Reinigung nach dem Ausbilden der Pd-Überzugschicht und der Au-Schicht und bewirken keine Sorge über eine Oberflächenverunreinigung und ähnliches während der Reinigung.
Wenn nach dem Ausbilden der Pd-Überzugschicht und der Au-Schicht eine Wärmebehandlung durchgeführt wird, diffundiert Pd in der Pd-Überzugschicht in die Au-Schicht, und die Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, wird ausgebildet. Anstelle des Ausbildens der Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, durch die Wärmebehandlung nach dem Ausbilden der Au-Schicht kann die Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, von Anfang an abgeschieden werden.
Für die Ausbildung der Pd-Überzugschicht und der Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, ist sowohl ein Verfahren, das sie nach dem Durchführen des Drahtziehens auf einen finalen Drahtdurchmesser ausbildet, als auch ein Verfahren, das sie auf einem Cu-Legierungskernmaterial mit einem großen Durchmesser ausbildet und das Drahtziehen mehrere Male durchführt, bis ein Zieldurchmesser erhalten wird, wirksam. Wenn die Pd-Überzugschicht und die Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, in dem Ersteren bei finalem Drahtdurchmesser ausgebildet werden, sind die Herstellung, die Qualitätssteuerung und ähnliches einfach. Wenn die Pd-Überzugschicht, die Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, und das Drahtziehen in dem Letzteren kombiniert werden, gibt es den Vorteil, dass sich das Haftvermögen mit dem Cu-Legierungskernmaterial verbessert. Spezifische Beispiele der jeweiligen Ausbildungsverfahren umfassen ein Verfahren, das die Pd-Überzugschicht und die Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, auf dem Cu-Legierungskernmaterial mit dem finalen Durchmesser ausbildet, während der Draht sukzessive durch eine Galvanisierungslösung gezogen wird, und ein Verfahren, das die Pd-Überzugschicht und die Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, durch Eintauchen eines Cu-Legierungskernmaterials mit einem großen Durchmesser in eine Galvanisierungslösung oder eine Lösung zur stromlosen Metallisierung und dann Ziehen des Drahts, um den finalen Drahtdurchmesser zu erreichen, ausbildet.
Nach dem Ausbilden der Pd-Überzugschicht und der Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, kann die Wärmebehandlung durchgeführt werden. Das Durchführen der Wärmebehandlung bewirkt, dass Atome zwischen der Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, der Pd-Überzugschicht und dem Cu-Legierungskernmaterial diffundieren, verbessert die Haftfestigkeit und ist in der Hinsicht wirksam, dass die Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, und die Pd-Überzugschicht während der Bearbeitung davon abgehalten werden abzublättern und die Produktivität steigt. Um zu verhindern, dass O₂ aus der Luft vermischt wird, wird die Wärmebehandlung vorzugsweise in einer Vakuumatmosphäre oder einer inerten Atmosphäre, wie etwa Ar oder N₂, durchgeführt.
Wenn, wie vorstehend beschrieben, die Bedingungen der Diffusionswärmebehandlung und der Temperwärmebehandlung, die auf dem Bonddraht durchgeführt werden, eingestellt werden, diffundiert Cu als das Kernmaterial durch Korngrenzendiffusion, Intrakorndiffusion oder ähnliches durch die Pd-Überzugschicht und die Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, wodurch bewirkt wird, dass Cu die äußerste Oberfläche des Bonddrahts erreicht und ermöglicht wird, dass Cu in der äußersten Oberfläche vorhanden ist. Als die Wärmebehandlung zum Bewirken, dass Cu in der äußersten Oberfläche vorhanden ist, kann die Wärmebehandlung zur Ausbildung der Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, wie vorstehend beschrieben, verwendet werden. Wenn bei der Durchführung der Wärmebehandlung zur Ausbildung der Legierungshautschicht eine Wärmebehandlungstemperatur und -zeit ausgewählt werden, wird ermöglicht, dass Cu in der äußersten Oberfläche vorhanden ist, oder es wird nicht ermöglicht, dass Cu dort vorhanden ist. Außerdem kann die Cu-Konzentration in der äußersten Oberfläche auch auf einen gewissen Beriech (zum Beispiel den Bereich von 1 bis 50 At-%) eingestellt werden. Cu kann durch eine Wärmebehandlung, die bei einer anderen als der Ausbildung der Legierungshautschicht durchgeführt wird, zu der äußersten Oberfläche diffundiert werden.
Wie vorstehend beschrieben, kann dadurch, dass bewirkt wird, dass Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt in dem Bonddraht enthalten sind, die Wirkung der Erfindung sowohl durch das Verfahren, durch das diese Elemente in dem Cu-Kernmaterial enthalten sind, als auch durch das Verfahren, durch das diese Elemente enthalten sind, indem sie auf das Cu-Kernmaterial oder die Drahtoberfläche abgeschieden werden, erfahren werden. Das Gleiche gilt für Ga, Ge, As, Te, Sn, Sb, Bi, Se, B, P, Mg, Ca und La.
Das einfachste Verfahren zum Zusetzen der Komponenten ist ein Verfahren, mit dem sie zu Ausgangsmaterialien des Cu-Legierungskernmaterials zugesetzt werden. Zum Beispiel werden hochreines Kupfer und die Komponentenelement-Ausgangsmaterialien als Anfangsausgangsmaterialien gewogen und werden dann in einem Hochvakuum oder in einer inerten Atmosphäre, wie etwa Stickstoff und Argon, erhitzt und geschmolzen, um einen Gussblock herzustellen, dem die Komponenten in einem Zielkonzentrationsbereich zugesetzt wurden, um die Startmaterialien, welche die Komponentenelemente in den Zielkonzentrationen enthalten, zu erhalten. Folglich enthält das Cu-Legierungskernmaterial des Bonddrahts der vorliegenden Erfindung in einer bevorzugten Ausführungsform wenigstens ein Element, das aus Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt ausgewählt ist, so dass die Konzentration der Elemente insgesamt relativ zu dem Gesamtdraht 0,03 bis 2 Massen-% betragen wird. Der bevorzugte numerische Bereich der Gesamtkonzentration ist wie vorstehend beschrieben. In einer anderen bevorzugten Ausführungsform enthält das Cu-Legierungskernmaterial des Bonddrahts der vorliegenden Erfindung wenigstens ein Element, das aus Ga, Ge, As, Te, Sn, Sb, Si und Se ausgewählt ist, so dass die Konzentration der Elemente insgesamt relativ zu dem Gesamtdraht 0,1 bis 100 Massen-ppm betragen wird, und Sn ≤ 10 Massen-ppm; Sb ≤ 10 Massen-ppm; und Bi ≤ 1 Massen-ppm. Der bevorzugte numerische Konzentrationsbereich ist wie vorstehend beschrieben. In einer bevorzugten Ausführungsform ist die Reinheit von Cu des Cu-Legierungskernmaterials 3N oder weniger (vorzugsweise 2N oder weniger). In einem herkömmlichen Pd-beschichteten Bonddraht wird im Hinblick auf die Bondfähigkeit ein Cu-Kernmaterial mit hoher Reinheit (4N oder mehr) verwendet, und es besteht eine Tendenz, die Verwendung eines Cu-Kernmaterials mit geringer Reinheit zu vermeiden. Der Bonddraht der vorliegenden Erfindung, der die spezifischen Elemente enthält, hat die Verbindungszuverlässigkeit des kugelgebondeten Teils in der Hochtemperatur- und Hochfeuchtigkeitsumgebung, die für Vorrichtungen im Fahrzeug erforderlich ist, insbesondere wenn vorzugsweise das Cu-Legierungskernmaterial, in dem Cu eine geringe Reinheit hat, wie vorstehend beschrieben verwendet wird, erreicht. In einer anderen bevorzugten Ausführungsform enthält das Cu-Legierungskernmaterial des Bonddrahts der vorliegenden Erfindung wenigstens ein Element, das aus B, P, Mg, Ca und La ausgewählt ist, so dass die Konzentration jedes der Elemente relativ zu dem Gesamtdraht 1 bis 100 Massen-ppm sein wird. Der bevorzugte numerische Konzentrationsbereich ist wie vorstehend beschrieben.
Die Komponenten können auch enthalten sein, indem die Komponenten während eines Drahtherstellungsverfahrens auf der Drahtoberfläche abgeschieden werden. In diesem Fall kann die Abscheidung in jeden Teil des Drahtherstellungsverfahrens integriert werden und kann mehrere Male wiederholt werden. Die Abscheidung kann in mehrere Verfahren aufgenommen werden. Die Abscheidung kann der Cu-Oberfläche vor der Pd-Beschichtung hinzugefügt werden, kann der Pd-Oberfläche nach der Pd-Beschichtung hinzugefügt werden, der Au-Oberfläche nach der Au-Beschichtung hinzugefügt werden oder in die Beschichtungsverfahren eingebaut werden. Ein Abscheidungsverfahren kann ausgewählt werden aus (1) Aufbringen einer wässrigen Lösung, Trocknen und Wärmebehandlung, (2) Metallisieren (nass) und (3) Dampfabscheidung (trocken).
Wenn das Verfahren des Aufbringens einer wässrigen Lösung, des Trocknens und der Wärmebehandlung angewendet wird, wird zuerst eine wässrige Lösung mit einer geeigneten Konzentration mit einer wasserlöslichen Verbindung, die die Komponentenelemente enthält, hergestellt. Mit dieser Zubereitung können die Komponenten in das Drahtmaterial aufgenommen werden. Die Zubereitung kann in jeden Teil des Drahtherstellungsverfahrens integriert werden und dies kann mehrere Male wiederholt werden. Die Zubereitung kann in mehrere Verfahren integriert werden. Die Zubereitung kann der Cu-Oberfläche vor dem Pd-Beschichten hinzugefügt werden, der Pd-Oberfläche nach dem Pd-Beschichten hinzugefügt werden, der Au-Oberfläche nach dem Au-Beschichten hinzugefügt werden oder kann in die Beschichtungsverfahren integriert werden.
Wenn Metallisieren (nass) verwendet wird, kann die Metallisierung Galvanisieren oder stromloses Metallisieren sein. Beim Galvanisieren kann ein Metallisieren, das als Flash-Metallisieren bezeichnet wird, das eine hohe Metallisierungsgeschwindigkeit und ein vorteilhaftes Haftvermögen mit einem Substrat hat, neben dem normalem Galvanisieren ebenfalls verwendet werden. Eine Lösung, die für stromloses Metallisieren verwendet wird, wird in einen Substitutionstyp und einen Reduktionstyp klassifiziert. Das Substitutionsmetallisieren wird im Allgemeinen für eine kleinere Dicke verwendet, wohingegen das Reduktionsmetallisieren für eine größere Dicke verwendet wird. Beide von ihnen können verwendet werden und können abhängig von der gewünschten Konzentration, die zugesetzt werden soll, ausgewählt werden, und eine Metallisierungslösungskonzentration und eine Zeit können eingestellt werden. Sowohl Galvanisieren als auch stromloses Metallisieren können in jeden Teil des Drahtherstellungsverfahrens integriert werden und können mehrere Male wiederholt werden. Sowohl Galvanisieren als auch stromloses Metallisieren können in mehrere Verfahren integriert werden. Sowohl Galvanisieren als auch stromloses Metallisieren können der Cu-Oberfläche vor dem Pd-Beschichten hinzugefügt werden, können der Pd-Oberfläche nach dem Pd-Beschichten hinzugefügt werden, können der Au-Oberfläche nach dem Au-Beschichten hinzugefügt werden oder können in die Beschichtungsverfahren integriert werden.
Beispiele für die Dampfabscheidung (trocken) umfassen Sputtern, Ionenmetallisieren, Vakuumabscheidung, und Plasma-CVD. Sie haben die Vorteile, dass sie trocken sind, was eine Vorbehandlung und Nachbehandlung beseitigt und keine Bedenken wegen Verunreinigung ergibt. Wenngleich die Dampfabscheidung im Allgemeinen das Problem hat, dass eine Zusetzgeschwindigkeit eines Zielelements langsam ist, ist sie eines der geeigneten Verfahren für die Aufgabe der vorliegenden Erfindung, weil die Zusetzkonzentration der Komponentenelemente relativ niedrig ist.
Die Teile der Dampfabscheidung können in jeden Teil des Drahtherstellungsverfahrens integriert werden oder können mehrere Male wiederholt werden. Die Teile der Dampfabscheidung können in mehrere Verfahren aufgenommen werden. Die Teile der Dampfabscheidung können der Cu-Oberfläche vor dem Pd-Beschichten hinzugefügt werden, der Pd-Oberfläche nach dem Pd-Beschichten zugefügt werden, der Au-Oberfläche nach dem Au-Beschichten zugefügt werden oder in die Beschichtungsverfahren integriert werden.
Es wird ein Verfahren für die Herstellung beschrieben mit dem eine Kristallorientierung <100> im Winkel von 15 Grad oder weniger zu einer Drahtlängsrichtung an Kristallorientierungen in der Drahtlängsrichtung einen Anteil von 50% oder mehr hat, wenn Kristallorientierungen auf einem Querschnitt des Kernmaterials in einer Richtung senkrecht zu einer Drahtachse des Bonddrahts gemessen werden, und eine mittlere Kristallkorngröße in dem Querschnitt des Kernmaterials in der Richtung senkrecht zu der Drahtachse des Bonddrahts 0,9 bis 1,3 µm beträgt.
Der Bonddraht der vorliegenden Erfindung enthält ein oder mehrere von Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt in einer Gesamtmenge von 0,03 Massen-% oder mehr in dem Kupferlegierungskernmaterial und erhöht dadurch die Materialfestigkeit (Härte) des Drahts. Wenn das Drahtziehen an dem Bonddraht mit einem Cu-Kerndraht durchgeführt wurde, war folglich eine Flächenreduzierungsrate des Bonddrahts zur Zeit des Drahtziehens so niedrig wie 5 bis 8%. In der Wärmebehandlung nach dem Drahtziehen ist die Härte immer noch hoch, und es wurde eine Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 600°C oder mehr durchgeführt, um ein Weichwerden auf ein Niveau durchzuführen, das fähig ist, als der Bonddraht verwendet zu werden. Dank der hohen Wärmebehandlungstemperatur war der <100>-Orientierungsanteil in der Drahtlängsrichtung weniger als 50% und gleichzeitig war die Kristallkorngröße in dem Querschnitt des Kernmaterials mehr als 1,3 µm und das Streckgrenzenverhältnis war mehr als 1,6. Wenn die Wärmebehandlungstemperatur in einem Versuch, das Streckgrenzenverhältnis zu verringern, gesenkt wurde, war die mittlere Kristallkorngröße im Querschnitt des Kernmaterials weniger als 0,9 µm, das Streckgrenzenverhältnis war weniger als 1,1 und die Keil-Bondfähigkeit war unterlegen.
Im Gegensatz dazu legt die vorliegende Erfindung die Flächenreduzierungsrate zur Zeit des Drahtziehens unter Verwendung eines Formwerkzeugs bei der Hälfte oder mehr Formwerkzeugen unter allen Formwerkzeugen auf 10% oder mehr fest und legt die Wärmebehandlungstemperatur bei der Wärmebehandlung nach dem Drahtziehen auf eine niedrige Temperatur von 500°C oder weniger fest. Wenn folglich Kristallorientierungen auf einem Querschnitt des Kernmaterials in der Richtung senkrecht zu der Drahtachse des Bonddrahts gemessen werden, könnte der Orientierungsanteil der Kristallorientierung <100> im Winkel von 15 Grad oder weniger zu einer Drahtlängsrichtung an den Kristallorientierungen in der Drahtlängsrichtung 50% oder mehr sein und die mittlere Kristallkorngröße in dem Querschnitt des Kernmaterials in der Richtung senkrecht zu der Drahtachse des Bonddrahts könnte 0,9 bis 1,3 µm sein. Dank der Synergie aus der Verwendung der neuesten Drahtziehtechnik wurde trotz des Härtens, das durch das Cu-Legierungskernmaterial, das die Komponenten, wie etwa Ni, in einer Gesamtmenge von 0,03 Massen-% enthielt, bewirkt wurde, das Drahtziehen mit einer Flächenreduzierungsrate von 10% oder mehr ermöglicht, indem als ein Gleitmittel die Konzentration eines in dem Gleitmittel enthaltenen nichtionischen grenzflächenaktiven Stoffes höher als herkömmlich konzipiert wurde und als eine Formwerkzeugform ein Annäherungswinkel des Formwerkzeugs sanfter als herkömmlich konzipiert wurde und eine Kühlwassertemperatur des Formwerkzeugs niedriger als herkömmlich festgelegt wurde und ähnliches.
Wenn die Kristallorientierungen auf dem Drahtquerschnitt gemessen werden, wird vorzugsweise Elektronenrückstreubeugung (EBSD: electron backscattered diffraction) verwendet. EBSD ist gekennzeichnet durch die Beobachtung von Kristallorientierungen auf der Beobachtungsoberfläche und dadurch, dass ermöglicht wird, eine Winkeldifferenz der Kristallorientierungen zwischen benachbarten Messpunkten darzustellen, und kann die Kristallorientierungen mit hoher Genauigkeit beobachten, während es auch für einen dünnen Draht wie den Bonddraht relativ einfach ist. Die Korngrößenmessung kann unter Verwendung einer Analysesoftware, die in einer Vorrichtung für Messergebnisse durch EBSD installiert ist, bestimmt werden. Die in der vorliegenden Erfindung vorgeschriebene Kristallkorngröße wird durch Durchführen einer arithmetischen Mittelung über äquivalente Durchmesser von Kristallkörnern erhalten, die in einem Messbereich (dem Durchmesser eines Kreises, der äquivalent zu einer Fläche eines Kristallkorns ist; ein kreisäquivalenter Durchmesser) enthalten sind.
Die vorliegende Erfindung ist nicht auf die Ausführungsform beschränkt, und geeignete Änderungen können innerhalb des Schutzbereichs des Wesentlichen der vorliegenden Erfindung vorgenommen werden.
Beispiele
Das Folgende beschreibt spezifisch den Bonddraht gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung unter Bezug auf Beispiele.
(Probe)
Zuerst beschreibt das Folgende ein Verfahren zur Herstellung einer Probe. Es wurde Cu als ein Ausgangsmaterial des Kernmaterials mit einer Reinheit von 99,99 Massen-% oder mehr, das unvermeidliche Verunreinigungen als den Rest enthielt, verwendet. Au, Pd, Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt mit einer Reinheit von 99 Massen-% oder mehr, die unvermeidliche Verunreinigungen als den Rest enthielten, wurden verwendet. Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt als Zusatzelemente zu dem Kernmaterial werden derart gemischt, dass der Draht oder das Kernmaterial eine Zielzusammensetzung haben werden. Bezüglich des Zusetzens von Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt können sie einzeln gemischt werden. Alternativ können sie unter Verwendung einer Cu-Hauptlegierung, die die Zusatzelemente enthält, die im Voraus hergestellt wurde, gemischt werden, wenn das Element als ein Einzelkörper einen hohen Schmelzpunkt hat oder wenn das Element in einer winzigen Menge zugesetzt wird. In Tabelle 3 aufgelistete Arbeitsbeispiele enthalten ferner ein oder mehrere von Ga, Ge, As, Te, Sn, Sb, Bi, Se, B, P, Mg, Ca und La.
Die Cu-Legierung als Kernmaterial wurde durch Stranggießen hergestellt, um einen Drahtdurchmesser von ein paar Millimetern zu ergeben. Die erhaltene Legierung mit ein paar Millimetern wurde gezogen, um einen Draht mit einem Durchmesser von 0,3 bis 1,4 mm herzustellen. Ein im Handel erhältliches Gleitmittel wurde für das Drahtziehen verwendet, und eine Drahtziehgeschwindigkeit war 20 bis 150 m/Min. Um eine dünne Oxidschicht auf der Drahtoberfläche zu entfernen, wurde eine Ätzbehandlung mit Salzsäure oder ähnlichem durchgeführt, und die Pd-Überzugschicht mit 1 bis 15 µm wurde ausgebildet, um die gesamte Oberfläche der Cu-Legierung als das Kernmaterial zu bedecken. Außerdem wurde für Drähte teilweise die Legierungshautschicht, die Au und Pd enthielt, mit 0,05 bis 1,5 µm auf der Pd-Überzugschicht ausgebildet. Für das Ausbilden der Pd-Überzugschicht und der Legierungshautschicht, die Au und Pd enthielt, wurde Galvanisieren verwendet. Eine im Handel erhältliche Halbleitermetallisierungslösung wurde als eine Metallisierungslösung verwendet. Danach wurde das Drahtziehen hauptsächlich unter Verwendung von Formwerkzeugen mit einer Flächenreduzierungsrate von 10 bis 21% durchgeführt und außerdem wurden während des Drahtziehens ein bis drei Wärmebehandlungsteile bei 200 bis 500°C durchgeführt, um eine Bearbeitung auf einen Durchmesser von 20 µm durchzuführen. Nach der Bearbeitung wurde eine Wärmebehandlung durchgeführt, so dass eine Bruchdehnung schließlich etwa 5 bis 15% war. Ein Verfahren der Wärmebehandlung wurde durchgeführt, während der Draht sukzessive mitgezogen wurde, und wurde durchgeführt, während bewirkt wurde, dass ein N₂- oder Ar-Gas strömte. Eine Drahtvorschubgeschwindigkeit war 10 bis 90 m/min, eine Wärmebehandlungstemperatur war 350 bis 500°C und eine Wärmebehandlungszeit war 1 bis 10 Sekunden.
(Beurteilungsverfahren)
Die Gehalte von Ni, Zn, Rh, In, Ir, Pt, Ga, Ge, As, Te, Sn, Sb, Bi, Se, B, P, Mg, Ca und La in dem Draht wurden unter Verwendung eines ICP-Emissionsspektrometers als die Konzentrationen der in dem gesamten Bonddraht enthaltenen Elemente analysiert.
Für die Konzentrationsanalyse der Pd-Überzugschicht und der Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, wurde eine Auger-Elektronenspektrometrie durchgeführt, während der Bonddraht von seiner Oberfläche in der Tiefenrichtung durch Sputtern oder ähnliches abgetragen wurde. Aus einem erhaltenen Konzentrationsprofil in der Tiefenrichtung wurden die Dicke der Pd-Überzugschicht, die Dicke der Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, bestimmt.
Der Orientierungsanteil der Kristallorientierung <100> mit einem Winkel von 15 Grad oder weniger zu der Drahtlängsrichtung an den Kristallorientierungen in der Drahtlängsrichtung in dem Querschnitt des Kernmaterials in der Richtung senkrecht zu der Drahtachse des Bonddrahts wurde durch Beobachten der Kristallorientierungen einer Beobachtungsoberfläche (das heißt, dem Querschnitt des Kernmaterials in der Richtung senkrecht zu der Drahtachse) durch EBSD berechnet. Für die Analyse von EBSD-Messdaten wurde eine exklusive Software (zum Beispiel OIM-Analyse, hergestellt von TSL Solutions) verwendet. Die mittlere Kristallkorngröße in dem Querschnitt des Kernmaterials in der Richtung senkrecht zu der Drahtachse wurde durch Beobachten der Kristallorientierungen auf der Beobachtungsoberfläche durch EBSD berechnet. Für die Analyse von EBSD-Messdaten wurde eine exklusive Software (zum Beispiel OIM-Analyse, hergestellt von TSL Solutions) verwendet. Die Kristallkorngröße wurde durch Durchführen eines arithmetischen Mittels an einem äquivalenten Durchmesser von Kristallkörnern erhalten, die in einem Messbereich (dem Durchmesser eines Kreises, der äquivalent zu einer Fläche eines Kristallkorns ist; ein Kreisäquivalenzdurchmesser) enthalten sind.
Die 0,2%-Versatzstreckgrenze und die maximale Streckgrenze wurden beurteilt, indem ein Zugtest mit einem Abstand zwischen Markierungen von 100 mm durchgeführt wurde. Eine universelle Werkstofftestmaschine vom Typ 5542, hergestellt von Instron, wurde als eine Zugtestvorrichtung verwendet. Die 0,2%-Versatzstreckgrenze wurde unter Verwendung exklusiver Software, die in der Vorrichtung installiert war, berechnet. Eine Last zur Zeit des Brechens wurde als die maximale Streckgrenze bestimmt. Das Streckgrenzenverhältnis wurde durch die folgende Gleichung (1) berechnet: $Streckgrenzenverhältnis = maximale Streckgrenze/0,2% - Versatzstreckgrenze .$
Die Auswertung der Keil-Bondfähigkeit in dem drahtgebondeten Teil wurde durch Ausführen von 1000 Stück keil-gebondeter Teile aus einem BGA-Substrat und die Auftrittsfrequenz des Abblätterns der gebondeten Teile bestimmt. Das verwendete BGA-Substrat wurde mit Ni und Au metallisiert. In dieser Beurteilung wurden härtere Bond-Bedingungen als normal angenommen und eine Haltertemperatur wurde auf 150°C festgelegt, was niedriger als ein allgemeiner Solltemperaturbereich war. In der Auswertung wurde ein Fall, in dem 11 oder mehr Fehler auftraten, als problematisch bestimmt und markiert mit einem „Kreuz“-Symbol, ein Fall von 6 bis 10 Fehlern wurde als ausführbar aber etwas problematisch bestimmt und markiert mit einem „Dreieck“-Symbol, ein Fall von 1 bis 5 Fehlern wurde als kein Problem bestimmt und markiert mit einem „Kreis“-Symbol, und ein Fall, in dem kein Fehler auftrat, wurde als hervorragend bestimmt und markiert mit einem „Doppelkreis“-Symbol in der Spalte „Keil-Bondfähigkeit“ in Tabelle 1.
Die Verbindungszuverlässigkeit des kugelgebondeten Teils in einer Hochtemperatur- und Hochfeuchtigkeitsumgebung oder einer Hochtemperaturumgebung wurde durch Herstellen einer Probe für die Beurteilung der Verbindungszuverlässigkeit, Durchführen einer HTS-Beurteilung und durch die Verbindungslanglebigkeit des kugelgebondeten Teils bestimmt. Die Probe für die Beurteilung der Verbindungszuverlässigkeit wurde hergestellt, indem ein Kugelbonden auf einer Elektrode durchgeführt wurde, die ausgebildet wurde unter Verwendung eines im Handel erhältlichen Drahtbonders und durch Ausbilden einer Legierung aus Al-1,0%Si-0,5% Cu als eine dünne Schicht mit einer Dicke von 0,8 µm auf einem Si-Substrat auf einem allgemeinen metallischen Rahmen, und sie mit einem im Handel erhältlichen Epoxidharz abgedichtet wurde. Eine Kugel wurde ausgebildet, während bewirkt wurde, dass ein N₂ + 5%H₂-Gas mit einem Durchsatz von 0,4 bis 0,6 L/min strömte, und ihre Größe lag in einem Durchmesserbereich von 33 bis 34 µm.
Für die HTS- Beurteilung wurde die für die Zuverlässigkeitsbeurteilung hergestellte Probe unter Verwendung einer Hochtemperaturthermostatvorrichtung einer Hochtemperaturumgebung mit einer Temperatur von 200°C ausgesetzt. Alle 500 Stunden wurde ein Schertest an dem kugelgebondeten Teil durchgeführt, und eine Zeit, zu der ein Wert der Scherfestigkeit die Hälfte der anfänglich erhaltenen Scherfestigkeit war, wurde als die Verbindungslanglebigkeit des kugelgebondeten Teils bestimmt. Der Schertest nach dem Hochtemperatur- und Hochfeuchtigkeitstest wurde durchgeführt, nachdem das Harz durch Säurebehandlung entfernt wurde und der kugelgebondete Teil freigelegt wurde.
Ein von DAGE hergestellter Tester wurde als ein Schertester für die HTS-Beurteilung verwendet. Ein Mittelwert von Messwerten von 10 kugelgebondeten Teilen, die zufällig ausgewählt wurden, wurde für den Wert der Scherfestigkeit verwendet. In der Beurteilung wurde die Verbindungslanglebigkeit von 500 bis 1000 Stunden als ausführbar aber Verbesserungen wünschenswert bestimmt, um mit einem „Dreieck“-Symbol markiert zu werden, 1000 bis 3000 Stunden wurde als praktisch kein Problem bestimmt, um mit einem „Kreis“-Symbol markiert zu werden, und 3000 Stunden oder mehr wurde als besonders hervorragend bestimmt, um mit einem „Doppelkreis“-Symbol markiert zu werden.
Für die Auswertung der Kugelformbarkeit (FAB-Form) wurde eine Kugel vor dem Durchführen des Bondens gesammelt und beobachtet, und das Vorhandensein oder Nichtvorhandensein von Leerräumen auf der Kugeloberfläche und das Vorhandensein oder Nichtvorhandensein von Deformationen der Kugel, die in erster Linie eine perfekte Kugelform ist, wurde bestimmt. Das Auftreten jedes der vorstehenden Phänomene wurde als fehlerhaft bestimmt. Die Ausbildung der Kugel wurde durchgeführt, während ein N₂-Gas mit einem Durchsatz von 0,5 L/min srpühgeblasen wurde, um die Oxidation in einem Schmelzverfahren zu verringern. Die Größe der Kugel war 34 µm. Für eine Bedingung wurden 50 Kugeln beobachtet. Für die Beobachtung wurde ein REM verwendet. In der Auswertung der Formbarkeit der Kugel wurde ein Fall, in dem fünf oder mehr Fehler auftraten, als problematisch bestimmt, um mit einem „Kreuz“-Symbol markiert zu werden, ein Fall von drei oder vier Fehlern wurde als ausführbar aber etwas problematisch, bestimmt, um mit einem „Dreieck“-Symbol markiert zu werden, ein Fall von ein oder zwei Fehlern wurde als kein Problem bestimmt, um mit einem „Kreis“-Symbol markiert zu werden, und ein Fall, in dem kein Fehler auftrat, wurde als hervorragend bestimmt, um mit „Doppelkreis“-Symbol in der Spalte „FAB-Form“ in Tabelle 1 markiert zu werden.
Die Langlebigkeit der Verbindung des kugelgebondeten Teils in der Hochtemperatur- und Hochdruckumgebung mit einer Temperatur von 130°C und einer relativen Feuchtigkeit von 85% kann durch die folgende HAST-Beurteilung ausgewertet werden. Für die HAST- Beurteilung wurde die hergestellte Probe für die Verbindungszuverlässigkeitsbeurteilung unter Verwendung eines ungesättigten Druckkochtesters einer Hochtemperatur- und Hochfeuchtigkeitsumgebung mit einer Temperatur von 130°C und einer relativen Feuchtigkeit von 85% ausgesetzt und wurde mit 5 V Vorspannung versehen. Alle 48 Stunden wurde ein Schertest an dem kugelgebondeten Teil durchgeführt, und eine Zeit, zu der ein Wert der Scherfestigkeit die Hälfte der anfänglich erhaltenen Scherfestigkeit war, wurde als die Verbindungslanglebigkeit des kugelgebondeten Teils bestimmt. Der Schertest nach dem Hochtemperatur- und Hochfeuchtigkeitstest wurde nach dem Entfernen des Harzes durch eine Säurebehandlung und Freilegen des kugelgebondeten Teils durchgeführt.
Ein von DAGE hergestellter Tester wurde als ein Schertester für die HAST-Beurteilung verwendet. Ein Mittelwert von Messwerten von 10 kugelgebondeten Teilen, die zufällig ausgewählt wurden, wurde für den Wert der Scherfestigkeit verwendet. In der Auswertung wurde die Verbindungslanglebigkeit von 144 Stunden oder mehr und weniger als 288 Stunden als praktisch kein Problem bestimmt, um mit einem „Kreis“-Symbol markiert zu werden, 288 Stunden oder mehr und weniger als 384 Stunden wurde als hervorragend bestimmt, um mit einem „Doppelkreis“-Symbol markiert zu werden, und 384 Stunden oder mehr wurde als besonders hervorragend bestimmt, um mit einem Symbol eines „Paars von Doppelkreisen“ in der Spalte „HAST“ in Tabelle 1 markiert zu werden.

Die Beurteilung einer eingedrückten Form des kugelgebondeten Teils wurde durch Beobachten des kugelgebondeten Teils nach dem Bonden von unmittelbar darüber und durch seine Kreisförmigkeit bestimmt. Als Bond-Gegenstück wurde eine Elektrode, in der eine Al-0,5%-Cu-Legierung als eine dünne Schicht mit einer Dicke von 1,0 µm auf einem Si-Substrat ausgebildet wurde, verwendet. Die Beobachtung wurde unter Verwendung eines optischen Mikroskops durchgeführt, und 200 Stellen wurden für eine Bedingung beobachtet. Elliptisch mit einer großen Abweichung von einem perfekten Kreis und anisotrop in der Verformung wurde in der eingedrückten Form des kugelgebondeten Teils als fehlerhaft bestimmt. In der Beurteilung wurde ein Fall mit ein bis drei Fehlern als kein Problem bestimmt, um mit einem „Kreis“-Symbol markiert zu werden, und ein Fall, in dem für alle ein günstiger perfekter Kreis erhalten wurde, wurde als besonders hervorragend bestimmt, um mit einem „Doppelkreis“-Symbol in der Spalte „eingedrückte Form“ in Tabelle 1 markiert zu werden.
[Tabelle 1]

	Nr.	Drahtkomponente (Massen-%)							Schichtdicke der Pd-Überzugschicht (µm)	Schichtdicke der Legierungshaut-schicht, die Au und Pd enthält (µm)
	Nr.	Ni	Zn	Rh	In	Ir	Pt	insgesamt	Schichtdicke der Pd-Überzugschicht (µm)
Arbeits- beispiel	1	0,7						0,7	0,015	--
	2		1,2					1,2	0,050	--
	3			1,0				1,0	0,100	--
	4				0,5			0,5	0,150	--
	5					0,1		0,1	0,015	--
	6						0,03	0,03	0,050	--
	7	1,1			0,3			1,4	0,100	--
	8		1,2			0,8		2,0	0,150	--
	9			0,7			0,1	0,8	0,015	--
	10	0,6		0,1	0,05			0,75	0,100	--
	11		0,8		0,8	0,3		1,9	0,150	--
	12	0,05		0,05			0,05	0,15	0,015	--
	13		1,0			0,1	0,3	1,4	0,015	--
	14	0,5						0,5	0,015	0,0005
	15		1,2					1,2	0,050	0,0010
	16			0,7				0,7	0,100	0,0100
	17				0,3			0,3	0,150	0,0500
	18					0,1		0,1	0,015	0,0005
	19						0,05	0,05	0,050	0,0010
	20	0,5			0,3			0,8	0,100	0,0100
	21		1,2			0,1		1,3	0,150	0,0500
	22			0,7			0,01	0,71	0,015	0,0005
	23	0,6		0,1	0,05			0,75	0,050	0,0010

[Tabelle 1] (Fortsetzung)

	Nr.	Kristallstruktur		Mechanische Charakteristiken			Drahtqualität
		<100>- Anteil des Drahtquer- schnitts (%)	Mittlere Kristallkorn -größe (µm)	Maximale Streck- grenze①	0,2%- Versatzstreckgrenze ②	Streckgrenzen verhältnis ①/②	Keil- Bond- fähigkeit	HTS	FAB- Form	HAST	Einge-drückte Form
		<100>- Anteil des Drahtquer- schnitts (%)	Mittlere Kristallkorn -größe (µm)	(mN/µm²)		--	Keil- Bond- fähigkeit	HTS	FAB- Form	HAST	Einge-drückte Form
Arbeits- beispiel	1	92	1,1	0,19	0,16	1,19	⊚	⊚	◯	◯	◯
	2	72	0,9	0,22	0,17	1,29	⊚	⊚	⊚	◯	◯
	3	71	1,0	0,24	0,16	1,50	◯	⊚	⊚	◯	◯
	4	72	1,1	0,29	0,24	1,21	⊚	⊚	◯	◯	◯
	5	75	1,2	0,30	0,22	1,36	⊚	⊚	◯	◯	◯
	6	63	1,3	0,31	0,20	1,55	◯	⊚	⊚	◯	◯
	7	75	1,0	0,33	0,28	1,18	⊚	⊚	⊚	◯	◯
	8	65	0,9	0,34	0,27	1,26	⊚	⊚	◯	◯	◯
	9	51	1,2	0,35	0,22	1,59	◯	⊚	◯	◯	◯
	10	97	1,2	0,33	0,30	1,10	⊚	⊚	⊚	◯	◯
	11	80	1,1	0,34	0,28	1,21	⊚	⊚	◯	◯	◯
	12	70	1,2	0,35	0,22	1,59	◯	⊚	◯	◯	◯
	13	54	1,0	0,35	0,23	1,52	⊚	⊚	◯	◯	◯
	14	91	1,1	0,20	0,18	1,11	⊚	⊚	◯	◯	◯
	15	70	0,9	0,21	0,17	1,24	⊚	⊚	⊚	◯	◯
	16	69	1,1	0,22	0,15	1,47	⊚	⊚	⊚	◯	◯
	17	70	1,2	0,28	0,24	1,17	⊚	⊚	◯	◯	◯
	18	76	1,2	0,29	0,22	1,32	⊚	⊚	◯	◯	◯
	19	64	1,3	0,30	0,19	1,58	⊚	⊚	⊚	◯	◯
	20	74	1,1	0,33	0,28	1,18	⊚	⊚	⊚	◯	◯
	21	64	1,2	0,34	0,26	1,31	⊚	⊚	◯	◯	◯
	22	50	1,1	0,35	0,23	1,52	◯	⊚	◯	◯	◯
	23	98	1,0	0,30	0,20	1,50	⊚	⊚	⊚	◯	◯

[Tabelle 1] (Fortsetzung)

	Nr.	Drahtkomponente (Massen-%)							Schichtdicke der Pd-Überzugschicht (µm)	Schichtdicke der Legierungshaut-die schicht, Pd enthält (µm)
	Nr.	Ni	Zn	Rh	In	Ir	Pt	insgesamt	Schichtdicke der Pd-Überzugschicht (µm)
Arbeits- beispiel	24		0,8		0,8	0,3		1,9	0,100	0,0100
	25	0,05		0,05			0,05	0,15	0,150	0,0500
	26		1,0			0,1	0,3	1,4	0,015	0,0100

[Tabelle 1] (Fortsetzung)

	Nr.	Kristallstruktur		Mechanische Charakteristiken			Drahtqualität
		<100>- Anteil des Drahtquer- schnitts (%)	Mittlere Kristallkorn -größe (µm)	Maximale Streck- grenze ①	0,2%- Versatzstreckgrenze ②	Streckgrenzen verhältnis ①/②	Keil- Bond- fähigkeit	HTS	FAB- Form	HAST	Einge-drückte Form
		<100>- Anteil des Drahtquer- schnitts (%)	Mittlere Kristallkorn -größe (µm)	(mN/µm²)		--	Keil- Bond- fähigkeit	HTS	FAB- Form	HAST	Einge-drückte Form
Arbeits- beispiel	24	85	0,9	0,33	0,29	1,14	⊚	⊚	⊚	◯	◯
	25	74	1,3	0,34	0,25	1,36	⊚	⊚	◯	◯	◯
	26	51	0,9	0,35	0,25	1,40	⊚	⊚	◯	◯	◯

[Tabelle 2]

	Nr.	Drahtkomponente (Massen-%)							Schichtdicke der Pd-Überzugschicht (µm)	Schichtdicke der Legierungshaut-schicht, die Au und Pd enthält (µm)
	Nr.	Ni	Zn	Rh	Nr. In	Ir	Pt	insgesamt	Schichtdicke der Pd-Überzugschicht (µm)
Vergleichs- beispiel 9	1	0,7						0,7	0,015	--
	2		1,2			0,8		2,0	0,150	--
	3	0,6		0,1	0,05			0,75	0,100	--
	4						0,03	0,03	0,050	--
	5			0,7			0,1	0,8	0,015	--
	6		0,8		0,8	0,3		1,9	0,150	--
	7		1,2					1,2	0,050	--
	8	1,1			0,3			1,4	0,100	--
	9	0,05		0,05			0,05	0,15	0,015	--

[Tabelle 2] (Fortsetzung)

	Nr.	Kristallstruktur		Mechanische Charakteristiken			Drahtqualität
		<100>- Anteil des Drahtquer- schnitts (%)	Mittlere Kristallkorn -große (µm)	Maximale Streck- grenze ①	0,2%- Versatzstreckgrenze ②	Streckgrenzen verhältnis ①/②	Keil- Bond- fähigkeit	HTS	FAB- Form	HAST	Einge-drückte Form
		<100>- Anteil des Drahtquer- schnitts (%)	Mittlere Kristallkorn -große (µm)	(mN/µm²)		--	Keil- Bond- fähigkeit	HTS	FAB- Form	HAST	Einge-drückte Form
Vergleichs- beispiel.	1	50	0,8	0,20	0,12	1.09	×	⊚	◯	◯	◯
	2	49	1,5	0,29	0,16	1,81	×	⊚	◯	◯	◯
	3	51	0,7	0,34	0,19	1,08	×	⊚	⊚	◯	◯
	4	45	0,9	0,21	0,12	1,75	×	⊚	⊚	◯	◯
	5	40	1,1	0,30	0,17	1,76	×	⊚	◯	◯	◯
	6	30	1,3	0,35	0,19	1,84	×	⊚	◯	◯	◯
	7	41	1,0	0,21	0,12	1,75	×	⊚	⊚	◯	◯
	8	45	1,4	0,30	0,18	1,67	Δ	⊚	⊚	◯	◯
	9	48	1,6	0,34	0,20	1,70	Δ	⊚	◯	◯	◯

[Tabelle 3]

	Nr.	Drahtkomponente (Massen-%)								Schichtdicke der Pd- Überzugschicht (µm)	Schichtdicke der Legierungshaut-schicht, die Au und Pd enthält (µm)
	Nr.	Ni	Zn	Rh	In	Ir	Pt	insgesamt	andere	Schichtdicke der Pd- Überzugschicht (µm)
Arbeits-beispiel	27	0,7						0,7	Ga:0,007	0,100
	28		1,1					1,1	Ge:0,008	0,050
	29			0,7				0,7	As:0,003	0,050
	30				1,2			1,2	Te:0,001	0,150
	31					0,5		0,5	Sn:0,0007	0,015
	32						0,05	0,05	Sb:0,0008	0,050
	33	1,0						1,0	Bi:0,00008	0,100
	34		0,8					0,8	Se:0,0001	0,100
	35			0,05				0,05	Ga:0,003	0,100
	35			0,05				0,05	Te:0,0008	0,100
	36				0,08			0,08 0,8	Ge:0,003	0,150	0,0050
	36				0,08			0,08 0,8	Sb:0,0007	0,150	0,0050
	37					0,1		0,1	As:0,001	0,150	0,0100
	37					0,1		0,1	Se:0.001	0,150	0,0100
	38	0,08						0,08	B:0,0008	0,050
	39		1,2					1,2	P:0,004	0,050
	40			0,05				0,05	Mg:0,005	0,100
	41				0,5			0,5	Ca:0,003	0,015
	42					0,1		0,1	La:0,003	0,100	0,0100
	43						0,05	0,05	P:0,006	0,050	0,0050
	43						0,05	0,05	B:0,0008	0,050	0,0050
	45	0,6						0,6	P:0,003	0,015	0,0100
	45	0,6						0,6	Ca:0,001	0,015	0,0100

[Tabelle 3] (Fortsetzung)

	Nr.	Kristallstruktur		Mechanische Charakteristiken			Drahtqualität
		<100>- Anteil des Drahtquer- schnitts (%)	Mittlere Kristallkorn -größe (µm)	Maximale Streck- grenze ①	0,2%- Versatzstreckgrenze ②	Streckgrenzen verhältnis ①/②	Keil- Bond- fähigkeit	HTS	FAB- Form	HAST	Einge-drückte Form
		<100>- Anteil des Drahtquer- schnitts (%)	Mittlere Kristallkorn -größe (µm)	(mN/µm²)		-	Keil- Bond- fähigkeit	HTS	FAB- Form	HAST	Einge-drückte Form
Arbeits- beispiel	27	88	0,9	0,22	0,18	1,22	⊚	⊚	⊚	⊚	◯
	28	75	1,0	0,25	0,17	1,47	⊚	⊚	⊚	⊚	◯
	29	72	1,0	0,30	0,21	1,43	⊚	⊚	⊚	⊚	◯
	30	67	1,2	0,31	0,24	1,29	⊚	⊚	◯	⊚	◯
	31	66	1,0	0,29	0,22	1,32	⊚	⊚	◯	⊚	◯
	32	74	1,1	0,35	0,29	1,21	⊚	⊚	⊚	⊚	◯
	33	80	1,1	0,31	0,22	1,41	⊚	⊚	⊚	⊚	◯
	34	92	0,9	0,27	0,19	1,42	⊚	⊚	⊚	⊚	◯
	35	72	1,2	0,30	0,19	1,58	◯	⊚	⊚	⊚	◯
	36	55	1,3	0,33	0,25	1,32	⊚	⊚	◯	⊚	◯
	37	82	1,1	0,32	0,25	1,28	⊚	⊚	◯	⊚	◯
	38	74	1,1	0,34	0,23	1,48	⊚	⊚	⊚	◯	⊚
	39	77	1,2	0,29	0,20	1,45	⊚	⊚	⊚	◯	⊚
	40	91	1,0	0,33	0,28	1,18	⊚	⊚	⊚	◯	⊚
	41	68	1,0	0,23	0,19	1,21	⊚	⊚	◯	◯	⊚
	42	91	0,9	0,26	0,21	1,24	⊚	⊚	⊚	◯	⊚
	43	68	1,1	0,29	0,19	1,53	◯	⊚	⊚	◯	⊚
	45	57	1,3	0,33	0,24	1,38	⊚	⊚	◯	◯	⊚

(Beurteilungsergebnisse)
Die Bonddrähte gemäß den in Tabelle 1 aufgelisteten Arbeitsbeispielen 1 bis 26 umfassen jeweils das Cu-Legierungskernmaterial und die Pd-Überzugschicht, die auf der Oberfläche des Cu-Legierungskernmaterials ausgebildet ist, wobei die Dicke der Pd-Überzugschicht in dem bevorzugten Bereich von 0,015 bis 0,150 µm liegt und alle FAB-Formen vorteilhaft sind. Es wurde gezeigt, dass die Hochtemperaturzuverlässigkeit des kugelgebondeten Teils in der HTS-Beurteilung vorteilhaft ist, wenn der Bonddraht wenigstens ein Element enthält, das aus Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt ausgewählt ist, und die Konzentration der Elemente insgesamt relativ zu dem Gesamtdraht 0,03 bis 2 Massen-% beträgt.
In den Arbeitsbeispielen 1 bis 26 war die Flächenreduzierungsrate zur Zeit des Drahtziehens 10% oder mehr und die Wärmebehandlungstemperatur nach dem Drahtziehen war eine niedrigere Temperatur von 500°C oder weniger, wodurch die Kristallorientierung <100> im Winkel von 15 Grad oder weniger zu der Drahtlängsrichtung unter den Kristallorientierungen in der Drahtlängsrichtung 50% oder mehr sein konnte, wenn Kristallorientierungen auf dem Querschnitt des Kernmaterials in der Richtung senkrecht zu der Drahtachse des Bonddrahts gemessen wurden, und die mittlere Kristallkorngröße in dem Querschnitt des Kernmaterials in der Richtung senkrecht zu der Drahtachse des Bonddrahts konnte 0,9 bis 1,3 µm sein. Folglich war das Streckgrenzenverhältnis (= maximale Streckgrenze/0,2%-Versatzstreckgrenze), obwohl der Draht Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt enthielt, in allen Fällen in dem Bereich von 1,1 bis 1,6. Folglich war die Keil-Bondfähigkeit in allen Fällen vorteilhaft.
Im Gegensatz dazu war die Wärmebehandlungstemperatur in den Vergleichsbeispielen 4 bis 6 in Tabelle 2 eine hohe Temperatur von 600°C oder mehr, wodurch der <100>-Orientierungsanteil in der Drahtlängsrichtung weniger als 50% betrug. In den Vergleichsbeispielen 2 und 7 bis 9 war die Wärmebehandlungstemperatur eine hohe Temperatur von 620°C oder mehr, wodurch der <100>-Orientierungsanteil in der Drahtlängsrichtung weniger als 50% betrug, und die mittlere Kristallkorngröße in dem Querschnitt des Kernmaterials war mehr als 1,3 µm. Folglich war das Streckgrenzenverhältnis in allen Vergleichsbeispielen 2 und 4 bis 9 mehr als 1,6 und die Keil-Bondfähigkeit war fehlerhaft.
Wenn in den Vergleichsbeispielen 1 und 3 eine Flächenreduzierungsrate weniger als 10% betrug, war die mittlere Kristallkorngröße in dem Querschnitt des Kernmaterials weniger als 0,9 µm, das Streckgrenzenverhältnis war kleiner als 1,1 und die Keil-Bondfähigkeit war in beiden Fällen fehlerhaft.

Claims

Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung, wobei der Bonddraht aufweist: ein Cu-Legierungskernmaterial; und eine Pd-Überzugschicht, die auf einer Oberfläche des Cu-Legierungskernmaterials ausgebildet ist, wobei der Bonddraht wenigstens ein Element enthält, das aus Ni, Zn, Rh, In, Ir und Pt ausgewählt ist, eine Konzentration der Elemente insgesamt relativ zu dem Gesamtdraht 0,03 Massen-% oder mehr und 2 Massen-% oder weniger beträgt, wenn Kristallorientierungen auf einem Querschnitt des Kernmaterials in einer Richtung senkrecht zu einer Drahtachse des Bonddrahts gemessen werden, eine Kristallorientierung <100> mit einem Winkel von 15 Grad oder weniger zu einer Drahtachsenrichtung einen Anteil von 50% oder mehr an Kristallorientierungen in der Drahtachsenrichtung hat, und eine mittlere Kristallkorngröße in dem Querschnitt des Kernmaterials in der Richtung senkrecht zu der Drahtachse des Bonddrahts 0,9 µm oder mehr und 1,3 µm oder weniger beträgt.
Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung nach Anspruch 1, wobei ein Streckgrenzenverhältnis, das durch die folgende Gleichung (1) definiert ist, 1,1 oder mehr und 1,6 oder weniger beträgt: $\begin{array}{l} Streckgrenzenverhältnis = maximale Streckgrenze/0,2% - \\ Versatzstreckgrenze . \end{array}$
wobei eine Last zur Zeit des Brechens als maximale Streckgrenze bestimmt ist.
Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung nach Anspruch 1 oder 2, wobei eine Dicke der Pd-Überzugschicht 0,015 µm oder mehr und 0,150 µm oder weniger beträgt.
Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, der ferner eine Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, auf der Pd-Überzugschicht aufweist.
Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung nach Anspruch 4, wobei eine Dicke der Legierungshautschicht, die Au und Pd enthält, 0,0005 µm oder mehr und 0,050 µm oder weniger beträgt.
Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei der Bonddraht wenigstens ein Element enthält, das aus Ga, Ge, As, Te, Sn, Sb, Bi und Se ausgewählt ist, eine Konzentration des wenigstens einen Elements relativ zu dem Gesamtdraht insgesamt 0,1 Massen-ppm oder mehr und 100 Massen-ppm oder weniger beträgt, und Sn ≤ 10 Massen-ppm; Sb ≤ 10 Massen-ppm; und Bi ≤ 1 Massen-ppm ist.
Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, wobei der Bonddraht ferner wenigstens ein Element enthält, das aus B, P, Mg, Ca und La ausgewählt ist, und eine Konzentration jedes des wenigstens einen Elements relativ zu dem Gesamtdraht 1 Massen-ppm oder mehr und 100 Massen-ppm oder weniger beträgt.
Bonddraht für eine Halbleitervorrichtung nach einem der Ansprüche 1 bis 7, wobei auf einer äußersten Oberfläche des Bonddrahts Cu vorhanden ist.