EP2729961A1 - Verfahren zum permanenten bonden von wafern durch eine verbindungsschicht mittels festkörperdiffusion oder phasenumwandlung - Google Patents

Verfahren zum permanenten bonden von wafern durch eine verbindungsschicht mittels festkörperdiffusion oder phasenumwandlung

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Publication number
EP2729961A1
EP2729961A1 EP11749832.9A EP11749832A EP2729961A1 EP 2729961 A1 EP2729961 A1 EP 2729961A1 EP 11749832 A EP11749832 A EP 11749832A EP 2729961 A1 EP2729961 A1 EP 2729961A1
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EP
European Patent Office
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matter
solid
functional layer
diffusion
solid substrate
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Withdrawn
Application number
EP11749832.9A
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English (en)
French (fr)
Inventor
Klaus MARTINSCHITZ
Markus Wimplinger
Bernhard REBHAN
Kurt Hingerl
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EV Group E Thallner GmbH
Original Assignee
EV Group E Thallner GmbH
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Filing date
Publication date
Application filed by EV Group E Thallner GmbH filed Critical EV Group E Thallner GmbH
Priority to EP15201506.1A priority Critical patent/EP3043378A3/de
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Withdrawn legal-status Critical Current

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    • H01L2224/29138—Material with a principal constituent of the material being a metal or a metalloid, e.g. boron [B], silicon [Si], germanium [Ge], arsenic [As], antimony [Sb], tellurium [Te] and polonium [Po], and alloys thereof the principal constituent melting at a temperature of greater than or equal to 950°C and less than 1550°C
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    • H01L2224/29138—Material with a principal constituent of the material being a metal or a metalloid, e.g. boron [B], silicon [Si], germanium [Ge], arsenic [As], antimony [Sb], tellurium [Te] and polonium [Po], and alloys thereof the principal constituent melting at a temperature of greater than or equal to 950°C and less than 1550°C
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    • H01L2224/29163—Material with a principal constituent of the material being a metal or a metalloid, e.g. boron [B], silicon [Si], germanium [Ge], arsenic [As], antimony [Sb], tellurium [Te] and polonium [Po], and alloys thereof the principal constituent melting at a temperature of greater than 1550°C
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    • H01L2224/29163—Material with a principal constituent of the material being a metal or a metalloid, e.g. boron [B], silicon [Si], germanium [Ge], arsenic [As], antimony [Sb], tellurium [Te] and polonium [Po], and alloys thereof the principal constituent melting at a temperature of greater than 1550°C
    • H01L2224/29181—Tantalum [Ta] as principal constituent
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    • H01L2224/29—Structure, shape, material or disposition of the layer connectors prior to the connecting process of an individual layer connector
    • H01L2224/29001—Core members of the layer connector
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    • H01L2224/29163—Material with a principal constituent of the material being a metal or a metalloid, e.g. boron [B], silicon [Si], germanium [Ge], arsenic [As], antimony [Sb], tellurium [Te] and polonium [Po], and alloys thereof the principal constituent melting at a temperature of greater than 1550°C
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    • H01L2224/28—Structure, shape, material or disposition of the layer connectors prior to the connecting process
    • H01L2224/29—Structure, shape, material or disposition of the layer connectors prior to the connecting process of an individual layer connector
    • H01L2224/29001—Core members of the layer connector
    • H01L2224/29099—Material
    • H01L2224/29198—Material with a principal constituent of the material being a combination of two or more materials in the form of a matrix with a filler, i.e. being a hybrid material, e.g. segmented structures, foams
    • H01L2224/29199—Material of the matrix
    • H01L2224/292—Material of the matrix with a principal constituent of the material being a metal or a metalloid, e.g. boron [B], silicon [Si], germanium [Ge], arsenic [As], antimony [Sb], tellurium [Te] and polonium [Po], and alloys thereof
    • H01L2224/29201—Material of the matrix with a principal constituent of the material being a metal or a metalloid, e.g. boron [B], silicon [Si], germanium [Ge], arsenic [As], antimony [Sb], tellurium [Te] and polonium [Po], and alloys thereof the principal constituent melting at a temperature of less than 400°C
    • H01L2224/29211—Tin [Sn] as principal constituent
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    • H01L2224/28—Structure, shape, material or disposition of the layer connectors prior to the connecting process
    • H01L2224/29—Structure, shape, material or disposition of the layer connectors prior to the connecting process of an individual layer connector
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    • H01L2224/29099—Material
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    • H01L2224/29301—Base material with a principal constituent of the material being a metal or a metalloid, e.g. boron [B], silicon [Si], germanium [Ge], arsenic [As], antimony [Sb], tellurium [Te] and polonium [Po], and alloys thereof the principal constituent melting at a temperature of less than 400°C
    • H01L2224/29311—Tin [Sn] as principal constituent
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    • H01L2224/29298—Fillers
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    • H01L2224/29338—Base material with a principal constituent of the material being a metal or a metalloid, e.g. boron [B], silicon [Si], germanium [Ge], arsenic [As], antimony [Sb], tellurium [Te] and polonium [Po], and alloys thereof the principal constituent melting at a temperature of greater than or equal to 950°C and less than 1550°C
    • H01L2224/29347—Copper [Cu] as principal constituent
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    • H01L2224/75—Apparatus for connecting with bump connectors or layer connectors
    • H01L2224/7565—Means for transporting the components to be connected
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Definitions

  • the present invention relates to a method for bonding a first solid-state first solid substrate (1), in particular
  • the goal in the permanent or irreversible bonding of solid substrates is to create as strong and, in particular, irrevocable connection, ie a high bonding force, between the two contact surfaces of the solid substrates.
  • irrevocable connection ie a high bonding force
  • TSVs Through Silicon Vias
  • the bonding process must therefore be designed in such a way that active building elements, such as transistors, which are already present on the structure wafers, are neither impaired nor damaged during the processing.
  • the compatibility criteria include above all the purity of certain chemical elements (especially in CMOS structures), mechanical strength, especially by thermal voltages.
  • the reduction of the bending force leads to a gentler treatment of the structure wafers, and thus to a reduction in the probability of failure due to direct mechanical stress, in particular if the insulation layers between the metallic conductors are made of so-called "low-k" materials.
  • the object of the present invention is therefore to provide a process for the gentle production of a permanent bond between two
  • the basic idea of the present invention is to create or apply at least on one of the solid substrates a functional layer with a first material which, in particular according to the
  • the solid-state substrate or solid-state substrates are usually cleaned, in particular by a rinsing step. This cleaning should usually ensure that there are no particles on the surfaces that would result in unbonded areas.
  • Suitable solid-state substrates according to the invention are those solid-state substrates whose material is capable of forming, as matter with a further feed matter, a mixed matter having a higher molar mass
  • volume to react or to mix whereby a growth of the functional layer is effected, and in particular at gaps forming minima of the surfaces of the solid substrates.
  • GaP GaAs, InP, InSb, InAs, GaSb, GaN, A1N, InN, Al x Ga _ x As, In x Ga -x N
  • Multi-component system can solve components in the main component, albeit only in the ppm range. Therefore, the thoughts according to the invention will and should also be considered as disclosed for non-metallic systems. It is particularly advantageous according to the invention, if after the application of the functional layer as soon as possible, in particular within 2
  • the contacting of the solid substrates is carried out.
  • any unwanted reactions such as oxidation of the functional layer or the surfaces of the solid substrates are minimized.
  • Functional layer and / or the surfaces of the solid substrates may be provided prior to contacting the contact surfaces, in particular by
  • forming gas preferably by application of N, forming gas or an inert atmosphere or under vacuum or by amorphization.
  • a treatment with plasma which contains forming gas, in particular predominantly of forming gas has proved particularly suitable.
  • gases containing at least 2%, better 4%, ideally 10% or 15% hydrogen.
  • the remainder of the mixture consists of an inert gas such as nitrogen or argon.
  • Solid-state substrates from one process chamber to the next process chamber by means of a solid-state substrate handling system, which completely the transfer of solid-state substrates in a controlled, adjustable atmosphere, in particular a vacuum atmosphere
  • the contact surfaces usually show a roughness with a
  • the reaction according to the invention is suitable for growing the functional layer by 0.1 to 10 nm, in particular 0.1 to 1 nm, preferably by 0.1 to 0.3 nm, for a conventional wafer surface of a circular wafer having a diameter of up to 450 mm in particular, locally at gaps between the contact surfaces of the solid substrates.
  • the (additionally applied) functional layer is applied by one or more of the following methods:
  • the invention thus solves the problem of better welding the surfaces of two solid substrates brought into contact with each other by producing a solid-state reaction on at least one of the surfaces with a further matter which is located in the functional layer, resulting in a volume expansion of the corresponding near-surface B.
  • ereichs leads and thus the existing surface roughness gaps or pores in the interface (interface between the contacted
  • volume expansion is intended to mean a permanent enlargement and / or deformation of a surface part.
  • the second matter can either be applied as a layer on at least one of the two substrates (FIG. 2), penetrate into the volume by grain boundary diffusion between the grains of a first, in particular polycrystalline, matter (FIG. 3), in a layer structure with layers of the alternating the first material (FIG. 4) or by mechanical alloying of micro- and / or nanoparticles on the second solid-state substrate (FIG. 5).
  • Temperature between room temperature and 200 ° C in particular between room temperature and 150 ° C, preferably between room temperature and 100 ° C, more preferably between room temperature and 50 ° C, in particular for a maximum of 12 days, preferably a maximum of 1 day, more preferably a maximum of 1 hour, more preferably a maximum of 15 minutes.
  • the bond strength can be increased in a particularly advantageous manner by the fact that in the solid state diffusion and / or phase transformation, a mixed material C with a larger molar volume than the molar
  • volume of the second matter and the first matter is formed.
  • Plasma activation of the surfaces of the solid substrates in particular with an activation frequency between 10 and 600 kHz and / or a
  • Pressurization is carried out with a pressure between 0, 1 and 0.6 mbar, additional effects such as the smoothing of the contact surface is effected.
  • pressurization is meant here the pressure of the working atmosphere during the plasma activation.
  • Solid substrate (1) with a maximum output thickness D smaller than ⁇ ⁇ is limited to less than 10 nm, preferably smaller than 10 nm, more preferably smaller than 1 nm.
  • the pressure is between 0.1 and 10 MPa, more preferably between 0.1 and 1 MPa, most preferably between 0.1 and 0.3 MPa.
  • the pressure has to be chosen the larger, the larger the
  • Function layer can be avoided with unwanted materials or compounds.
  • Functional layer with preference in an average thickness R between 0, 1 nm and 25 nm, more preferably between 0, 1 nm and 15 nm, even more preferably between 0, 1 nm and 10 nm, most preferably between 0, 1 nm and 5 nm is formed.
  • Figure 1 a is an illustration of a first and second
  • inventive solid substrate at a time of the inventive method immediately after the contacting of the first solid substrate with the second solid substrate, Figure 1b permanently connected solid state substrates after
  • Figure 2a shows a step of the inventive method for
  • FIG. 3 shows an alternative step of the invention
  • FIG. 4 shows an alternative step of the invention
  • FIG. 5 shows an alternative step of the invention
  • the invention describes a method for volume expansion
  • near-surface regions starting from an effective contact surface 6 between solid substrates 1, 2 to be bonded, namely a first surface layer 3 of the first solid substrate 1 and / or a second surface layer 4 of the second solid substrate 2 and / or a functional layer provided on a surface layer 3, 4 5th
  • the volume expansion is carried out by a solid state reaction between a first matter A and a second matter B such that gaps 10
  • the solid-state reaction takes place between the first matter A, which is preferably present in the functional layer 5 (> 50 vol.), And the second matter of one of the solid substrates 1 and / or 2, preferably at least the first, in particular upper, solid substrate 1.
  • the functional layer 5 can be produced by various methods described below, whereby an altered second surface layer 4 '(since it additionally has the functional layer 4) with a new one
  • the two solid substrates 1, 2 consist of two different materials Ai and A 2 . Is this
  • Material B chosen so that a volume expansion at
  • the present description is transferable thereto and is covered by the invention.
  • the materials Ai, A 2 and B are selected as single-phase, one-component systems.
  • a ⁇ and A 2 are identical, in particular the materials A and B are selected from the group of metals.
  • the surface layers 3 and / or 4 are j ene volume areas under the surfaces 3o, 4o of the substrates 1, 2, in which the solid state reaction according to the invention takes place at least predominantly.
  • Surface layers 3, 4 have in particular a mean thickness D less than 1 ⁇ m, preferably less than 100 nm, even more preferably less than 10 nm, most preferably less than 1 nm.
  • the average thickness D of the surface layers 3, 4 is in each case in particular not more than 50 times the size of the mean grain diameter of the material B ((in particular the
  • Single crystals of matter B) is, more preferably, at most 20 times larger, even more preferably at most 10 times larger, most preferably at most 5 times larger, most preferably at most 2 times larger.
  • the figures l a and lb are thus shown greatly enlarged.
  • FIG. 1a shows the state of contacting of the surfaces 3o, 4o prior to the solid-state reaction between the two materials A and B, while FIG. 1b shows the surface layers 3, 4 after the volume expansion has taken place and the successful bonding process.
  • the figures show the change in volume and the resulting gap closure along the Interface 1 1 or along the effective contact surface 6, which is larger by the gap closure.
  • the bonding force is considerably increased. Even more ideally, the holes are completely closed, so that at least later, the bond interface is no longer recognizable.
  • the material B of the functional layer is at least partially consumed by the solid state reaction in the surface layer 3 and / or 4.
  • the average thickness R of the functional layer 5 is dependent on the most varied parameters (temperature, choice of materials A and B, bond pressure, timing, diffusion rates).
  • the two materials A and B may be metals, plastics, ceramics or semiconductors, with metals being preferred.
  • the solid-state substrates 1, 2 can
  • the materials A and B are selected as one-phase one-component matter. Matter A and / or matter B preferably each consist of a single one
  • the matter B is applied only to the second solid substrate 2.
  • An embodiment of the invention is that,
  • the copper-tin system can be mentioned for this embodiment according to the invention.
  • material / material for matter A the metal copper is selected and as matter B the metal becomes tin
  • Interface 11 is formed by the formation of a copper mixed crystal C.
  • a mixed crystal C is a crystalline phase consisting of at least two different materials, here the materials A and B, which are completely miscible with each other within a concentration range.
  • copper has a solubility for tin at room temperature. The solubility increases with increasing temperature and has a maximum at about 850K.
  • Tin on the other hand, has a vanishingly low solubility for copper up to the melting point. Due to the
  • Solid substrate 2 at least surface layer 4 of copper as the first matter A deposited ( Figure 2a).
  • the process parameters are chosen so that the second matter B (tin) at this time still no connection with the first matter (copper) is received.
  • the amount of tin is dimensioned such that, preferably, an intermetallic phase never forms when the tin subsequently diffuses into the copper (FIG. 2c).
  • the surface layer 4 is not so saturated with tin at any point that intermetallic phases can form.
  • Cu-Sn may according to phase diagram at
  • Solubility of Sn in Cu correspondingly larger.
  • Copper mixed crystal Since tin has a larger atomic radius than copper, the volume of copper mixed crystal C increases with increasing tin content (FIG. 2d).
  • the beginning of the diffusion process of the tin into the copper is preferably controlled on the basis of the process parameters, in particular by Temperature increase, since the diffusion constants are explicitly dependent on the temperature.
  • the permanent bonding takes place below 200 ° C.
  • Diffusion of the tin into copper begins with the other process parameters chosen according to the invention between room temperature (RT) and 200 ° C, more preferably between RT and 150 ° C, even more preferably between RT and 100 ° C, most preferably between RT and 50 ° C. It will be understood by one of ordinary skill in the art that any parameter which can control the desired diffusion can be used to achieve the desired effect.
  • the copper tin increases, thus increasing its volume and can close the gaps 10 in the interface 1 1.
  • the high plasticity favors the closing process of the gaps 10.
  • Solubility limit of the first matter (copper) for the second matter (tin) is exceeded, so that excretion of intermetallic phases as far as possible, especially completely avoided.
  • materials A and B are chosen which are completely miscible in the solid state, the solubility limit according to the invention can be left out of consideration.
  • the deposition of the second matter B (tin) on the first matter A (copper) is carried out according to the invention so that the solubility limit of the copper for the tin at the corresponding temperature to as few, even more preferably at any location in the
  • Embodiment is.
  • the growth of the first matter A in the form of the mixed matter C is shown schematically in FIG. 2d.
  • interstices 7 are smaller, so that an effort of B estandmaschine is achieved to expand in the direction of the contact surface 6.
  • the company is expanding
  • the second matter (tin) is deposited as functional layer 5 not only on the surface 4o of the first material (copper) (FIG. 2), before the actual diffusion process but start into the surface layer 4 within the layer thickness d (FIG. 3) without letting the tin go into solution with the copper.
  • Interspaces 7 (here: grain boundaries) are separated from each other.
  • Gaps 7 are two-dimensional in polycrystalline microstructure Lattice defects into which atoms of different species can penetrate. With preference, the microstructure of at least one of the bonds to be bonded
  • Solid substrate 1, 2 prepared so that the second matter (tin) is not only on the surface 4o, but also in the surface layer 4, without thereby dissolving in the copper.
  • the functional layer 5 in this embodiment is at least partially identical to the
  • An embodiment of the invention is therefore to use the difference between grain boundary and volume diffusion to transport the tin into the volume depth of the copper layer, without
  • the process parameters are chosen so that grain boundary diffusion occurs prior to volume diffusion because it is much easier for the diffusing species - in the exemplary embodiment tin - to move in the wide grain boundaries than through the narrow lattice of the bulk (the copper grains). Decisive here is the consideration of the diffusion coefficient.
  • Grain boundary diffusion is greater than the diffusion coefficient for the given volume diffusion for a given temperature.
  • the grain boundary surface to grain volume ratio is taken into account, as at higher ratio per unit volume correspondingly more
  • Grain boundaries are present. With special preference is the
  • the second matter B diffuses here not only at the interface between the functional layer 5 and the surface 4o prior to application of the functional layer 4 into the first material A, due to the Penetration of the surface layer 4 of virtually all sides j edes
  • FIG. 4 Another embodiment consists in depositing a layer structure (FIG. 4).
  • the components copper and tin are deposited by layering methods known per se, preferably alternately matter A and B.
  • an "intermediate solution” to the pure “surface solution” according to FIG. 2 and the “mixed solution” according to FIG. 3 are provided, in which several interfaces are provided for the diffusion of the second matter B into the first material A.
  • first matter A copper
  • second matter B titanium
  • micro- and / or nanoparticles 8, 9 from a solution on the surface 4o, ie a mechanical alloy
  • sintered bridges which weld the micro- and / or nanoparticles 9 together to form a sintered matrix 10 are preferably formed in this embodiment.
  • diffusion of the second component B into the sintering matrix 10 takes place. Since the micro- and / or nanoparticles 8 of the second matter B are randomly distributed uniformly in the intermatrix 10 of the first material A by the mechanical alloy, an optimal, uniform distribution of the second material B is obtained second matter B, over a sharply defined volume range possible.
  • the materials A and B are inventively chosen so that the volume of the new
  • formed mixed crystal C (via the sintering process) is greater than the volume of the mechanical alloy before the bonding process.
  • mechanical alloys by micro- and / or nanoparticles 8, 9 have a generally lower density than bulk materials, since there is a lot of space between the micro and / or nanoparticles 8, 9, which only after the sintering process is closed. In the most optimal case, the void space is completely reduced.
  • the microstructure after the B onding process is again a polycrystalline structure with a mixed crystal.
  • Concentration on the second solid substrate are deposited.
  • the increase in volume is realized by the formation of a completely new phase, ie a
  • the reaction of the second matter B with the first matter A leads to an arbitrary compound AxBy whose molar volume is greater than the sum of the two molar volumes of the components A and B.
  • the phase transformation should be controlled by selecting appropriate process parameters. Therefore, the deposited component B should preferably react with the component A only when that is desired, that is during the bonding process. The increase in volume is thus due to a phase transformation
  • a martensitic transformation is a diffusionless phase transformation, which takes place by a folding process of the lattice. The folding process takes place only by a very rapid temperature decrease.
  • Another advantage of martensite is the often extremely high dislocation density caused by the shear processes of martensite formation. In the bonding process, the pores would be closed by volume expansion during the martensitic transformation, but at the same time, the microstructure would extremely solidify, ie its dislocation density would increase. The dislocation density may be used in some martensites as an aid to a later recrystallization process.
  • the volume increase during the bonding process in the near-surface regions is caused by the spinodal demixing of an alloy.
  • a spinodal segregation is a spontaneous separation of a homogeneous structure in at least two phases by exceeding a critical parameter, preferably the critical temperature. The homogeneous structure was replaced by a critical parameter, preferably the critical temperature.
  • Cooling process of a multi-component system generates, the
  • Concentration is located within the spinodals. It is known to the person skilled in the art which alloys can separate spinodally, how such alloys have to be produced and heat-treated. In particular, alloys with spinodal segregation are selected, the

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Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft ein verfahren zum Bonden eines ersten Festkörpersubstrats (1 ) mit einem eine erstes Material enthaltenden zweiten Festkörpersubstrat (2) mit folgenden Schritten, insbesondere folgendem Ablauf: - Ausbildung oder Aufbringung einer ein zweites Material enthaltenden Funktionsschicht (5) auf das zweite Festkörpersubstrat (2), - Kontaktieren des ersten Festkörpersubstrats (1 ) mit dem zweiten Festkörpersubstrat (2) an der Funktionsschicht (5), - Zusammenpressen der Festkörpersubstrate (1, 2) zur Ausbildung eines permanenten Bonds zwischen dem ersten und dem zweiten Festkörpersubstrat (1, 2), zumindest teilweise verstärkt durch Festkörperdiffusion und/oder Phasenumwandlung des ersten Materials mit dem zweiten Material, wobei eine Volumenvergrößerung an der Funktionsschicht (5) bewirkt wird. Während des Bondens wird die Löslichkeitsgrenze des ersten Materials für das zweite Material nicht oder nur geringfügig überschritten, so dass Ausscheidung von intermetallischen Phasen möglichst weitgehend vermieden wird und dagegen Mischkristall ausgebildet wird. Das erste Material kann Kupfer und das zweite Material kann Zinn sein.

Description

VERFAHREN ZUM PERMANENTEN BONDEN VON WAFERN
DURCH EINE VERBINDUNGSSCHICHT MITTELS FESTKÖRPERDIFFUSION ODER PHASENUMWANDLUNG
B e s c h r e i b u n g
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zum Bonden eines eine erste Materie enthaltenden ersten Festkörpersubstrats ( 1 ), insbesondere
Halbleiterwafer mit einem zweiten Festkörpersubstrat, insbesondere
Halbleiterwafer gemäß Patentanspruch 1.
Ziel beim permanenten oder irreversiblen Bonden von Festkörpersubstraten ist es, zwischen den beiden Kontaktflächen der Festkörpersubstrate eine möglichst starke und insbesondere unwiderrufliche Verbindung, also eine hohe Bondkraft, zu erzeugen. Hierfür existieren im Stand der Technik verschiedene Ansätze und Herstellungsverfahren, insbesondere das
Verschweißen der Oberflächen bei höheren Temperaturen.
Permanent verbondet werden alle Arten von Materialien, vorwiegend allerdings Metalle und/oder Keramiken. Eine der wichtigsten Systeme des Permanentbondens sind Metall-Metall Systeme. Vor allem in den letzten Jahren traten die Cu-Cu Systeme vermehrt in Erscheinung. Die Entwicklung von 3D Strukturen verlangt nämlich meistens die Verbindung
unterschiedlicher funktionaler Schichten. Diese Verbindung wird immer häufiger über sogenannte TSVs (Through Silicon Vias) realisiert. Die
Kontaktierung dieser TSVs zueinander erfolgt sehr oft durch Kupferkontaktstellen. Zum Zeitpunkt des Bondens liegen sehr oft bereits vollwertige, funktionstüchtige Strukturen, beispielsweise Mikrochips, an einer oder mehreren Oberflächen der Festkörpersubstrate vor. Da in den Mikrochips unterschiedliche Materialien mit unterschiedlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten verwendet werden, ist eine Erhöhung der
Temperatur beim Bonden unerwünscht. Diese kann zu thermischen
Dehnungen und damit zu Thermospannungen führen, die Teile des
Mikrochips oder seiner Umgebung zerstören können.
Die bekannten Herstellungsverfahren und bisher verfolgten Ansätze führen häufig zu nicht oder schlecht reproduzierbaren und insbesondere kaum auf veränderte Bedingungen übertragbaren Ergebnissen. Insbesondere benutzen derzeit eingesetzte Herstellungsverfahren häufig hohe Temperaturen, insbesondere >400°C, um wiederholbare Ergebnisse zu gewährleisten.
Technische Probleme wie hoher Energieverbrauch und eine mögliche
Zerstörung von auf den Festkörpersubstraten vorhandenen Strukturen resultieren aus den bisher für eine hohe Bondkraft erforderlichen hohen Temperaturen von teilweise weit über 300°C.
Weitere Anforderungen bestehen in:
- der Front-end-of-line-Kompatibilität.
Darunter versteht man die Kompatibilität des Prozesses während der Herstellung der elektrisch aktiven Bauteile. Der Bondingprozess muss also so ausgelegt werden, dass aktive B auelemente wie Transistoren, die bereits auf den Strukturwafern vorhanden sind, während der Prozessierung weder beeinträchtigt noch geschädigt werden. Zu den Kompatibilitätskriterien zählen vor allem die Reinheit an gewissen chemischen Elementen (vor allem bei CMOS Strukturen), mechanische Belastbarkeit, vor allem durch Thermospannungen.
- niedrige Kontamination.
- keine, oder möglichst niedrige, Krafteinbringung. - möglichst niedrige Temperatur, insbesondere bei Materialien mit unterschiedlichem Wärmeausdehnungskoeffizienten.
Die Reduktion der B ondkraft führt zu einer schonenderen Behandlung der Strukturwafer, und damit zu einer Reduktion der Ausfallwahrscheinlichkeit durch direkte mechanische Belastung, insbesondere wenn die Isolationslagen zwischen den metallischen Leitern aus sogenannten„low-k" Materialen gefertigt sind.
Das Verschweißen zweier Oberflächen funktioniert umso besser, j e ebener die Oberflächen sind, je weniger Kontaminationen sich auf den Oberflächen befinden und je perfekter deren Oberflächenstruktur ist. In der Realität hat man es allerdings mit Oberflächen zu tun, die durch Wasser, organische Substanzen, Partikel und ähnliches verunreinigt sind, die eine nicht vernachlässigbare Oberflächenrauhigkeit besitzen und sehr oft mehr oder weniger stark oxidiert sind. Die Entfernung der Partikel erfolgt in der Industrie durch unterschiedliche Prozesse, meist in mehreren voneinander unabhängigen Modulen. Die Entfernung der Oxide ist sicherlich eine der schwierigsten Herausforderungen, sind doch gerade Metalloxide chemisch relativ stabil. S elbst wenn man alle adhäsiven Substanzen und chemisch erzeugten Produkte von der Metalloberfläche entfernt, existiert immer noch die raue Oberfläche als letztes Hindernis für einen perfekten Bond.
Heutige Bondingverfahren sind vor allem auf hohe Drücke und Temperaturen ausgelegt. Vor allem das Vermeiden einer hohen Temperatur ist von essentieller B edeutung für das Verschweißen zukünftiger
Halbleiteranwendungen, da unterschiedliche Materialien mit
unterschiedlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten nicht zu
vernachlässigende thermische Spannungen bei Aufheiz- und/oder
Abkühlvorgängen erzeugen. Des Weiteren wird die Diffusion von
Dotierungselementen bei steigender Temperatur zunehmend zum Problem. Die dotierten Elemente sollen nach dem Dotiervorgang das vorgesehene Raumgebiet nicht verlassen. Anderenfalls würden sich die physikalischen Eigenschaften der Schaltkreise fundamental ändern. Dies führt im besten Fall zu einer Verschlechterung, im schlimmsten und wahrscheinlichsten Fall zur Funktionsuntüchtigkeit des B auteils. Vor allem Speicher sind durch Ihre hohe Transistorendichte und Ihre hohe Dotierungsdichte anfällig für hohe
Temperaturen. Andererseits sind es gerade die Speicher, bei denen die 3D Technologie zunehmend zur Kapazitäts- und Leistungssteigerung verwendet wird.
Das Problem beim heutigen Stand der Technik besteht, nach der
Dekontaminierung der Oberfläche, darin, eine möglichst plane Oberfläche zu schaffen. Dies wird ansatzweise durch Schleifprozesse ermöglicht.
Schleifprozesse sind allerdings nicht in der Lage, die Oberfläche perfekt zu planarisieren. Ein weiterer Arbeitsschritt wäre das Polieren. Dabei werden Werkzeuge mit speziellen Oberflächen verwendet, welche die
Metalloberflächenrauhigkeit weiter reduzieren. Durch eine Kombination von Schleifen und Polieren werden Rauhigkeiten im Nanometer, manchmal sogar Subnanometer B ereich erzeugt. In den meisten Fällen werden sogenannte CMP Methoden verwendet. Dabei handelt es sich um einen chemischmechanischen Polierprozess. Unabhängig davon, wie lange oder wie genau man schleift, erhält man immer eine Restrauhigkeit, die nicht eliminiert werden kann. Diese Restrauhigkeit führt beim Kontakt zweier Oberflächen immer zur Bildung von Poren im Nano- bzw. Subnanometerbereich.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es daher, ein Verfahren zur schonenden Herstellung eines permanenten Bonds zwischen zwei
Festkörpersubstraten mit einer möglichst hohen Bondkraft bei gleichzeitig möglichst niedriger Temperatur anzugeben.
Diese Aufgabe wird mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1 gelöst.
Vorteilhafte Weiterbildungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen angegeben. In den Rahmen der Erfindung fallen auch sämtliche Kombinationen aus zumindest zwei von in der Beschreibung, den Ansprüchen und/oder den Figuren angegebenen Merkmalen. Bei angegebenen
Wertebereichen sollen auch innerhalb der genannten Grenzen liegende Werte als Grenzwerte offenbart gelten und in beliebiger Kombination beanspruchbar sein.
Die Grundidee der vorliegenden Erfindung ist es, zumindest an einem der Festkörpersubstrate eine Funktionsschicht mit einer ersten Materie zu schaffen beziehungsweise aufzubringen, die, insbesondere nach der
Kontaktierung beziehungsweise Herstellung eines Prebonds zwischen den Festkörpersubstraten, mit einer zweiten Materie, die in dem anderen
Festkörpersubstrat, zu reagieren und dadurch einen irreversiblen
beziehungsweise permanenten Bond zwischen den Festkörpersubstraten auszubilden. Die beiden Festkörpersubstrate müssen nicht notwendigerweise einen Prebond miteinander eingehen. Auch eine einfache Kontaktierung ohne Ausbildung eines Prebonds ist möglich. Als„Reaktion" ist erfindungsgemäß eine Festkörperdiffusion und/oder eine Phasenumwandlung vorgesehen. Vor und/oder nach der Ausbildung/Aufbringung der Funktionsschicht auf dem ersten und/oder zweiten Festkörpersubstrat findet meist eine Reinigung des Festkörpersubstrats oder der Festkörpersubstrate statt, insbesondere durch einen Spülschritt. Diese Reinigung soll zumeist sicherstellen, dass sich keine Partikel auf den Oberflächen befinden, die ungebondete Stellen zur Folge haben würden.
Durch die Funktionsschicht und die in der Funktionsschicht enthaltene Materie wird eine technische Möglichkeit geschaffen, unmittelbar an den Kontaktflächen zwischen den Festkörpersubstraten nach der Herstellung des vorläufigen beziehungsweise reversiblen Bonds gezielt eine den permanenten Bond verstärkende und die Bondgeschwindigkeit erhöhende Reaktion (erste Materie mit der zweiten Materie) zu induzieren, wobei, insbesondere durch Verformung mindestens einer der Kontaktflächen (vorzugsweise die durch die Funktionsschicht gebildete Kontaktfläche) durch die Reaktion, auf Grund von Unebenheiten der Oberflächen/Kontaktflächen vorhandene Lücken geschlossen werden, insbesondere in Verbindung mit einem
Zusammenpressen durch Druckbeaufschlagung der Festkörpersubstrate gegeneinander. Unter Verformung ist eine Volumenausdehnung im
Allgemeinen, eine Phasenumwandlung oder Plastifizierung zu verstehen, die zu einer Formänderung der Kristallite und/oder amorphen Bereiche der
Oberfläche führt.
Als erfindungsgemäße Festkörpersubstrate sind solche Festkörpersubstrate geeignet, deren Material in der Lage ist, als Materie mit einer weiteren, zugeführten Materie zu einer Mischmaterie mit einem höheren molaren
Volumen zu reagieren beziehungsweise sich zu vermischen, wodurch ein Wachstum an der Funktionsschicht bewirkt wird, und zwar insbesondere an Lücken bildenden Minima der Oberflächen der Festkörpersubstrate.
Besonders vorteilhaft sind die nachfolgenden Kombinationen von Materien, entweder wegen der Möglichkeit Mischkristalle zu bilden, sich gut plastisch zu verformen, Phasenumwandlungen zu durchlaufen, die zu einer
Volumenzunahme führen, oder wegen j eder anderen, in der Beschreibung genannten direkten oder indirekten Methode die Lücken im Bondinterface zu schließen:
- Cu-Fe, Cu-Ge, Cu-In, Cu-Li, Cu-Mg, Cu-Mn, Cu-Nb, Cu-Nd, Cu-Ni, Cu-Si, Cu-Sn, Cu-Zn, Cu-Zr, Cu-Ti, Cu-W, Cu-Ti, Cu-Ta, Cu-Au, Cu-Al, Cu-Cu
- W-Fe, W-Ge, W-In, W-Li, W-Mg, W-Mn, W-Nb, W-Nd, W-Ni,
W-Si, W-Sn, W-Zn, W-Zr, W-Ti, W-Ti, W-Ta, W-Au, W-Al
- Ti-Fe, Ti-Ge, Ti-In, Ti-Li, Ti-Mg, Ti-Mn, Ti-Nb, Ti-Nd,
Ti-Ni, Ti-Si, Ti-Sn, Ti-Zn, Ti-Zr, Ti-Ta, Ti-Au, Ti-Al
- Ta-Fe, Ta-Ge, Ta-In, Ta-Li, Ta-Mg, Ta-Mn, Ta-Nb, Ta-Nd, Ta-Ni, Ta-Si, Ta-Sn, Ta-Zn, Ta-Zr, Ta-Ti, Ta-W, Ta-Ti, Ta-Ta, Ta-Au, Ta- Al - Au-Fe, Au-Ge, Au-In, Au-Li, Au-Mg, Au-Mn, Au-Nb, Au-Nd, Au- Ni, Au-Si, Au-Sn, Au-Zn, Au-Zr, Au-Ti, Au-W, Au-Ti, Au-Au, Au- Au, Au-Al
- Al-Fe, Al-Ge, Al-In, Al-Li, Al-Mg, Al-Mn, Al-Nb, Al-Nd, Al-Ni, Al-Si, Al-Sn, Al-Zn, Al-Zr, Al-Ti, Al-W, Al-Ti, Al-Al, Al-Al, Al-Al
Als Festkörpersubstrate sind außerdem folgende Mischformen von
Halbleitern denkbar:
- III-V: GaP, GaAs, InP, InSb, InAs, GaSb, GaN, A1N, InN, AlxGai _ xAs, InxGai -xN
- IV-IV: S iC, SiGe,
- III-VI: InAlP.
- nichtlineare Optik: LiNb03, LiTa03, KDP (KH2P04)
- Solarzellen: CdS , CdSe, CdTe, CuInSe2, CuInGaSe2, CuInS2,
CuInGaS2
- Leitende Oxide: In2-xSnx03-y
Obwohl die oben genannten binären, tertiären und quartären Phasensysteme meistens extrem geringe Randlöslichkeiten besitzen, sich auf Grund ihrer kovalenten B indungsaffinität eher spröde verhalten, meistens als Einkristalle und nur sehr selten als Polykristalle vorkommen, könnten die für Metalle erfindungsgemäß beanspruchten Eigenschaften auch in Halbleitersystemen vorkommen. Man beachte, dass die Oberflächenrauhigkeiten heutiger
Halbleiterwafer so weit reduziert werden kann, dass die erfindungsgemäß zu schließenden Lücken nur ein Volumen im Angströmbereich haben können. Es ist Fakt, dass selbst bei schlechter Randlöslichkeit eines
Mehrkomponentensystems sich Komponenten in der Hauptkomponente lösen können, wenn auch nur im ppm Bereich. Daher werden und sollen die erfindungsgemäßen Gedanken auch für nicht metallische Systeme als offenbart gelten. Besonders vorteilhaft ist es erfindungsgemäß, wenn nach der Aufbringung der Funktionsschicht möglichst zeitnah, insbesondere innerhalb von 2
Stunden, vorzugsweise innerhalb von 30 Minuten, noch bevorzugter innerhalb von 10 Minuten, idealerweise innerhalb von 5 Minuten, die Kontaktierung der Festkörpersubstrate erfolgt. Durch diese Maßnahme werden etwaige unerwünschte Reaktionen wie Oxidierung der Funktionsschicht oder der Oberflächen der Festkörpersubstrate minimiert.
Erfindungsgemäß können Mittel zur Hemmung solcher Reaktionen der
Funktionsschicht und/oder der Oberflächen der Festkörpersubstrate vor dem Kontaktieren der Kontaktflächen vorgesehen sein, insbesondere durch
Passivierung der Oberflächen der Festkörpersubstrate, vorzugsweise durch Beaufschlagung mit N , Formiergas oder einer inerten Atmosphäre oder unter Vakuum oder durch Amorphisieren. Als besonders geeignet hat sich in diesem Zusammenhang eine Behandlung mit Plasma, welches Formiergas enthält, insbesondere überwiegend aus Formiergas besteht, erwiesen. Als Formiergas sind hier Gase zu verstehen, die mindestens 2%, besser 4%, idealerweise 10% oder 15 % Wasserstoff enthalten. Der restliche Anteil der Mischung besteht aus einem inerten Gas wie beispielsweise Stickstoff oder Argon. Systeme mit inerter Atmosphäre oder Vakuum Atmosphäre lassen sich mit Vorzug als Systeme realisieren, bei denen der Transfer der
Festkörpersubstrate von einer Prozesskammer zur nächsten Prozesskammer mittels eines Festkörpersubstrat Handhabungssystems geschieht, welches den Transfer der Festkörpersubstrate vollständig in einer kontrollierten, einstellbaren Atmosphäre, insbesondere einer Vakuum Atmosphäre
durchführen kann. Derartige Systeme sind dem Fachmann bekannt.
Die Kontaktflächen zeigen üblicherweise eine Rauigkeit mit einer
quadratischen Rauheit (Rq) von 0,2 nm auf. Dies entspricht Scheitel-Scheitel- Werten der Oberflächen im Bereich von 1 nm. Diese empirischen Werte wurden mit der Atomic Force Microscopy (AFM) ermittelt. Die erfindungsgemäße Reaktion ist geeignet, bei einer üblichen Waferfläche eines kreisförmigen Wafers mit einem Durchmesser von bis zu 450 mm die Funktionsschicht um 0, 1 bis 10 nm, insbesondere 0, 1 bis 1 nm, vorzugsweise um 0, 1 bis 0,3 nm wachsen zu lassen, insbesondere lokal an Lücken zwischen den Kontaktflächen der Festkörpersubstrate.
Die (zusätzlich aufgebrachte) Funktionsschicht wird durch eines oder mehrere der nachfolgend genannten Verfahren aufgebracht:
- PECVD,
- LPCVD,
- Aufdampfen und
- Epitaxie.
- MOCVD
- Sputtern
Die Erfindung löst somit das Problem, die Oberflächen zweier zueinander in Kontakt gebrachter Festkörpersubstrate besser zu verschweißen, indem man an mindestens einer der Oberflächen eine Festkörperreaktion mit einer weiteren Materie, welche sich in der Funktionsschicht befindet, erzeugt, die zu einer Volumenausdehnung des entsprechenden Oberflächennahen B ereichs führt und damit die durch Oberflächenrauhigkeit vorhandenen Lücken oder Poren im Interface (Grenzfläche zwischen den in Kontakt gebrachten
Festkörpersubstraten) verschließt. Es sei hierbei erwähnt, dass die beiden zueinander zu verschweißenden Festkörpersubstrate sich bereits größtenteils miteinander in Kontakt befinden. An den Kontaktstellen ist eine
Volumenausdehnung normal auf die Festkörpersubstrate selbstverständlich nicht möglich, da das Material in dieser Richtung einer
Dehnungsbehinderung unterliegt. Dennoch werden alle erfindungsgemäßen Methoden, welche den energetischen Zustand so stark erhöhen, dass das Material in die Poren ausweicht, explizit erwähnt. Entweder das Material dehnt sich durch die erfindungsgemäßen Methoden direkt in die Poren aus (beispielhaft, aber nicht einschränkend sei hier die Volumenausdehnung durch Mischkristallbildung oder einer Phasenumwandlung erwähnt) oder das Material kann sich durch die erfindungsgemäßen Methoden in eine Richtung nicht ausdehnen, da es einer Dehnungsbehinderung unterliegt, füllt allerdings die nahe gelegenen Poren aus, da es sich auf Grund des erhöhten
energetischen Zustands plastisch verformt. Der Vollständigkeit halber sei erwähnt, dass eine plastische Verformung durch Versetzungen,
Zwillingsbildung oder Diffusion erfolgen kann und im strengen
physikalischen Sinne nicht mit einer Volumenausdehnung einhergeht. Im weiteren Verlauf der vorliegenden Beschreibung wird nicht mehr explizit zwischen Plastifizierung und (bleibender elastischer) Volumenausdehnung unterschieden. Der Terminus Volumenausdehnung soll für eine bleibende Vergrößerung und/oder Verformung eines Oberflächenteils stehen.
Die zweite Materie kann entweder als Schicht auf mindestens einem der beiden Substrate aufgebracht werden (Fig. 2), durch Korngrenzendiffusion zwischen die Körner einer ersten, insbesondere polykristallinen, Materie in das Volumen eindringen (Fig. 3), sich in einer Schichtstruktur mit Schichten der ersten Materie abwechseln (Fig. 4) oder durch mechanisches Legieren von Mikro- und/oder Nanoteilchen auf dem zweiten Festkörpersubstrat aufgebracht werden (Fig. 5).
Hierdurch werden höhere Bondstärken bei geringeren Temperaturen erreicht.
Gemäß einer vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung ist vorgesehen, dass Ausbildung und/oder Verstärkung des permanenten Bonds durch
Diffusion der zweiten Materie in die erste Materie, insbesondere unter Ausbildung einer Mischmaterie C erfolgt.
Gemäß einer weiteren, vorteilhaften Ausführungsform der Erfindung ist vorgesehen, dass die Ausbildung des permanenten Bonds bei einer
Temperatur zwischen Raumtemperatur und 200 °C, insbesondere zwischen Raumtemperatur und 150°C, vorzugsweise zwischen Raumtemperatur und 100°C, noch bevorzugter zwischen Raumtemperatur und 50°C, insbesondere während maximal 12 Tagen, vorzugsweise maximal 1 Tag, noch bevorzugter maximal 1 Stunde, am besten maximal 15 Minuten, erfolgt.
Dabei ist es besonders vorteilhaft, wenn der irreversible Bond eine
Bondstärke von größer 1 ,5 J/m2, insbesondere größer 2 J/m2, vorzugsweise größer 2,5 J/m2 aufweist. .
Die Bondstärke kann in besonders vorteilhafter Weise dadurch erhöht werden, dass bei der Festkörperdiffusion und/oder Phasenumwandlung eine Mischmaterie C mit einem größeren molaren Volumen als das molare
Volumen der zweiten Materie und der ersten Materie gebildet wird.
Hierdurch wird ein Anwachsen am zweiten Festkörpersubstrat
beziehungsweise an der Funktionsschicht bewirkt, wodurch Lücken zwischen den Kontaktflächen durch die erfindungsgemäße Reaktion geschlossen werden können. Als Folge hieraus wird der Abstand zwischen den
Kontaktflächen, also der mittlere Abstand, reduziert und Toträume minimiert.
Soweit vor der Aufbringung/ Ausbildung der Funktionsschicht eine
Plasmaaktivierung der Oberflächen der Festkörpersubstrate, insbesondere mit einer Aktivierungsfrequenz zwischen 10 und 600 kHz und/oder einer
Leistungsdichte zwischen 0,075 und 0,2 Watt/cm2 und/oder unter
Druckbeaufschlagung mit einem Druck zwischen 0, 1 und 0,6 mbar, erfolgt, werden zusätzliche Effekte wie die Glättung der Kontaktfläche bewirkt.
Unter Druckbeaufschlagung meint man hier den Druck der Arbeitsatmosphäre während der Plasmaaktivierung.
Mit Vorteil ist in einer weiteren, vorteilhaften Ausführungsform der
Erfindung vorgesehen, dass die Festkörperdiffusion und/oder
Phasenumwandlung auf eine Oberflächenschicht (3o) des ersten
Festkörpersubstrats ( 1 ) mit einer maximalen Ausgangsdicke D kleiner Ι μη , insbesondere kleiner l OOnm, vorzugsweise kleiner lOnm, noch bevorzugter kleiner lnm beschränkt ist.
Soweit das Zusammenpressen der Festkörpersubstrate bei einem Druck zwischen 0, 1 MPa und 10 MPa erfolgt, können optimale Ergebnisse erzielt werden. Vorzugsweise liegt der Druck zwischen 0, 1 und 10 MPa, noch bevorzugter zwischen 0, 1 und 1 MPa, am Bevorzugtesten zwischen 0, 1 und 0,3 MPa. Der Druck muss umso größer gewählt werden, j e größer die
Unebenheiten und j e dünner die Schichten sind.
In vorteilhafter Weise ist gemäß einer Ausführungsform der Erfindung vorgesehen, dass die Ausbildung/ Aufbringung der Funktionsschicht im
Vakuum durchgeführt wird. Somit können Verunreinigungen der
Funktionsschicht mit nicht erwünschten Materialien oder Verbindungen vermieden werden.
B esonders effektiv für den Verfahrensablauf ist es, wenn die
Funktionsschicht mit Vorzug in einer mittleren Dicke R zwischen 0, 1 nm und 25 nm, mit größerem Vorzug zwischen 0, 1 nm und 15 nm, mit noch größerem Vorzug zwischen 0, 1 nm und 10 nm, mit größtem Vorzug zwischen 0, 1 nm und 5 nm ausgebildet wird.
Weitere Vorteile, Merkmale und Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung bevorzugter Ausführungsbeispiele sowie anhand der Zeichnungen. Diese zeigen in:
Figur 1 a eine Darstellung eines ersten und zweiten
erfindungsgemäßen Festkörpersubstrats in einem Zeitpunkt des erfindungsgemäßen Verfahrens unmittelbar nach der Kontaktierung des ersten Festkörpersubstrats mit dem zweiten Festkörpersubstrat, Figur 1b permanent verbundene Festkörpersubstrate nach
Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens,
Figur 2a einen Schritt des erfindungsgemäßen Verfahrens zur
Ausbildung/ Aufbringung einer Funktionsschicht,
Figur 2b bis 2d Vergrößerungen der Grenzfläche zwischen dem zweitem
Festkörpersubstrat und der Funktionsschicht gemäß Figur 2a,
Figur 3 einen alternativen Schritt des erfindungsgemäßen
Verfahrens zur Ausbildung/Aufbringung einer
Funktionsschicht,
Figur 3b bis 3d Vergrößerungen der Grenzfläche zwischen dem zweitem
Festkörpersubstrat und der Funktionsschicht gemäß Figur 3a,
Figur 4 einen alternativen Schritt des erfindungsgemäßen
Verfahrens zur Ausbildung/Aufbringung einer
Funktionsschicht,
Figur 4b bis 4d Vergrößerungen der Grenzfläche zwischen dem zweitem
Festkörpersubstrat und der Funktionsschicht gemäß Figur 4a,
Figur 5 einen alternativen Schritt des erfindungsgemäßen
Verfahrens zur Ausbildung/Aufbringung einer
Funktionsschicht,
Figur 5b bis 5d Vergrößerungen der Grenzfläche zwischen dem zweitem
Festkörpersubstrat und der Funktionsschicht gemäß Figur In den Figuren sind gleiche oder gleichwirkende Merkmale mit den gleichen Bezugszeichen gekennzeichnet.
Die Erfindung beschreibt ein Verfahren für eine Volumenexpansion
oberflächennaher Bereiche (ausgehend von einer wirksamen Kontaktfläche 6 zwischen zu bondenden Festkörpersubstraten 1 , 2), nämlich einer ersten Oberflächenschicht 3 des ersten Festkörpersubstrats 1 und/oder einer zweiten Oberflächenschicht 4 des zweiten Festkörpersubstrats 2 und/oder einer auf einer Oberflächenschicht 3 , 4 vorgesehenen Funktionsschicht 5.
Die Volumenexpansion erfolgt durch eine Festkörperreaktion zwischen einer ersten Materie A und einer zweiten Materie B derart, dass Lücken 10
zwischen den kontaktierten Festkörpersubstraten 1 , 2 entlang der wirksamen Kontaktfläche 6 (Interface 1 1) während einer zusätzlichen
Druckbeaufschlagung in einem Bondprozess geschlossen werden. Die Lücken 10 sind unmittelbar nach der Kontaktierung der Festkörpersubstrate 1 , 2 gemäß Figur l a auf Grund deren Unebenheiten noch verhältnismäßig groß. Hierdurch ist die wirksame Kontaktfläche 6 entsprechend klein. In Figur lb ist durch die Festkörperreaktion eine Volumenexpansion (Wachstum) bewirkt worden, so dass die Lücken 10 deutlich verkleinert wurden, insbesondere im Volumen mindestens um einen Faktor 2, vorzugsweise mindestens um einen Faktor 5, noch bevorzugter mindestens um einen Faktor 10. Entsprechend ist die wirksame Kontaktfläche 6 größer geworden.
Die Festkörperreaktion erfolgt dabei zwischen der ersten Materie A, welche vorzugsweise in der Funktionsschicht 5 vorliegt (> 50 Vol.- ), und der zweiten Materie eines der Festkörpersubstrate 1 und/oder 2, vorzugsweise zumindest des ersten, insbesondere oberen, Festkörpersubstrats 1.
Die Funktionsschicht 5 kann auf verschiedene, weiter unten beschriebene Verfahren erzeugt werden, wodurch eine geänderte zweite Oberflächenschicht 4' (da sie zusätzlich die Funktionsschicht 4 aufweist) mit einer neuen
Oberfläche 4o ' entsteht.
Erfindungsgemäß ist es auch denkbar, dass die beiden Festkörpersubstrate 1 , 2 aus zwei unterschiedlichen Materialien Ai und A2 bestehen. Ist das
Material B so gewählt, dass eine Volumenexpansion bei
Reaktion/Vermischung mit den beiden Materialien Ai und A2 erfolgt, ist die vorliegende B eschreibung hierauf übertragbar und ist von der Erfindung gedeckt. In einem bevorzugten Fall werden die Materialien Ai , A2 und B als einphasige, Ein- Komponenten-Systeme gewählt. Alternativ sind A\ und A2 identisch, wobei insbesondere die Materien A und B aus der Gruppe der Metalle gewählt werden.
Die Oberflächenschichten 3 und/oder 4 sind j ene Volumenbereiche unter den Oberflächen 3o, 4o der Substrate 1 , 2, in welchen sich die erfindungsgemäße Festkörperreaktion zumindest überwiegend abspielt. Die
Oberflächenschichten 3, 4 weisen insbesondere eine mittlere Dicke D kleiner als 1 μπι, vorzugsweise kleiner als 100 nm, mit noch größerem Vorzug kleiner als 10 nm, mit größtem Vorzug kleiner als 1 nm, auf. Soweit die Materie B als polykristalline Materie ausgebildet ist, ist die mittlere Dicke D der Oberflächenschichten 3 , 4 jeweils insbesondere maximal 50 mal so groß wie der mittlere Korndurchmesser der Materie B ((insbesondere der
Einkristalle der Materie B) ist, mit größerem Vorzug maximal 20 mal so groß, mit noch größerem Vorzug maximal 10 mal so groß, mit größtem Vorzug maximal 5 mal so groß, mit allergrößtem Vorzug maximal 2 mal so groß. Die Figuren l a und lb sind somit stark vergrößert dargestellt.
Figur l a zeigt den Zustand der Kontaktierung der Oberflächen 3o, 4o vor der Festkörperreaktion zwischen den beiden Materialien A und B , während Figur lb die Oberflächenschichten 3 , 4 nach der erfolgten Volumenexpansion und dem erfolgreichem Bondingprozess zeigt. Die Figuren zeigen die Änderung des Volumens und den damit eintretenden Lückenschluss entlang des Interface 1 1 beziehungsweise entlang der wirksamen Kontaktfläche 6, die durch den Lückenschluss größer wird. Durch die Vergrößerung der
wirksamen Kontaktfläche 6 und durch die deutliche Reduzierung des
mittleren Abstands zwischen den Oberflächen 3o, 4o wird die Bondkraft beträchtlich erhöht. Noch idealer werden die Löcher vollständig geschlossen, so dass zumindest später das Bondinterface nicht mehr erkennbar ist.
Die Materie B der Funktionsschicht wird durch die Festkörperreaktion in der Oberflächenschicht 3 und/oder 4 zumindest teilweise verbraucht. Die mittlere Dicke R der Funktionsschicht 5 ist abhängig von den unterschiedlichsten Parametern (Temperatur, Wahl der Materien A und B, Bonddruck, zeitlicher Ablauf, Diffusionsgeschwindigkeiten). B ei den beiden Materien A und B kann es sich um Metalle, Kunststoffe, Keramiken oder Halbleiter handeln, wobei Metalle bevorzugt sind. Die Festkörpersubstrate 1 , 2 können
insbesondere als Wafer ausgebildet sein.
Die unterschiedlichen erfindungsgemäßen Ausführungsformen der Erfindung werden nun im Einzelnen vorgestellt. Dabei werden die Materien A und B als einphasige Ein-Komponenten-Materien ausgewählt. Die Materie A und oder die Materie B bestehen vorzugsweise j eweils aus einem einzigen
beziehungsweise einheitlichen Material. In den gezeigten Ausführungsformen wird die Materie B nur auf dem zweiten Festkörpersubstrat 2 aufgebracht.
Eine erfindungsgemäße Ausführungsform besteht darin, die
Volumenausdehnung durch die Lösung der Komponente B in A zu realisieren. Beispielhaft ist für diese erfindungsgemäße Ausführungsform das Kupfer- Zinn System genannt werden. Als Stoff/Material für die Materie A wird das Metall Kupfer ausgewählt und als Materie B wird das Metall Zinn
ausgewählt.
Die Ausdehnung des Kupfers, welche zum Schließen der Lücken 10 im
Interface 11 beiträgt, erfolgt durch die Bildung eines Kupfermischkristalls C. Ein Mischkristall C ist eine kristalline Phase, die aus mindestens zwei verschiedenen Materien, hier den Materien A und B , besteht, die innerhalb eines Konzentrationsbereichs vollständig miteinander mischbar sind. Gemäß Phasendiagramm Cu-Sn besitzt Kupfer bei Raumtemperatur eine Löslichkeit für Zinn. Die Löslichkeit nimmt mit steigender Temperatur zu und hat ein Maximum bei etwa 850K. Zinn hingegen besitzt eine verschwindend geringe Löslichkeit für Kupfer bis zum Schmelzpunkt. Auf Grund des
Zusammenhangs zwischen dem Volumen und der Konzentration jedes
Mischkristalls (Vegard' sche Regel) wird in der einfachsten Ausführungsform Zinn als Materie B auf der Oberflächenschicht 4 des zweiten
Festkörpersubstrats 2 (zumindest Oberflächenschicht 4 aus Kupfer als erste Materie A) abgeschieden (Figur 2a). Die Verfahrensparameter werden so gewählt, dass die zweite Materie B (Zinn) zu diesem Zeitpunkt noch keine Verbindung mit der ersten Materie (Kupfer) eingeht. Die Menge des Zinns ist dabei so bemessen, dass sich bei einer später stattfindenden Diffusion des Zinns in das Kupfer (Fig. 2c) vorzugsweise niemals eine intermetallische Phase bildet. Anders ausgedrückt: Die Oberflächenschicht 4 wird an keiner Stelle so mit Zinn gesättigt, dass sich intermetallische Phasen bilden können. Für das binäre Phasensystem Cu-Sn darf laut Phasendiagramm bei
Raumtemperatur eine Molkonzentration für Sn in Cu von ca. 0,01 (entspricht ca. 14 Gew.- Sn) nicht überschritten werden. Damit wird eine Bildung der Cu3Sn Phase unterbunden, da die Löslichkeitsgrenze des Kupfers für das Sn noch nicht überschritten wurde. Für steigende Temperatur wird die
Löslichkeit von Sn in Cu entsprechend größer.
Sehr wohl verändert sich allerdings durch die Aufnahme der zweiten Materie B (Zinn) in die erste Materie A (Kupfer) das Volumen des
Kupfermischkristalls. Da Zinn einen größeren Atomradius als Kupfer besitzt, steigt das Volumen des Kupfermischkristalls C mit steigendem Zinngehalt (Figur 2d). Der Beginn vom Diffusionsprozess des Zinns in das Kupfer wird vorzugsweise auf Grund der Prozessparameter gesteuert, insbesondere durch Temperaturerhöhung, da die Diffusionskonstanten explizit von der Temperatur abhängen.
B ei der hier vorgestellten Ausführungsform erfolgt das permanente B onden unterhalb von 200 °C. Die Temperatur, bei welcher eine nennenswerte
Diffusion des Zinns ins Kupfer beginnt, liegt bei den erfindungsgemäß gewählten anderen Prozessparametern zwischen Raumtemperatur (RT) und 200 °C, mit größerem Vorzug zwischen RT und 150 °C, mit noch größerem Vorzug zwischen RT und 100 °C mit allergrößtem Vorzug zwischen RT und 50 °C. Für einen Fachmann auf dem Gebiet ist klar, dass jeder Parameter, welcher die gewünschte Diffusion steuern kann, verwendet werden kann, um den gewünschten Effekt zu erzielen.
Durch das gezielte Einsetzen der Diffusion nimmt das Kupfer Zinn auf, vergrößert damit sein Volumen und kann so die Lücken 10 im Interface 1 1 schließen. Bei Metallen kommt ergänzend hinzu, dass die hohe Plastizität den Schließvorgang der Lücken 10 begünstigt.
Erfindungsgemäß ist es außerdem vorgesehen zu verhindern, dass die
Löslichkeitsgrenze der ersten Materie (Kupfer) für die zweite Materie (Zinn) überschritten wird, so dass Ausscheidung von intermetallischen Phasen möglichst weitgehend, insbesondere vollständig, vermieden wird. Soweit Materien A und B gewählt werden, die im festen Zustand vollständig mischbar sind, kann die Löslichkeitsgrenze erfindungsgemäß außer B etracht bleiben.
Die Abscheidung der zweiten Materie B (Zinn) auf der ersten Materie A (Kupfer) wird erfindungsgemäß so durchgeführt, dass die Löslichkeitsgrenze des Kupfers für das Zinn bei der entsprechenden Temperatur an möglichst wenigen, mit noch größerem Vorzug an keinem Ort, in der
Oberflächenschicht 4 überschritten wird (siehe Figur 2b). Die B estandteile (Ein- oder Mehrkristalle) der Materie A sind schematisiert dargestellt. Gemäß Figur 2e diffundiert die zweite Materie B (Zinn) nur an der Grenzfläche zwischen der Funktionsschicht 5 und der Oberfläche 4o vor Aufbringung der Funktionsschicht 4 in die erste Materie A hinein, was insbesondere bei Einkristallen als erste Materie A die bevorzugte
Ausführungsform ist. Das Anwachsen der ersten Materie A in Form der Mischmaterie C ist schematisch in Figur 2d gezeigt. Zwischen B estandteilen der ersten Materie A vorliegende Zwischenräume 7 (soweit vorhanden) werden kleiner, so dass eine Bestrebung der B estandteile erreicht wird, sich in Richtung der Kontaktfläche 6 auszudehnen. Dabei expandiert die
Mischmaterie C wegen des an der wirksamen Kontaktfläche 6 anliegenden Drucks des gegenüberliegenden Festkörpersubstrats 1 überwiegend im
B ereich der Lücken 10.
Um die Bildung intermetallischer Phasen weitergehend zu verhindern, ist gemäß einer weiteren Ausführung vorgesehen, dass die zweite Materie (Zinn) als Funktionsschicht 5 nicht nur an der Oberfläche 4o der ersten Materie (Kupfer) abgeschieden wird (Fig. 2), bevor der eigentliche Diffusionsprozess startet, sondern in die Oberflächenschicht 4 innerhalb der Schichtdicke d (Fig. 3 ) einzubringen, ohne das Zinn dabei in Lösung mit dem Kupfer gehen zu lassen.
Hierzu wird die zweite Materie B (Zinn), insbesondere über
Korngrenzendiffusionsprozesse in größere Tiefen der polykristallinen ersten Materie A (Kupfer) gelangen, mit Vorzug noch nicht in das Volumen der Körner übergehen, höchstens am äußeren Rand der Körner geringfügig in die Tiefe eindringen und erst beim entscheidenden Bondingprozess wirklich in das Volumen eindringen, um die Volumenvergrößerung hervorzurufen (Fig. 3). Die polykristalline Mikrostruktur des ersten Materials A ist
polykristallin, besteht also aus einzelnen Körnern, welche durch
Zwischenräume 7 (hier: Korngrenzen) voneinander getrennt sind. Die
Zwischenräume 7 sind bei polykristalliner Mikrostruktur zweidimensionale Gitterbaufehler, in die Atome unterschiedlicher Spezies vordringen können. Mit Vorzug wird die Mikrostruktur mindestens einer der zu bondenden
Festkörpersubstrate 1 , 2 so hergestellt, dass sich die zweite Materie (Zinn) nicht nur an der Oberfläche 4o, sondern auch in der Oberflächenschicht 4 befindet, ohne sich dabei im Kupfer zu lösen. Somit ist die Funktionsschicht 5 bei dieser Ausführungsform zumindest teilweise identisch mit der
Oberflächenschicht 4.
Eine erfindungsgemäße Ausführung besteht daher darin, den Unterschied zwischen Korngrenzen- und Volumendiffusion zu benutzen, um das Zinn in die Volumentiefe der Kupferschicht zu befördern, ohne
Konzentrationserhöhungen in den Kupferkörnern zu erhalten (siehe
insbesondere Fig. 3 ). Die Prozessparameter werden dabei so gewählt, dass die Korngrenzendiffusion vor einer Volumendiffusion erfolgt, da es für die diffundierende Spezies - im Ausführungsbeispiel Zinn - viel leichter ist, sich in den weiträumigen Korngrenzen fortzubewegen, als durch das enge Gitter des Bulks (der Kupferkörner). Entscheidend ist dabei die B erücksichtigung des Diffusionskoeffizienten. Der Diffusionskoeffizient für die
Korngrenzendiffusion ist für eine vorgegebene Temperatur größer als der Diffusionskoeffizient für die entsprechende Volumendiffusion. Dabei ist auch das Korngrenzenoberflächen- zu Kornvolumenverhältnis zu berücksichtigen, da bei höherem Verhältnis pro Volumeneinheit entsprechend mehr
Korngrenzen vorhanden sind. Mit besonderem Vorzug ist der
Aggregatzustand der Phase, welche sich entlang der Korngrenzen bewegt, flüssig. Erfindungsgemäß bieten sich daher Materialien an, die einen sehr niedrigen Schmelzpunkt besitzen. Die Diffusionsgeschwindigkeit der flüssigen Phase entlang der Korngrenze ist dementsprechend hoch.
Somit diffundiert die zweite Materie B hier nicht nur an der Grenzfläche zwischen der Funktionsschicht 5 und der Oberfläche 4o vor Aufbringung der Funktionsschicht 4 in die erste Materie A hinein, auf Grund der Durchdringung der Oberflächenschicht 4 von quasi allen Seiten j edes
Bestandteiles (Kupferkorns) der ersten Materie.
Eine weitere Ausführung besteht im Abscheiden einer Schichtstruktur (Figur 4). Die Komponenten Kupfer und Zinn werden dabei durch an sich bekannte Abscheidemethoden schichtweise, vorzugsweise abwechselnd Materie A und B , abgeschieden. Auf diese Weise wird eine„Zwischenlösung" zu der reinen „Oberflächenlösung" gemäß Figur 2 und der„Mischlösung" gemäß Figur 3 vorgesehen, bei der mehrere Grenzflächen zur Diffusion der zweiten Materie B in die erste Materie A vorgesehen sind.
Gemäß einer weiteren Ausführungsform der Erfindung ist vorgesehen, die erste Materie A (Kupfer) und die zweite Materie B (Zinn) als Mikro- und/oder Nanopartikeln 8, 9 aus einer Lösung auf der Oberfläche 4o abzuscheiden, also eine mechanische Legierung auf das zweite
Festkörpersubstrat 2 aufzubringen (Figur 5). Für sphärische Partikel kann bei bekannter Dichte des Kupfers und des Zinns, und den bekannten mittleren Kugelradien der Kupfer und Zinn-Partikel das benötigte Mischungsverhältnis für den Kupfer-Zinn Mischkristall exakt berechnet werden. Bei Partikeln mit einer anderen Form sind entsprechend angepasste Formeln zu verwenden.
B eim Bondingprozess entstehen bei dieser Ausführungsform mit Vorzug Sinterbrücken, welche die Mikro- und/oder Nanopartikel 9 miteinander zu einer Sintermatrix 10 verschweißen. Gleichzeitig erfolgt eine Diffusion der zweiten Komponente B in die Sintermatrix 10. Da die Mikro- und/oder Nanopartikel 8 der zweiten Materie B durch die mechanische Legierung statistisch gleichverteilt in der S intermatrix 10 der ersten Materie A vorliegen, ist eine optimale, gleichmäßige Verteilung der zweiten Materie B , über einen scharf abgrenzbaren Volumenbereich möglich. Die Materien A und B sind erfindungsgemäß so gewählt, dass das Volumen des neu
gebildeten Mischkristalls C (über den Sinterprozess) größer ist als das Volumen der mechanischen Legierung vor dem Bondingprozess. Es ist dabei zu berücksichtigen, dass mechanische Legierungen durch Mikro- und/oder Nanopartikel 8, 9 eine im Allgemeinen geringere Dichte aufweisen als Bulkmaterialien, da sich zwischen den Mikro- und/oder Nanopartikeln 8, 9 sehr viel Leerraum befindet, welcher erst nach durch den Sinterprozess geschlossen wird. Im optimalsten Fall wird der Leerraum vollständig abgebaut. Mit Vorzug ist das Gefüge nach dem B ondingprozess wieder ein polykristallines Gefüge mit einem Mischkristall.
Erfindungsgemäß ist auch eine bevorzugte Ausführung, bei der Kupfer und Zinn durch PVD und/oder CVD Prozesse direkt mit der vorgegebenen
Konzentration auf das zweite Festkörpersubstrat abgeschieden werden.
Hierdurch wird unmittelbar die Mischmaterie C (Mischkristall) hergestellt. Eine zu große Zinnkonzentration würde zu intermetallischen Phasen führen.
In einer weiteren Ausführungsform wird die Volumenvergrößerung durch die Bildung einer vollständig neuen Phase realisiert, also eine
Phasenumwandlung statt einer Diffusion (auch in Kombination
erfindungsgemäß denkbar). Die Reaktion der zweiten Materie B mit der ersten Materie A führt dabei zu einer beliebigen Verbindung AxBy, deren molares Volumen größer ist, als die Summe der beiden molaren Volumina der Komponenten A und B . Die Phasenumwandlung soll durch Auswahl entsprechender Prozessparameter gesteuert ablaufen. Daher sollte die abgeschiedene Komponente B mit Vorzug erst dann mit der Komponente A reagieren, wenn das erwünscht ist, also während des Bondvorgangs. Die Volumenvergrößerung wird also durch eine Phasenumwandlung
hervorgerufen.
In einer speziellen Ausführungsform der Phasenumwandlung wird die
Volumenvergrößerung durch eine martensitische Umwandlung erzeugt. Eine martensitische Umwandlung ist eine diffusionslose Phasenumwandlung, welche durch einen Umklappprozess des Gitters erfolgt. Der Umklappprozess erfolgt nur durch eine sehr rasche Temperaturabnahme. Ein weiterer Vorteil eines Martensits besteht in der oft extrem hohen Versetzungsdichte, welche durch die Scherprozesse der Martensitbildung hervorgerufen werden. B eim Bondprozess würden die Poren mittels der Volumenausdehnung während der martensitischen Umwandlung geschlossen werden aber gleichzeitig würde sich das Gefüge extrem verfestigen, d.h. seine Versetzungsdichte würde steigen. Die Versetzungsdichte kann in einigen Martensiten möglicherweise als Hilfe für einen späteren Rekristallisationsprozess genutzt werden.
In einer weiteren Ausführungsform wird die Volumenvergrößerung während des Bondvorganges in den oberflächennahen Bereichen durch die spinodale Entmischung einer Legierung hervorgerufen. Eine spinodale Entmischung ist eine spontane Separation eines homogenen Gefüges in mindestens zwei Phasen durch das Überschreiten eines kritischen Parameters, vorzugsweise der kritischen Temperatur. Das homogene Gefüge wurde durch einen
Abkühlvorgang eines Mehrkomponentensystems erzeugt, dessen
Konzentration sich innerhalb der Spinodalen befindet. Dem Fachmann ist bekannt, welche Legierungen sich spinodal entmischen können, wie solche Legierungen hergestellt und wärmebehandelt werden müssen. Insbesondere werden Legierungen mit spinodaler Entmischung ausgewählt, deren
Entmischungsvorgang zu einer Volumenexpansion führt.
Verfahren zum permanenten Bonden von Wafern
B e zu g s z e i ch enl i s t e
1 erstes Festkörpersubstrat
2 zweites Festkörpersubstrat
3 erste Oberflächenschicht
3o Oberfläche
4, 4' zweite Oberflächenschicht
4o, 4o' Oberfläche
5, 5' Funktionsschicht
6 wirksame Kontaktfläche
7 Zwischenräume
8 Mikro- und/oder Nanopartikeln
9 Mikro- und/oder Nanopartikeln
10 Sintermatrix
11 Interface
A Erste Materie
B zweite Materie
C Mischmaterie
R mittlere Dicke
D mittlere Dicke

Claims

Verfahren zum permanenten Bonden von Wafern P a t en t an s p rü che
1. Verfahren zum Bonden eines ersten Festkörpersubstrats (1) mit einem eine erste Materie enthaltenden zweiten Festkörpersubstrat (2) mit folgenden Schritten, insbesondere folgendem Abiauf:
- Ausbildung oder Aufbringung einer eine zweite Materie enthaltenden Funktionsschicht (5) auf das zweite Festkörpersubstrai. (2),
~ Kontaktieren des ersten Festkörpersubstrats (1) mit dem zweiten
Festkörpersubstrat (2) an der Funktionsschicht (5),
- Zusammenpressen der Festkörpersubstrate (1, 2) zur Ausbildung eines permanenten Bonds zwischen dem ersten und zweiten
Festkörpersubstrai (1, 2), zumindest teilweise verstärkt durch
Festkörperdiffusion und/oder Phasenumwandlung der ersten Materie mit der zweiten Materie, wobei eine Volumenvergrößerung an der Funktionsschicht bewirkt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1 , bei dem Ausbildung und/oder Verstärkung des permanenten Bonds durch Diffusion der zweiten Materie in die erste Materie, insbesondere unter Ausbildung einer Mischmaterie erfolgt.
3. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem die
Ausbildung des permanenten Bonds bei einer Temperatur zwischen Raumtemperatur und 500°C, insbesondere zwischen Raumtemperatur und 200 °C, vorzugsweise zwischen Raumtemperatur und 150°C, noch bevorzugter zwischen Raumtemperatur und 100°C, am bevorzugtesten zwischen Raumtemperatur und 50°C, insbesondere während maximal 12 Tagen, vorzugsweise maximal 1 Tag, noch bevorzugter maximal 1 Stunde, am besten maximal 15 Minuten, erfolgt.
4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem der permanente Bond eine Bondstärke von größer 1 ,5 J/m2, insbesondere größer 2 J/m2, vorzugsweise größer 2,5 J/m2 aufweist.
5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem bei der Festkörperdiffusion und/oder .Phasenumwandlung eine Mischmaterie (C) mit einem größeren molaren Volumen als das molare Volumen der zweiten Materie und der ersten Materie gebildet wird.
6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem vor und/oder nach der Aufbringung/Ausbildung der Funktionsschicht eine Plasmaaktivierung der Oberflächen der Festkörpersubstrate erfolgt.
7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem die Festkörperdiffusion und/oder Phasenumwandlung auf eine erste
Oberflächenschicht (3) des ersten Fesikörpersubstrats ( 1 ) mit einer maximalen Ausgangsdicke D kleiner 1 μm, insbesondere kleiner 100nm, vorzugsweise kleiner 10nm, noch bevorzugter kleiner Inm beschränkt wird.
8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem das
Zusammenpressen bei einem Druck zwischen 0, 1 und 10 MPa
stattfindet.
9. Verfahren nach Anspruch 8, bei dem die Funktionsschicht (5) vor der Ausbildung des permanenten Bonds eine mittlere Dicke R zwischen
1 Angström und 10 am aufweisen.
10. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem die
Löslichkeitsgrenze des ersten Materials für das zweite Material während der Ausbildung des permanenten Bonds zumindest nur geringfügig» insbesondere an keiner Stelle der Festkörperdiffusion und/oder Phasenumwandlung, überschritten wird.
1 1. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem die Festkörperdiffusion zumindest überwiegend als Korngrenzendiffusion erfolgt.
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