Использование метода лазерной вспышки для измерения теплопроводности материалов, предназначенных для корпусирования силовых полупроводниковых приборов

Индустрия силовых полупроводниковых приборов, благодаря новым областям применения, таким как электромобили, и новым технологиям, например устройствам на основе карбида кремния (SiC) и нитрида галлия (GaN), показывает устойчивый рост, превышающий 7% в год. Однако новые приложения предусматривают повышенную надежность, а новые технологии, соответственно, — повышенные требования к производительности полученных на их основе силовых полупроводниковых приборов. Не последнюю роль в этом играет не только полупроводниковая технология, но и процесс корпусирования, который должен отвечать следующим основным условиям:

• Возможность проводить большие электрические токи, которые протекают от устройства через корпус.
• Необходимо обеспечить эффективную передачу тепла между устройством и радиатором так, чтобы температура полупроводникового перехода устройства соответствовала заданным техническим требованиям.
• Способность выдерживать циклические изменения температуры и мощности (при этих воздействиях, в результате термического расширения используемых при изготовлении материалов, полупроводниковое устройство испытывает стресс) без механических повреждений, включая растрескивание диэлектрика или нарушение контакта из-за отслаивания металлической поверхности.

Проблема заключается и в том, что необходимость передачи очень высоких электрических токов сужает потенциальные системы металлизации до наилучших проводников: серебра (Ag), меди (Cu) или алюминия (Al). Из трех описанных вариантов предпочтительными считаются толстые слои меди и алюминия, поскольку они имеют более высокую устойчивость к электромиграции (явление переноса вещества в проводнике за счет постепенного дрейфа ионов) по сравнению с обладающим лучшей проводимостью, но и намного более дорогим серебром.

Требования по переносу тепла, которые находятся в центре внимания данной статьи, предполагают наличие не только металлизации с высокой теплопроводностью, но и диэлектрических материалов с высокой теплопроводностью и низким межфазным тепловым сопротивлением на границе раздела металл/диэлектрик. По этой причине лучшими диэлектриками для изготовления силовых полупроводниковых приборов были нитрид алюминия (AlN) с теплопроводностью выше 170 Вт/(м·K), оксид алюминия (Al₂O₃) с теплопроводностью, равной 25 Вт/м·K, и нитрид кремния (четырехазотистый трехкремний Si₃N₄) с теплопроводностью 67 Вт/м·K.

Способность выдерживать изменения температуры или циклическое изменение при передаче мощности была и остается одной из самых главных проблем в технологии корпусирования силовых полупроводниковых приборов. Сочетание металлов с очень высоким коэффициентом теплового расширения (ТКР) — например, для меди ТКР = 17 ppm/°C (ppm — 10^–6), — с диэлектриками с очень низким тепловым расширением в частности, для AlN ТКР = 4,5 ppm/°C. Соответственно, из-за такой разности теплового расширения во время циклического изменения температуры возникает очень большое механическое напряжение. Особенно явно это негативно проявляется при низких начальных температурах. В таком случае на краях металлизации возникает большое растягивающее усилие.

Такое высокое растягивающее напряжение может привести к растрескиванию диэлектрика корпуса. Вот почему для корпусирования полупроводниковых приборов высокой мощности, при нормальном функционировании которых температурные циклические напряжения являются самыми большими, все чаще используется керамика с очень высокой прочностью на изгиб, такая как Si₃N₄.

Цель данной статьи — предоставление количественной оценки термического сопротивления между системой металлизации и диэлектриком с использованием метода лазерной вспышки (или метод лазерного импульса), известного как метод Паркера, который был предложен В. Дж. Паркером, Р. Дж. Дженкинсом, К. П. Батлером, Дж. Л. Эбботом в 1961 году [3]. Метод лазерной вспышки относится к группе нестационарных методов, которые, в отличие от стационарных, не требуют длительного времени для установления теплового равновесия и находят широкое применение при проведении НИОКР для полупроводниковой промышленности [4].

Под термином «тепловое сопротивление интерфейса», пришедшим из англоязычной технической литературы, в общем случае понимается граница между двумя средами, в рассматриваемом случае — образованная контактом металла и диэлектрика. Интерфейс будет непосредственно влиять на теплопроводность через корпус, поскольку сформирован между кристаллом полупроводникового прибора и радиатором. Схема теплового пути для корпусированного силового полупроводникового прибора показана на рис. 1.

Рис. 1. Схема корпусированного силового полупроводникового прибора, иллюстрирующая путь прохождения тепла от кристалла через корпус к радиатору

Измерения теплопроводности методом лазерной вспышки применительно к слоистым структурам

Метод лазерной вспышки, описанный здесь, следует методике стандарта ASTM E 1461 [5], согласно которой на условно лицевую поверхность образца (в нашем случае это кристалл полупроводникового прибора) воздействует короткий лазерный импульс, создавая тепловой импульс. Последующее повышение температуры измеряется на условно обратной (задней) поверхности керамики с помощью чувствительного инфракрасного детектора. В некоторых приборах, например LFA 467 HyperFlash [6], воздействие лазера осуществляется с нижней стороны, а считывание температуры — с верхней. Общее повышение температуры обычно составляет лишь несколько градусов Цельсия. Теплопроводность образца определяется через повышение температуры на его обратной поверхности как функция времени, которая адаптируется к одномерной модели теплового потока [4].

Теплопроводность определяется исходя из плотности образца, измеренной температуропроводности и его теплоемкости по формуле:

Где λ — теплопроводность, Вт/м·K;

α — температуропроводность, мм²/с;

c_p — удельная теплоемкость, Дж/кг·K;

ρ — объемная плотность, кг/м³.

Типичный профиль повышения температуры, измеренный на обратной стороне образца, как функция времени показан на рис. 2.

Рис. 2. Повышение температуры на задней стороне образца показано как функция времени в системе измерения теплопроводности методом лазерной вспышки

Отсчет времени (то есть нулевая точка) для этого профиля начинается тогда, когда лазерный импульс падает на образец. Рис. 3 отображает схему системы организации лазерной вспышки, используемой для этих измерений.

Рис. 3. Схема системы измерения теплопроводности методом лазерной вспышки

В нашей лазерной импульсной системе для освещения передней стороны образца использовался импульсный СО₂-лазер с длиной волны 10 мкм и длительностью импульса 5 мкс. А для измерения температуры на обратной стороне образца — ИК-детектор HgCdTe (кадмий-ртуть-теллур, или КРТ) с охлаждением жидким азотом. Сплав из CdTe и HgTe лидирует среди материалов, применяемых для создания современной оптоэлектронной аппаратуры ИК-диапазона спектра. Это обусловлено, в частности, большим быстродействием (низкой диэлектрической проницаемостью) и высокой квантовой эффективностью материала. К основным преимуществам детекторов из КРТ над другими фотоприемниками относится возможность изменения положения граничной длины волны спектральной характеристики, что изменяет относительное содержание ртути и кадмия. Охлаждение такого детектора смещает длину волны детектора в длинно­волновую область. У большинства выпускаемых сегодня КРТ-приемников граничная длина волны лежит в диапазоне 6–20 мкм.

Для монолитного образца измеренное повышение температуры соответствует 1D-модели теплового потока, посредством которой определяется температуропроводность образца. Зависимость от времени температуры задней стороны образца T(t) через нагрев 1D-модели описывается как:

Где t — это время, прошедшее после лазерного импульса;

T(0) — начальная температура на задней стороне при t = 0;

T_m — максимальная температура на задней стороне после воздействия лазерного импульса;

L — толщина образца;

a — температуропроводность.

Если мы экспериментально введем измеренное время (его обозначают t_1/2), необходимое для того, чтобы задняя сторона образца достигла половины максимальной температуры образца Т_m, тогда из уравнения, приведенного выше, мы рассчитаем температуропроводность:

Далее дело за малым — теплопроводность, как уже было сказано, является произведением температуропроводности a, удельной плотности образца r и удельной теплоемкости c_p.

Приведенное выше обсуждение относится к монолитным образцам. Однако метод лазерной вспышки может быть применен и к слоистым структурам. В этом случае используется модель, которая учитывает одномерный тепловой поток через слоистую структуру. Применение уравнения диффузии к слоистым структурам обсуждается в [7] и ссылках в ней. Требования к исходным данным для трехслойной модели приведены в таблице 1.

Такое измерение очень полезно для оценки теплового сопротивления в «реальных» ситуациях, так как «неизвестный слой» содержит сам слой и границы раздела между «неизвестным» и известным слоями.

Здесь мы будем использовать данный подход для количественной оценки теплового сопротивления между системами металлизации, относящимися к корпусированию силовых полупроводниковых приборов и керамическими диэлектрическими слоями. С этой целью мы рассмотрим три случая, описанные в таблице 2.

Примечание. DBC (Direct Copper Bonding) технологии прямо присоединенной меди (технология получения толстых (127–500 мкм) медных проводников на керамических подложках).

ABA — это торговое наименование (Active Brazing Alloy, буквально — активный твердый припой) ряда сплавов группы VBC со штаб-квартирой в Великобритании. В рассматриваемом случае имеется в виду сплав Copper-ABA (в оригинале статьи [1] назван Cu ABA) — Meta-Braze Cu 93Ti, состоящий из 92,75% меди (Cu) и 2,25% титана (Ti). Представляет собой высокотемпературный сплав (температура плавления +958…+1024 °С), предназначенный для пайки твердым припоем, в том числе при производстве специализированных электронных компонентов. Используется для соединения различных керамических, металлических и металлокерамических компонентов. Применение сплава типа ABA в качестве припоя исключает необходимость металлизации, обеспечивая экономию времени и средств [2].

Оцениваемые образцы

Измеренный образец технологии DBC был получен от коммерческого поставщика. Образцы с активной медью подготовлены из коммерчески доступной фольги из медного сплава Cooper-ABA, которые паяли в атмосфере аргона при температуре +1025 °C на подложке из AlN, Si₃N₄ и фольгу из бескислородной меди. В дополнение к образцам сандвич-структуры (с Copper-ABA в среднем слое) был построен образец с диэлектриком на основе Si₃N₄, связанным с Cooper-ABA, который в свою очередь был связан с медной фольгой.

Аргон был выбран во избежание какого-либо взаимодействия между Al, Si и Ti в фольге Copper-ABA с атмосферой печи. Все образцы подвергнуты рентгеновскому исследованию, чтобы гарантировать отсутствие пустот в паяных соединениях.

Результаты измерений методом лазерной вспышки

В ходе экспериментальных исследований была измерена теплопроводность фольги Copper-ABA в виде отдельно выполненной фольги толщиной 50 мкм. Было установлено, что теплопроводность такой фольги составляет 35 Вт/м·K. Результаты измерения теплопроводности методом лазерной вспышки и модели слоистой структуры для систем корпусирования, представленные в таблице 2, обобщены в таблице 3.

Примечание. OFC — бескислородная медь.

Основные выводы проведенных измерений:

• Для образцов с DBC и для образцов ABA Si₃N₄ межфазный тепловой импеданс оказался незначительным. Это указывает на тесную, химически связанную поверхность раздела между Al₂O₃ и Cu в DBC и между ABA Cu и Si₃N₄ в образцах ABA Cu. Микроструктура этих интерфейсов будет рассмотрена в следующем разделе.
• Тепловой импеданс поверхности раздела интерфейсов ABA Cu/AlN снизил эффективную теплопроводность слоя с 35 Вт/м·К до 26 Вт/м·К.
• Когда для соединения фольги Cu с Si₃N₄ используется ABA Cu, теплопроводность такого слоя меди значительно снижается, почти от 380 Вт/м·К для OFC Cu до 138 Вт/м·К. Причина такого снижения будет обсуждаться далее.

Микроструктуры

Все образцы, рассмотренные выше, были срезаны с помощью ионного травления, а затем визуализированы на сканирующем электронном микроскопе высокого разрешения. На рис. 4 интерфейс (границы) между Al₂O₃ и Cu со связью DBC показан с увеличением в 10 000 раз, а на рис. 5 представлено изображение с еще большим разрешением — в 160 000 раз. Из этого изображения фигуры видно, что слой на границе раздела двух сред Cu/CuO в DBC чрезвычайно тонкий и составляет не более 90 Ǻ (Ǻ — ангстрем = 10^–10 м).

Рис. 4. Изображение от сканирующего электронного микроскопа интерфейса Cu/Al2O3 в образце DBC при увеличении 10 000×

Рис. 5. Изображение высокого разрешения 160 000× интерфейса Cu/Al2O3 в образце DBC

На рис. 6 показан срез, выполненный с помощью ионного травления для образца ABA Cu на Si₃N₄. В этом случае граничная фаза намного толще, порядка 1 мкм. На рис. 7 показан фазовый состав межфазного слоя, взятый из отображения, полученного методом энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии через интерфейс. Такое глубокое картирование демонстрирует наличие двух межфазных слоев: фазы Ti-Al-Cu-N и фазы Ti-Si. Даже при наличии этих интерметаллических слоев измерение методом лазерной вспышки показывает их минимальное влияние на тепловой поток.

Рис. 6. Изображение от сканирующего электронного микроскопа интерфейса ABA Cu на Si3N4

Рис. 7. Изображение переходов ABA Cu/Si3N4 от сканирующего электронного микроскопа с применением энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии

На рис. 8 проиллюстрирован анализ методом сканирующего электронного микроскопа с применением энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии границы раздела между слоем ABA Cu и AlN-керамикой. В этом случае сформировался отчетливый слой Cu-Ti-N толщиной около 2 мкм. Измерения методом лазерной вспышки подтверждают, что этот межфазный слой оказывает большое влияние на общий термический импеданс структуры, снижая эффективную теплопроводность с 35 до 26 Вт/м·K.

Рис. 8. Изображение переходов ABA Cu/AlN от сканирующего электронного микроскопа с применением энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии

Для образца Si₃N₄/ABA Cu/Cu состав слоя меди анализировался с помощью энерго­дисперсионной рентгеновской спектроскопии как функции расстояния от границы раздела ABA (рис. 9). Слой ABA имел толщину 50 мкм, а меди — 250 мкм.

Как видно на рис. 9, во время процесса изготовления алюминий диффундировал в слой меди более чем на 200 мкм, а кремний в медь — более чем на 150 мкм (точка «0» на этом рисунке обозначает поверхность раздела ABA Cu/Cu).

Рис. 9. Концентрация примеси алюминия (Al) и кремния (Si) представлена как функция расстояния от границы раздела ABA Cu/Cu до слоя меди (Cu)

Присутствие примесей кремния и алюминия в слое меди значительно снижает теплопровод­ность слоя. Теплопроводность меди падает с 380 Вт/м·K, типичных для чистой меди, всего лишь до 138 Вт/м·K.

Наблюдаемое здесь значительное влияние примесей на теплопроводность Cu обусловлено рассеянием ими электронов. Это связано с тем, что тепло переносится в металлах электронами проводимости. Подобное влияние также можно увидеть в электропроводности (рис. 10). Здесь показано изменение удельного сопротивления Cu под воздействием добавок в виде различных примесей (включая Al и Si). Еще раз обратите внимание, что как тепло, так и электрический ток в металлах переносятся электронами, следовательно, на оба свойства влияет электронно-примесное рассеяние.

Рис. 10. На этой номограмме (из [8]) показана электропроводность меди с различными добавками в виде примесей

Выводы

В дополнение к оценке DBC Cu на Al₂O₃ была проведена оценка теплопроводности методом лазерной вспышки ABA Cu на Si₃N₄, а также AlN-керамики. Были измерены объемные теплопроводности ABA Cu, Al₂O₃, AlN и Si₃N₄. Кроме того, была определена скорость (через время) термодиффузии через слоистые структуры и использована модель для определения межфазного теплового сопротивления в каждой системе. В результате исследования получены следующие результаты:

• Для Si₃N₄/ABA Cu и Al₂O₃/DBC Cu значительных изменений тепловых сопротивлений в ходе измерений не выявлено. Другими словами, не было никаких препятствий тепловому потоку через интерфейсные структуры, даже если образовались интерметаллические слои.
• Интерфейс AlN/ABA Cu оказал умеренное влияние на общее тепловое сопротивление слоя, снизив эффективную теплопровод­ность с 35 до 26 Вт/м·K.
• Теплопроводность ABA Cu была примерно на один порядок ниже, чем у чистой меди с теплопроводностью 35 Вт/м·K. Этот слой действительно препятствует тепловому потоку по сравнению со слоем чистой меди. Следовательно, создание связующего слоя АВА как можно более тонким было бы выгодным.
• Для DBC нет значительного изменения теплового сопротивления. Межфазный слой между DBC Cu и оксидом алюминия был чрезвычайно тонким, всего около 8 нм.
• Как для ABA Cu на AlN, так и для Si₃N₄, между ABA Cu и керамикой наблюдались слои интерметаллического нитрида. Для образца Si₃N₄ этот интерметаллид не оказывал влияния на тепловой поток. Для образца AlN было хоть и ощутимое, но не настолько большое влияние.
• Когда ABA Cu используется для связывания чистого слоя Cu с Si₃N₄, диффузия Al и Si в чистую медь значительно снижает теплопроводность меди — более чем с 380 до 138 Вт/м·K. Следовательно, значительное преимущество, которое дает в этой связке использование меди, теряется из-за диффузии примесей. Отметим, что этот эффект обусловлен диффузией примеси из АВА в медь и не связан с Si₃N₄.