2.1 하이브리드 본딩 공정

2.5D 및 3D 집적 시스템의 전기적 성능, 상호 연결 밀도, 신뢰성을 개선하는 범프리스 TSV 하이브리드 본딩은 마이크로 범프를 사용한 플립칩 패키지와 달리 언더필 (underfill)을 위한 갭이 필요하지 않아 열 저항이 약 16% 감소하는 효과를 보인다^[4]. TSV간 접합시 솔더를 소형화하면 표면적 대 부피 비율이 커져 금속간 화합물 (Intermetallic Compound, IMC) 형성이 빨라지고, 두꺼운 IMC층은 취성과 경도를 높여 신뢰성을 저하시킨다. 반면, 하이브리드 본딩은 금속-금속 및 유전체-유전체 접합으로 마이크로 접합 범프 없이도 10 μm 이하의 인터커넥션 피치 구현이 가능하며, Cu-Cu 확산 접합과 유전체 접합을 통하여 견고하고 보다 영구적인 접합이 가능하다^[5]. SiO₂는 반도체 산업에서 널리 사용되며 Cu 재분배층 (Redistribution Layer, RDL) 제조에 필수적인 다마신 (damascene) 공정과의 호환성이 뛰어나, 하이브리드 본딩용 유전체 재료로 많이 채용된다^[6].

하이브리드 본딩 공정은 정밀 다이싱된 웨이퍼 또는 다이 (die)를 스테인리스 프레임에 부착한 후, 플라즈마 및 수화 활성화 처리를 통하여 표면의 오염 입자를 제거하고 친수성을 부여하는 단계로 시작한다. 이후 SiO₂ 간 접합이 선행되며, 후속 열처리 공정에서 Cu 간 접합이 진행된다^[7]. 거칠거나 돌출된 Cu 표면은 접합시 기공 (void) 발생과 신뢰성 저하의 원인이 될 수 있으므로, CMP 공정을 통하여 Cu 충전부 돌출을 최소화한다. 이어서 220 ^oC 이하의 저온 열처리 조건에서 압력과 온도를 제어함으로써 Cu–Cu와 SiO₂–SiO₂ 간 안정적인 접합을 구현할 수 있다^[8]. 열처리 공정에서는 Cu의 열팽창 특성에 따라 Cu-Cu 계면에 압축 응력이 가해지며, 이는 디싱 (dishing)으로 인하여 벌어진 계면을 밀착시켜 접합을 촉진한다^[6].

그림 1은 TSV 하이브리드 본딩 공정을 단계별로 나타낸 것이다. 공정은 실리콘 기판 위에 플라즈마 강화 화학 기상 증착 (Plasma-Enhanced Chemical Vapor Deposition, PECVD)으로 SiO₂ 절연층을 형성하고, 비아 (via)를 식각하는 단계에서 시작한다. 이후 배리어층 (barrier layer)과 시드층 (seed layer)을 형성한 뒤, Cu 전해도금으로 비아를 채우고, CMP로 표면을 평탄화한다. 마지막으로 플라즈마 표면 활성화를 통하여 접합을 준비한 후 실온 접합과 열처리를 거쳐 웨이퍼 접합이 완성된다.

범프리스 하이브리드 공정에서 Cu 표면의 잔류 산화막은 접합 결함을 유발하여 접합부 신뢰성을 저하시키므로, 산화막 제거와 나노 균열 억제가 필수적이다^[7]. 고온 접합 (1000 ^oC 이상)은 정렬 오차 (run-out misalignment)와 열응력에 의한 신뢰성 문제를 일으킬 수 있다. 반면, 낮은 접합 온도는 Cu 산화와 과도한 확산을 억제하고, 열팽창계수 차이에 따른 열응력을 줄여 소자 손상과 칩 변형을 방지한다. 따라서 저온 접합은 Cu-Cu 및 SiO₂-SiO₂ 직접 접합에서 중요한 과제이다^[6].

Cu-Cu 및 유전체 간 저온 접합과 접합 안정성을 개선하기 위하여 다양한 접근법이 연구되고 있으며, 주요 방안으로 금속 부동태막의 적용, 표면 활성화 접합 (Surface Activated Bonding, SAB) 등이 논의되고 있다.

Fig. 1. Schematic process flow of TSV hybrid bonding.

2.2 금속 부동태막과 Cu 접합 특성

금속 부동태막을 적용한 Cu–Cu 접합은 얇은 부동태막으로 Cu 표면 산화를 억제하고 접합 강도를 높이며, 기존 고온 공정 대비 낮은 온도에서 잔류하는 오염물 없이 구현할 수 있다는 장점이 있다^[9]. 이 방식은 Cu가 부동태막을 가로질러 확산한 뒤, 반대편에서 확산된 Cu와 상호 결합하여 공통 결정 격자를 형성함으로써 강력한 접합을 이룬다. 그림 2는 금속 부동태막 형성 메커니즘과 Cu의 확산 접합 과정을 모식적으로 나타낸 것이다. 접합시에는 Cu 표면에 존재하는 Cu₂O, CuO 등의 산화막이 완전히 제거되거나, 깨어져 부분적으로 제거되어야 양쪽의 순수 Cu 층이 직접 접촉되며 접합이 이루어진다. 최근 Pt, Au, Ag, Ti, Ru, Ta, Cr 등 다양한 금속이 부동태막으로서 Cu 표면의 산화막 생성을 억제하는 재료로 연구되고 있으며, 이는 낮은 접합 온도와 접합 성능 향상에 중요한 역할을 한다^[10]. 부동태막이 취성이 있는 경우는 확산 접합, 즉 열압착 시 접합 표면의 부동태막이 압력이나 화학적 반응에 의해서 깨어지기 쉬우며 이들은 접합 후 접합부 주위에 존재한다. Kotani 등^[11-^13]은 Al₂O₃ 산화막이 확산 접합 후 깨어져 접합부 주위에 분산 분포하는 것을 TEM (Transmission Electron Microscopy)으로 밝힌 바 있다. 또, Zhang 등^[14]은 Cu 확산 접합 시 300~400 ^oC의 온도에서 30 MPa의 압력에 의하여 Cu 산화물 층이 부분적으로 파괴되어 접합이 진행됨을 밝혔다. Jeon 등 ^[15]은 최근 Ru를 부동태막으로 사용한 Cu-Cu의 200~300 ^oC 접합 온도, 20 MPa 압력 조건의 확산 접합에서 Ru 부동태 클러스터 (cluster)의 경계부 틈새나 부동태막을 Cu가 확산, 통과하여 접합이 이루어짐을 보고하였다.

Liu 등^[16]은 우수한 Cu 확산성을 가진 Pt를 이용하여 Cu 표면에 10 nm 두께의 Pt 부동태막을 스퍼터링으로 증착한 후, DHF (dilute HF) 용액으로 산화막을 제거하여 표면을 활성화한 뒤 Cu-Cu 직접 접합을 수행하였다. 대기 분위기, 200 ^oC에서 3분간 접합한 결과, Cu 표면이 산화 없이 유지되었고, 미세한 결정립 구조를 형성하여 부동태막이 없는 경우 (0.48 MPa)보다 크게 향상된 8.22 MPa의 접합 강도를 나타내었다. 또한, 단일 본딩 패드 (5×5 μm²)의 접촉 저항은 약 0.03 Ω로 보고되었으며, 이를 면적 기준으로 산출하면 약 7.5×10^-13 Ω·m² 수준의 낮은 접촉 저항으로, 향상된 전기적 특성을 보였다. 따라서 Pt 부동태막의 우수한 Cu 확산성이 저온 고강도 접합의 핵심 인자임을 알 수 있다.

이후 동일 연구팀^[6]은 전자빔 증착으로 10 nm 두께의 Au 부동태막을 형성한 후 하부 칩에 10 μL의 DHF 용액을 도포하였다. 이어 대기 분위기에서 120 ^oC의 낮은 온도와 196 N의 접촉 하중으로 3분간 5 μm 피치의 하이브리드 본딩을 진행하였다. 그 결과, 접합 계면의 전단강도는 2.65 MPa로 측정되었고, 접촉 저항은 약 10^-12 Ω·m²로 매우 우수하였다. 이는 Au 부동태막의 높은 화학적 안정성이 기여한 결과로 해석된다.

한편, Ag는 Au에 비하여 비용이 낮고 반도체 산업과의 호환성이 높아 부동태막 재료로 활발히 연구된다. Chou 등^[17]은 300 nm 두께의 Cu 위에 30 nm 두께의 Ag를 스퍼터링한 후, H₂/N₂ 혼합 플라즈마 처리를 통하여 Ag 표면의 산화물을 제거하였다. 이후 180 ^oC, 90 MPa의 접합 압력과 3분의 접합조건에서 후속 열처리 공정 없이 저온 Cu-Cu 접합을 구현하였다. TEM 및 EDX 분석 결과, Ag층은 Cu 표면의 산화를 효과적으로 방지하였으며 두 Ag 부동태막 사이에는 다결정과 비정질 구조가 공존하는 새로운 Cu층이 관찰되었다. 이는 Ag층의 작은 결정립 크기가 더 많은 입계를 제공하여 Cu 확산 경로를 증가시킴으로써 접합 계면 형성을 촉진한 결과이다. 접촉 저항은 약 10^-12Ω·m²로 낮게 유지되었으며, 우수한 계면 신뢰성이 확인되었다. 이는 부동태막의 결정립 크기와 미세구조가 계면 확산 거동에 중요한 영향을 미침을 보여준다.

최근 Lee 등^[18]은 Ag 부동태막 두께를 15 nm로 줄이고, 접합 압력을 0.8 MPa로 낮추며, 접합 시간을 30분으로 늘린 동일 온도 조건 (180 ^oC)에서 실험을 진행하였다. 이후 약 0.005 Pa의 진공 분위기에서 200 ^oC, 0.2 MPa 접합 압력 조건으로 60분간 열처리를 수행한 결과, 평균 전단강도 6.55 MPa를 달성하였다. XPS 분석과 확산 활성화 에너지를 평가한 결과, Cu가 Ag로 확산될 때 더 낮은 활성화 에너지가 요구되어 접합 계면에서 Cu 주도의 확산 거동이 우세하게 나타났으며, 이는 저온에서도 Cu 확산에 의한 접합 형성이 가능함을 시사한다.

또한, Hong 등^[19]은 Ag 부동태막의 접합 온도를 낮추고 접합 강도를 향상시키기 위하여 3 nm의 초박형 cluster-Ag 부동태막을 제안하였다. 이들은 100 W/m²의 낮은 전력 밀도로 Ag를 증착하여 작은 결정립 특성을 갖는 cluster 구조를 형성한 뒤, 10^-5MPa 진공 분위기에서 150 ^oC, 50분간, 10 kN의 접합 하중 조건으로 접합을 수행하였다. EDS 분석 결과, Cu 표면의 산화가 효과적으로 억제된 것을 확인할 수 있었으며, 인장 시험에서는 3 nm cluster-Ag 부동태막이 기존 10 nm 구조와 대비하여 두 배 이상 향상된 7.58 MPa의 높은 접합 강도를 보였다. 이러한 강도 향상은 초박막 구조로 인하여 Cu 원자의 계면까지의 확산 거리가 단축되어, Cu 원자가 빠르게 계면에 도달할 수 있기 때문이다. 나아가, 열처리 과정에서 cluster-Ag가 응집 (aggregation)하면서 일부 Cu 영역이 표면에 노출됨에 따라, 기존의 Ag를 통한 입계 확산 경로 외에도 직접적인 Cu–Cu 접촉 경로가 동시에 형성된 것이 추가적으로 기여하였다. SAT (Scanning Acoustic Tomography) 분석 결과, 3 nm cluster-Ag 부동태막은 70 ^oC의 저온 조건에서도 10 nm Ag 박막의 150 ^oC 본딩과 동등한 수준의 안정적인 접합 품질을 확보하였다. Lee와 Hong의 연구 결과를 종합하면, Ag 부동태막의 두께 감소는 Cu 확산 거리를 단축시켜 저온 조건에서도 접합 형성과 접합 강도 향상에 기여함을 알 수 있다. 특히 cluster-Ag 구조의 경우, 입계 확산 경로 제공과 더불어 일부 영역에서 직접적인 Cu–Cu 접촉을 유도하여 접합 성능을 더욱 향상시킨다.

우수한 확산 능력, 높은 반응성과 저렴한 비용의 Ti는 부동태막 재료로 꾸준히 적용되어 왔다. Park 등^[20]은 12 nm 두께의 Ti층을 Cu 표면에 부동태막으로 형성한 후, 대기 분위기에서 200 ^oC, 1시간 동안 열압착 접합을 수행하고 동일 온도에서 추가로 1시간 열처리하였다. 이 과정에서 Ti층은 공기 중에서 TiO_2-x 형태로 산화되어 Cu 산화를 효과적으로 방지하였다. 이후 열처리 과정에서 일부 Ti와 TiO_2-x 산화물이 Cu 내부로 확산되었고, 일부는 접합 계면에 잔류하였다. 이러한 Ti/TiO_2-x 복합 부동태막은 저온에서도 우수한 접합 성능을 실현하였으며, 결과적으로 13.2 MPa의 평균 전단강도를 달성하였다. 그러나 Ti/TiO_2-x의 계면 잔류로 인하여 완전한 Cu–Cu 직접 접합은 달성되지 못하였으며, 이는 향후 Ti 두께 최적화 연구를 통한 개선이 필요하다.

국제 반도체 로드맵 (IRDS)에 차세대 인터커넥션 금속으로 제안된 Ru는 원자층 증착 (Atomic Layer Deposition, ALD)을 이용한 금속/절연체의 선택적 증착이 가능하다는 점에서, 하이브리드 금속/산화물 계면 및 3D 이종집적 (heterogeneous integration) 응용을 위한 유망한 후보 물질로 평가된다. 이에 따라 Jeon 등^[15]은 6 nm의 Ru 부동태막을 200 nm Cu 위에 형성하고, 대기 분위기에서 200-300 ^oC의 접합 온도, 20 MPa의 접합 압력으로 2시간 동안 열압착 조건에서 후속 열처리 없이 접합을 진행하였다. 그 결과, 200 ^oC의 저온에서도 접합이 가능하였으나 강도는 낮았고, 온도가 상승함에 따라 접합 강도가 증가하여 300 ^oC 조건에서는 최대 5 MPa의 전단강도를 달성하였다. TEM 및 EDS 분석 결과, 확산된 Cu 원자가 Ru층 사이의 나노 기공을 채우고 균일한 Cu 계면층을 형성함을 확인하였다. 또한, −45~125 ^oC에서 500 cycle의 열 사이클 시험 전후로 접촉 저항의 변화가 거의 없었으며, 계면의 안정성이 유지됨을 확인하였다. Ru 부동태막은 우수한 화학적 안정성과 계면 신뢰성을 제공하나, 낮은 Cu 확산성으로 인하여 접합 강도 향상에는 상대적인 한계를 보인다. 이러한 결과는 부동태막 설계에서 화학적 안정성과 확산성 간의 상충 관계를 고려해야 함을 보여준다.

한편, 최근 Jeong 등^[9]은 Pt, Ti, Ta, Cr 등 다양한 부동태막을 적용하여 금속 부동태별 Cu 확산과 접합 성능을 비교하였다. 대기 분위기, 접합 온도 200 ^oC, 접합 시간 1시간, 4.5 MPa 가압 조건에서 Pt 부동태막의 Cu 확산률은 43.9%로 가장 높았으며, Cr은 접합 전 AFM 분석에서 가장 낮은 표면 거칠기 (RMS 4.8 nm)를 보였음에도 확산률이 0.2%로 가장 낮았다. GIXRD 분석 결과, Pt는 상대적으로 큰 결정립 (평균 7.5 nm)과 높은 결정성을 확보하여 안정적인 Cu 확산 및 접합을 유도한 반면, Cr은 작은 결정립 (4.5 nm)과 낮은 결정성으로 인하여 계면 확산이 억제되어 접합 실패로 이어졌다. 이러한 결과를 통하여 부동태막의 결정성이 저온 Cu 접합의 핵심 인자임을 강조하였으며, 특히 Pt는 Ta와 Cr보다 13~23배 높은 결정성으로 낮은 활성화 에너지에서도 Cu 확산을 촉진하였다.

이와 같이 부동태막을 적용한 Cu-Cu 접합 기술은 Cu 표면 산화를 효과적으로 억제하고 접합 강도를 높이며, 기존 400 ^oC 이상의 고온 조건을 크게 낮출 수 있는 장점이 있다^[10]. 다만 접합 온도, 압력, 시간, 부동태막 두께 등 공정 변수 조절이 필요하며, 장기적 안정성과 재현성을 위한 심층 연구가 여전히 요구된다.

표 1과 그림 3은 앞서 서술한 개별 연구 결과와 기술적 배경을 바탕으로, 다양한 금속 부동태막 재료의 두께 및 접합 조건에 따른 기계적·전기적 특성 변화를 종합적으로 정리하여 시각화한 것이다. 이를 통하여 부동태막의 재료와 공정 변수에 따라 Cu-Cu 접합 강도와 접촉 저항이 크게 달라짐을 확인할 수 있으며, 특히 저온 조건에서도 적절한 재료 선택을 통하여 우수한 접합 특성이 확보될 수 있음을 알 수 있다. 접합 강도는 기본적으로 접합 온도와 시간에 비례하여 향상되는 경향을 보이는데, 이는 공정 중 투입되는 열에너지의 증가가 계면 원자 확산을 촉진하기 때문이다^[9-^19].

실제로 150 ^oC 이하의 저온 공정에 비하여 180 ^oC 이상의 조건에서 더 높은 전단 강도가 관찰되나, 이러한 공정 변수의 영향력은 부동태막 재료 고유의 물리적 특성에 의하여 유의미한 차이를 보인다. 특히 Ti (두께 12 nm)는 높은 반응성을 바탕으로 우수한 접합 강도를 보였고, Pt (두께 10 nm)는 탁월한 확산 특성 덕분에 높은 접합 강도와 더불어 낮은 접촉비저항 (specific contact resistivity)을 확보하는 데 유리함을 확인하였다. 반면, 화학적으로 안정한 Ru는 300 ^oC의 고온에서 120분간 접합을 진행하였음에도 전단 강도가 5 MPa 수준에 머무는 한계를 보였다. 이는 접합 성능이 단순히 외부 에너지 투입량에 의존하기보다, 재료별 계면 에너지와 원자 확산계수의 영향을 크게 받음을 시사한다.

결론적으로, 금속 부동태막의 결정성, 확산성 및 두께를 종합적으로 고려한 재료 선택과 공정 설계는 저온·저압 조건에서도 접합 강도를 향상시키고 계면 저항을 저감하기 위한 핵심 연구 방향이라 할 수 있다.

Fig. 2. Metal passivation layer formation mechanism. The passivation layer between two Cu surfaces gradually diffuses and rearranges under heat and pressure, ultimately establishing a stable and robust interface.

Fig. 3. Comparison of bonding strength and specific contact resistivity of Cu-Cu as a function of passivation material, thickness, and bonding conditions.

3.1 플라즈마 조건에 따른 SiO₂-SiO₂ 접합

플라즈마 처리로 활성화된 SiO₂ 표면의 –OH 그룹은 초기에 반데르발스 상호작용과 수소결합을 통하여 접촉 결합을 형성한다. 이후 열처리 과정에서 탈수 축합 반응을 거쳐 식 (1)과 같이 영구적인 Si–O–Si 공유결합으로 전환됨으로써 별도의 접착제나 금속 중간층 없이도 SiO₂–SiO₂ 직접 접합이 실현된다^{[21, 22]}.

그러나 강한 접합 강도를 확보하기 위해서는 여전히 약 800 ^oC의 고온 열처리가 요구되며, 이는 소자에 열적 손상을 유발하는 문제를 유발한다^[23]. Wang 등^[24]은 O₂ 플라즈마 처리 후 상온 접합 및 단계적 열처리를 통한 표면 Si–OH 증가는 초기 결합을 촉진한다고 보고하였다. 그러나 400 ^oC 이상에서는 H₂ 축적에 의하여 SiO₂ 계면에 심각한 기공이 발생하였으며, 700 ^oC에서 8시간 동안 열처리 시 기공 밀도가 12.6%에 달하였다. O₂/CF₄ 혼합 플라즈마를 적용하면 기공 밀도를 1.7%까지 낮출 수 있었으나, 고온 열처리에서의 기공 발생을 근본적으로 억제하지는 못하였다.

이와 같은 한계를 보완하기 위하여 Li 등^[21]은 RCA 세정 공정의 SC1 (Standard Cleaning 1)/SC2 (Standard Cleaning 2) 세정 후 O₂ 플라즈마 (100 sccm, 150 W, 60초) 활성화와 상온 가접합, 350 ^oC에서 2시간 열처리를 적용하여 저온 접합 가능성을 조사하였다. 그 결과 접촉각 4~5^o, 인장강도 18.6 MPa, 계면 a-SiO_x 두께 약 3.6 nm를 확보하였으나, 활성화 시간이 60초에서 300초로 증가하면 저항이 1.2 kΩ에서 2.3 kΩ으로 상승하였다. 이는 장시간 활성화에 따른 과도한 H₂O 흡착으로 인하여 열처리 과정에서 기공과 계면 트랩이 증가하고 전도 장벽이 확대된 결과로 해석되었다. 이러한 결과는 SiO₂–SiO₂ 저온 접합에서 높은 접합 강도와 기공 없는 계면을 달성하기 위하여 Si–OH ↔ Si–O–Si 전환 균형과 표면 H₂O 제어가 핵심임을 보여준다.

한편, 플라즈마 조건에 따른 SiO₂–SiO₂ 접합 거동을 규명하기 위하여 Lee 등^[22]은 표면에 SiO₂ 절연막이 형성된 300 mm Si 웨이퍼에 N₂, O₂, Ar 플라즈마를 각각 처리하였다. 이때 플라즈마 조건은 압력 100 mTorr (~13.3 Pa), RF 전력 100~300 W, 처리 시간 수십 초로 설정되었다. 이후 가접합과 380 ^oC 급속 열처리를 실시하고, 접합 강도는 DCB (Double Cantilever Beam) 시험으로 평가하였다. 그 결과 N₂와 O₂ 플라즈마에서는 RF 전력 증가에 따라 전자밀도와 자기 바이어스 (self-bias) 전압이 상승하며 접합 강도가 향상되었다. 반면 챔버 압력이 증가할 때는 이온 에너지가 감소하여 접합 강도가 소폭 저하되었다. 특히 접합 계면 하부 공간은 H₂O 공급원으로 작용하여 실록산 결합 형성에 기여하므로, 이 영역의 활성화가 플라즈마 처리의 핵심으로 강조되었다^[25]. 한편 Ar 플라즈마는 단원자 이온의 충격에 의한 운동량 전달 메커니즘이 지배적이어서, RF 전력을 100 W에서 300 W로 높일수록 기공이 급증하고 접합 강도가 크게 저하되는 상반된 거동을 보였다^[22].

3.2 Cu-Cu 및 SiO₂-SiO₂의 플라즈마 표면 활성화 접합

하이브리드 본딩을 위한 Cu-Cu 및 SiO₂–SiO₂ 직접 접합 연구는 주로 Ar 플라즈마 표면 활성화 공정에 집중되었다. Ar 플라즈마 처리는 Cu 표면 하부에 경화층을 형성하고 압축 응력을 유발하여, 접합 계면 인근 무응력 영역에서 Cu 확산을 촉진한다. 이 방법은 Cu 표면 활성화와 산화막 제거에 효과적이나, 표면 거칠기를 증가시키고 접합 계면 성능을 저하시킨다는 한계를 갖는다^[10].

이에 따라 최신 연구에서는 O₂, H₂ 등 반응성 가스를 Ar과 혼합한 플라즈마로 Cu 표면 거칠기를 줄이는 건식 방식이 발전되었으며, 더 나아가 여기에 습식 표면 활성화 공정을 결합한 2단계 협력 활성화 기법이 제안되었다.

최근 Kang 등^[26]은 120초간 Ar/O₂ 혼합 플라즈마로 활성화 후 120초간 NH₄OH 용액에 침지하는 2단계 공정을 통하여, 대기 분위기 및 5 MPa, 200 ^oC, 30분의 열압착 조건 하에 Cu 및 SiO₂ 저온 하이브리드 본딩을 구현하였다. 이 과정에서 Cu–Cu 계면은 표면 산화물이 제거되고 –OH 및 –NH₂ 작용기가 형성되어, 산화물·질화물 잔류 없이 결정립 성장이 촉진되었다. 그 결과 Cu–Cu 접합은 인장 강도 21.4 MPa, SiO₂–SiO₂ 접합은 9.82 MPa에 달하였으며, SiO₂–SiO₂ 계면은 무중간층 (interlayer-free)·무결함 구조가 확보되었다. 또한 250 ^oC에서 100시간 시효 열처리 후에도 두 계면의 강도가 유지·향상되어 장기적 안정성이 입증되었다.

Niu 등^[27]도 대기 분위기 및 200 ^oC에서 저온 하이브리드 본딩을 구현하였으나, 활성화 조합과 열압착 시간에서 Kang과 차이를 보였다. 즉, 120초 동안의 Ar 및 H₂ 혼합 플라즈마 처리와 10분간의 구연산 (C₆H₈O₇) 처리를 단계적으로 적용하고, 5 MPa, 200 ^oC, 1시간의 열압착 조건 하에서 Cu 및 SiO₂ 접합 계면을 형성하였다. 이 과정에서 Cu-Cu 접합은 21 MPa, SiO₂-SiO₂ 접합은 7 MPa의 인장 강도를 달성하였으며, TEM 및 EDS 분석에서 산화물과 탄소 잔류물이 없는 치밀한 계면 구조가 확인되었다. 또한 150-350 ^oC, 100시간 시효 열처리 후에도 강도가 유지되거나 향상되어, 고진공이 아닌 대기 분위기에서도 고신뢰성 저온 하이브리드 본딩이 가능함을 입증하였다. 특히 칩 레벨 Cu/SiO₂ 하이브리드 본딩 강도는 9 MPa에 달하였으며, Cu–Cu 접합 계면의 접촉저항은 100 mΩ 이하로 측정되어 전기적 안정성 역시 확보되었다.

표 2는 Kang과 Niu가 제안한 2단계 표면 처리 조건과 그에 따른 접합 특성을 정리한 것이다. Kang과 Niu의 연구는 활성화 조합 및 습식 처리 시간의 차이에도 불구하고, 모두 200 ^oC의 저온 및 대기 분위기 조건에서 약 21 MPa 수준의 Cu–Cu 접합 강도를 달성하였다. 이는 Ar 기반 플라즈마와 후속 습식 처리를 결합한 2단계 협력 활성화 기법이 Cu 표면의 산화물 제거와 재산화 억제에 효과적이며, 결과적으로 접합 계면에서의 Cu 확산 및 결정립 성장을 안정적으로 유도함을 시사한다. 반면, SiO₂–SiO₂ 접합 강도는 습식 처리 조건에 따라 차이를 보였다. 특히 NH₄OH 용액을 사용한 경우 구연산 처리 대비 더 높은 접합 강도가 관찰되어, 유전체 접합에서는 표면 –OH 종의 형성과 그 밀도가 계면 결합에 중요한 역할을 함을 확인할 수 있다.

근래에는 반도체 공정에 적합한 Ar/N₂ 2단계 표면 활성화 기법이 활발히 연구되고 있다. 이 방법은 Cu–Cu 본딩 전 Ar 이온으로 산화막을 제거하고 표면을 활성화한 뒤, N₂ 이온으로 Cu–N 또는 Cu–O–N 질화물 부동태막을 형성하여 –O, –OH 등의 오염을 차단한다. 또한, Cu-N 결합이 Cu-O보다 낮은 엔탈피를 가져 저온 Cu-Cu 접합에 유리하다^[28].

이러한 원리를 적용하여 Park 등^[29]은 Ar 플라즈마로 표면을 활성화한 후, N₂ 플라즈마를 적용하여 Ar 이온에 의한 Cu 질화물 손상을 막고 균일한 Cu₄N층을 형성하여 산화를 억제하였다. SiO₂–SiO₂ 접합은 0.9 MPa 가압, 260 ^oC 접합 온도에서 진행 후 200 ^oC에서 1시간 동안 열처리하였으며, 평균 전단강도는 약 6.51 MPa로 보고하였다.

이와 유사하게, Kim 등^[30]은 저온 (≤300 ^oC) Cu–Cu 본딩에 Ar/N₂ 2단계 플라즈마를 적용하고, N₂ RF 전력 변화에 따른 계면 특성을 정량 분석하였다. 8-inch Si/SiO₂/Ti/Cu 적층 구조 (두께 700 nm/50 nm/1 µm)에 Ar 플라즈마 100 W, 30초 처리 후, N₂ 플라즈마를 25 W, 50 W, 100 W로 각각 30초간 조사하였다. 이후 접합은 300 ^oC, 700 kPa 압력 조건에서 1시간 동안 수행하였으며, 200 ^oC에서 추가 열처리하였다. AFM 결과, Ar/N₂ 순차 플라즈마 처리를 하지 않은 Cu 표면의 거칠기는 약 7.3 nm였고, 이는 Ar/N₂ 25 W 플라즈마 처리 조건에서도 유사하였다. 그러나 N₂ 전력이 50 W, 100 W로 증가하면 거칠기가 각각 약 8.6 nm, 11.1 nm로 증가하였다. 접촉각은 플라즈마 무처리 표면이 129.9^o였고, Ar/N₂ 25 W 처리 후 110^o로 감소하여 표면 친수성이 향상되었으나, 50 W 및 100 W에서는 접촉각이 다시 증가하여 소수성이 강화되었다. XPS 결과, 25 W에서 안정적인 Cu₃N 및 Cu₄N 형성이 관찰되었으나, 50 W 및 100 W에서는 재산화층과 약 2 nm 두께의 저결정성 Cu층이 형성되었다. 계면 관찰과 4점 굽힘 시험에서도 25 W에서만 결함 없는 연속 Cu-Cu 계면이 확보되었으며, 접착에너지는 4.49 ± 0.72 J/m²로 가장 높았다.

H. Jeon 등^[31]은 Ar과 NH₃ 플라즈마 처리를 비교하여 질화막 형성이 Cu–Cu 접합 특성에 미치는 영향을 분석하였다. Ar은 물리적 산화층 제거에 기여한 반면, NH₃는 H 라디칼 환원과 N 라디칼에 의한 Cu₃N 형성을 유도하였다. 그 결과 NH₃ 처리에서는 표면 돌출 억제에 따른 평탄화, Cu₃N XPS 피크와 산화 신호 감소, I–V (전류-전압) 측정에서 약 12%의 저항 감소가 확인되었다. 그러나 전단강도는 플라즈마 처리에서 약 50 MPa이었던 것에 비해, NH₃ 처리에서는 약 25 MPa로 절반 수준까지 감소하였다. 이는 420 ^oC에서 1시간 열압착 후 400 ^oC에서 30분 열처리를 적용한 조건이 Cu₃N의 분해 온도 (≥350 ^oC)를 초과하였음에도 질화층이 완전히 제거되지 않아 Cu–Cu 대신 Cu₃N–Cu₃N 계면이 잔존하였기 때문으로 해석하였다^[32]. 종합하면, NH₃ 플라즈마는 산화 억제와 전기적·계면적 신뢰성 개선에는 유리하나, 기계적 강도 확보를 위해서는 Cu₃N 제거 공정 최적화가 필요하다. 반면 Ar 플라즈마는 높은 전단강도를 제공하지만 표면 손상과 기공 발생 위험이라는 한계를 가진다^[31].

최근 플라즈마 표면 활성화 접합과 관련된 연구는 SiO₂에서 SiCN 계면으로 확대되며, 낮은 유전율과 높은 기계적 강도, 그리고 저온 접합 신뢰성을 동시에 달성하는 방향으로 발전하고 있다. 특히 SiCN 표면은 동일한 플라즈마 조건에서 SiO₂보다 더 많은 댕글링 (dangling) 본드를 형성하며, 이러한 댕글링 본드가 계면 접합을 활성화하여 기공 형성을 억제한다. 또한 나노 트윈 (nano-twinned, NT)-Cu/SiCN 구조나 물리적 기상 증착 (PVD)-SiCN과 다단계 플라즈마 처리 등 재료 구조와 표면 활성화의 융합이 주요 발전 방향으로 주목받고 있다^{[33, 34]}.

3.3 Cu-Cu 및 SiO₂-SiO₂의 이온/고속 원자빔 표면 활성화 접합

한편, 이온/고속 원자빔 표면 활성화 접합은 스퍼터 에칭으로 오염층과 흡착된 분자를 제거한 뒤 실온, 초고진공 환경에서 접합을 유도한다^[35]. 이 과정에서 웨이퍼는 표면 인력에 의하여 자발적으로 결합하며, 에칭 후 노출된 댕글링 본드는 결합이 끊겨 표면에 남은 불포화 결합으로, 반응성이 매우 크고 높은 에너지를 지니고 있어 결합 형성에 중요한 역할을 한다. 따라서 별도의 열처리나 가압 공정 없이 고신뢰성 접합 형성이 가능하다^{[36, 37]}.

초기에는 Ar 고속 원자빔 (Fast Atom Beam, FAB)을 표면 활성화 접합 공정에 활용하였으며, 최근에는 Ar/N₂ 혼합 고속 원자빔을 이용한 표면 활성화 접합 공정이 활발히 연구되고 있다. Shigetou 등^[37]은 대기압 조건에서 Ar 고속 원자빔을 활용하여 150 ^oC에서의 증기 보조 결합 (vapor-assisted bonding) 저온 접합 공정을 제시하였다. 이 공정은 O₂ 분위기에서 습도를 0, 8.6, 18.5 g/m³로 조절한 후, Cu는 15 nm, SiO₂는 5 nm 깊이로 에칭하여 오염층을 제거하고 표면을 활성화하였다. 이후 약 490 N의 접촉 하중으로 150 ^oC에서 600초간 접촉·가열한 결과, Cu-Cu, Cu-SiO₂, SiO₂-SiO₂ 계면 모두에서 다이 (die) 전단강도가 시험기 한계에 도달하여 우수한 전단강도(≥3 MPa, 시편 6×6 mm² 기준)를 보였다.

Suga 등^[38]은 최근 연구에서 Ar 고속 원자빔으로 표면을 활성화하는 동시에 Si 나노 접착층을 스퍼터링하였다. 이어 N₂ 라디칼 플라즈마 처리를 통하여 –OH와 같은 친수성 작용기를 형성하여 오염층을 제거하고 표면 청정도와 반응성을 향상시켰다. 이 과정에서 Si 나노층은 절연 특성을 유지하면서도 친수성을 강화하여, 실온 또는 200 ^oC 이하의 저온 조건에서도 Cu/SiO₂ 하이브리드 본딩을 구현할 수 있는 방법을 제시하였다.

Ar 플라즈마 처리와 Ar-FAB 처리는 모두 물리적 스퍼터 에칭으로 웨이퍼 표면의 자연 산화막을 제거하고 댕글링 본드를 노출시켜 표면을 활성화한다. 다만 Ar 플라즈마 활성화는 가속 이온 충격에 의존하므로 하부층 손상과 표면 결함, Cu 재스퍼터링에 따른 오염·브리징 (bridging) 위험이 지속적으로 지적되어 왔다^[39]. 이에 비하여 Ar-FAB는 전하를 띠지 않는 고속 Ar 원자빔으로 산화막과 오염층을 제거하면서 표면 원자의 결합 상태를 불포화 (highly reactive)로 만들어, 상온에서도 화학 결합이 가능한 계면을 구현한다. TEM 분석에서는 기공이 관찰되지 않는 저기공 (low-void) 특성도 보고되었다^[40]. 또한 기존 플라즈마 공정에서 문제가 되었던 Cu 재스퍼터링에 의한 도전성 브리지 형성과 챔버 오염도 상대적으로 완화되는 것으로 평가된다^[41]. 다만 Ar-FAB는 통상 10^-4–10^-7 Pa 수준의 고진공과 매우 낮은 초기 표면 거칠기를 요구한다. 이에 따라 고가 장비와 정밀 진공 인프라, 복잡한 준비 공정이 필요하여 공정 비용 증가가 불가피하다는 한계가 있다^[42].

앞서 서술한 Cu/SiO₂ 하이브리드 본딩에서의 각 표면 활성화 접합 공정은 활성화 메커니즘의 차이에 따라 공정 온도, 계면 손상 가능성 및 양산 호환성 측면에서 상이한 특성을 보이며, 이를 다음과 같이 정리할 수 있다. Ar 플라즈마 활성화는 상온 접합이 가능하고 플라즈마가 공간 전체에 균일하게 확산되어 대면적 처리에 유리하다는 장점으로 현재까지도 양산 공정에서 널리 활용되며, 비교적 높은 전단 강도를 제공한다^[10]. 그러나 Ar 이온의 가속 충돌로 인한 표면 거칠기 증가는 접합 계면 성능을 저하시킬 수 있다^[39]. Ar/O₂ 혼합 플라즈마 처리 후 NH₄OH 습식 활성화는 약 200 ^oC 저온에서 Cu–Cu 및 SiO₂–SiO₂ 계면 무결함 접합을 구현하며, 장기 신뢰성 측면에서도 계면 강도가 안정적으로 유지됨이 보고되었다. 또한 활성화 시간이 5분 이내로 짧고 유기 용액을 배제한 무기 화합물 용액을 통하여 공정 단순화 측면에서의 이점 및 양산 적용 측면에서의 긍정적 시사점을 제시한다^[26]. 같은 2단계 표면 활성화 전략을 적용하되, Ar/H₂ 혼합 플라즈마 처리 후 구연산 습식 활성화를 수행하는 방식은 앞선 공정과 유사한 접합 거동을 보이나, 유기 용매 사용으로 인하여 공정 관리 측면에서 불리한 요소를 가진다^[27]. Ar/N₂ 2단계 활성화는 Ar 플라즈마로 산화층을 제거한 후 N₂ 플라즈마로 Cu 질화물 층을 형성하여 계면 손상 가능성을 낮추는 장점이 있으나, 약 260 ^oC의 열처리가 필요하며 SiO₂ 접합 공정과의 호환성 측면에서 한계를 보이므로 Cu/SiO₂ 하이브리드 본딩에 어려움이 있다^{[27, 29]}. NH₃ 플라즈마 활성화는 질화막 형성을 통하여 산화·기공·표면 돌출 억제에 효과적이지만 350 ^oC 이상의 고온 공정을 필요로 하며, 잔존 질화막에 따른 전단 강도 저하 문제가 해결되어야 양산 적용 가능성을 논의할 수 있다^[31]. 이온/고속 원자빔 표면 활성화는 Ar 플라즈마보다 높은 에너지를 이용하여 산화막을 보다 완전히 제거하고 비포화 댕글링 본드를 노출시켜 저온 공정이 가능하다. 이온빔은 전하를 띠는 이온 충돌로 인한 계면 손상 및 전하 축적에 따른 장기 신뢰성 우려가 있는 반면, FAB는 중성 원자를 이용하여 상대적으로 유리한 신뢰성을 보인다. 다만 두 기법 모두 고진공과 엄격한 표면 거칠기 제어가 요구되어 공정 비용 측면에서 양산 적용에는 한계가 있다^{[35, 37, 42]}. 결론적으로 Cu/SiO₂ 하이브리드 본딩을 위한 표면 활성화 공정은 Cu 표면의 산화막 제거와 동시에 SiO₂ 표면에 수산기를 도입함으로써 Cu–Cu, SiO₂–SiO₂ 및 Cu–SiO₂ 계면 전반에서 활성화를 유도하고, 이를 통하여 저온·저압 접합을 실현할 수 있어야 한다.

그림 4는 물리적 입자 충돌을 이용한 Ar 플라즈마 및 이온/고속 원자빔 표면 활성화와, 화학적 반응을 통하여 Cu 산화막을 제거하는 NH₃ 플라즈마 활성화 메커니즘을 비교한 모식도이다. 그림 5에서는 SiO₂ 표면에 수산기 도입 이후, Cu 산화막 제거를 목적으로 습식 침지 공정을 결합한 두 가지 2단계 협력 활성화 기법의 Cu/SiO₂ 하이브리드 본딩 메커니즘을 나타내었다.

Fig. 4. Schematic illustration of Cu surface modification mechanisms by plasma and beam activation: (a) Ar plasma and ion/FAB treatments primarily remove Cu oxides through physical sputtering and high-energy particle interactions, while (b) NH₃ plasma modifies the Cu surface via chemical reactions with hydrogen and nitrogen radicals, enabling oxide reduction and Cu₃N formation that influence subsequent Cu–Cu bonding.

Fig. 5. Schematic illustration of Cu/SiO₂ hybrid bonding based on two-step cooperative surface activation using Ar/O₂ → NH₄OH and Ar/H₂ → C₆H₈O₇ processes.