JP2010137251A - 金属接合体およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】十分な初期接合強度を得ると共に、高温での長時間保持やヒートサイクル試験において接合強度の低下や接合強度のばらつきが発生しない金属接合方法を提供するものである。
【解決手段】アルミニウムを主成分とするＡｌ部材の接合面と銅を主成分とするＣｕ部材の接合面とを接触させる接触工程と、Ａｌ部材の接合面およびＣｕ部材の接合面に対して垂直方向に圧力を加える加圧工程と、垂直方向から圧力を加えられたＡｌ部材の接合面およびＣｕ部材の接合面をアルミニウムと銅との共晶温度以上、６２０℃以下の温度に加熱する工程とを備えたものである。
【選択図】図１

Description

この発明は、アルミニウム部材と銅部材とが接合された金属接合体およびその製造方法に関する。

伝熱性や熱放散性に優れるが軽量化の点で課題のある銅部材と、軽量化に優れ伝熱性や熱放散性が銅に次いで優れるアルミニウム製のアルミニウム部材とを接合した金属接合体は、電子機器、通信機器、航空機、自動車などの熱交換器、ヒートパイプ、ヒートシンクなどに幅広く用いられている。例えば熱交換器の銅配管とアルミニウム製ヒートシンクとがろう付けやカシメなどで接合された金属接合体が用いられている。

一方、モータなどマグネットワイヤとしては、主にエナメルなどで絶縁被覆された銅線が用いられているが、近年低コスト化が可能なアルミニウム製のマグネットワイヤの適用も検討され、これを銅電極にフェージング（熱カシメ）で直接接合することも行われている。しかしながら、アルミニウムは電気化学的に碑な電位を有しており、瞬時に酸化皮膜が形成されるため、フュージングが非常に困難であった。

このようなフェージングによる接合においては、加圧によって機械的にアルミニウムや銅の酸化膜を破壊しながら、同時に加熱によってアルミニウム（Ａｌ）と銅（Ｃｕ）との相互拡散を十分に行う必要があるが、ＡｌもＣｕも高熱伝導性を有するために接合面を必要とする温度まで加熱するために、必要以上に高い温度で加熱することが一般に行われている。ところが、加熱温度を高くしすぎると、Ｃｕ（融点１０８４．９℃）よりも融点が低いＡｌ（融点６６０．５℃）が先に軟化あるいは溶融してしまい、加圧してもＡｌやＣｕの表面酸化膜が除去できなくなったり、ＣｕとＡｌとの相互拡散が進行しすぎてしまったりして、ＡｌとＣｕとの相互拡散層（金属接合部）に生成する金属間化合物相の析出状態によって初期の接合強度が低下するという問題だけでなく、高温での長時間保持やヒートサイクルなどによるストレスで接合強度などの長期信頼性が低下することなどの問題があった。

フェージングによるＡｌとＣｕとの直接接合において、ＡｌとＣｕとの共晶温度以上Ａｌの融点温度以下の温度で接合する方法が開示されている（例えば、非特許文献１および２参照）。

溶接学会論文集 第２５巻 第１号 ｐ．２４−３０（２００７）（２頁） 溶接学会論文集 第２５巻 第１号 ｐ．５１−５８（２００７）（２頁）

しかしながら、ＡｌとＣｕとの共晶温度以上Ａｌの融点温度以下の温度で接合する従来の金属接合方法においては、十分な初期接合強度が得られるものの、高温での長時間保持やヒートサイクル試験において接合強度の低下やのばらつきが発生するという問題があった。

この発明は、上述のような課題を解決するためになされたもので、十分な初期接合強度を得ると共に、高温での長時間保持やヒートサイクル試験において接合強度の低下やのばらつきが発生しない金属接合方法を提供するものである。

この発明に係る金属接合体の製造方法は、アルミニウムを主成分とするＡｌ部材の接合面と銅を主成分とするＣｕ部材の接合面とを接触させる接触工程と、Ａｌ部材の接合面およびＣｕ部材の接合面に対して垂直方向に圧力を加える加圧工程と、垂直方向から圧力を加えられたＡｌ部材の接合面およびＣｕ部材の接合面をアルミニウムと銅との共晶温度以上、６２０℃以下の温度に加熱する工程とを備えたものである。

また、この発明に係る金属接合体は、アルミニウムを主成分とするＡｌ部材と銅を主成分とするＣｕ部材との接合面にアルミニウムと銅との相互拡散で生じるη相の最大膜厚を５μｍ以下としたものである。

この発明における金属接合体の製造方法では、垂直方向から圧力を加えられたＡｌ部材の接合面およびＣｕ部材の接合面をアルミニウムと銅との共晶温度以上、６２０℃以下の温度に加熱しているので、十分な初期接合強度を得ると共に、高温での長時間保持やヒートサイクル試験において接合強度の低下やばらつきが発生しない金属接合体が得られる。

また、この発明における金属接合体は、アルミニウムを主成分とするＡｌ部材と銅を主成分とするＣｕ部材との接合面にアルミニウムと銅との相互拡散で生じるη相の最大膜厚を５μｍ以下としたので、十分な初期接合強度を得ると共に、高温での長時間保持やヒートサイクル試験において接合強度の低下やばらつきが発生しないという効果が得られる。

実施の形態１．
発明者らは、ＡｌとＣｕとを接合して得られる金属接合体において、初期接合強度と高温での長時間保持やヒートサイクル、高温高湿環境で長期間暴露した場合の接合強度低下原因について鋭意研究を行った結果、接合強度の低下原因は、ＡｌとＣｕとの相互拡散で生じる複数の金属間化合物の析出状態に依存することを見出し、とくにγ相が析出すると、このγ相とδ相またはη相との界面にカーケンダルボイドが生じ、このカーケンダルボイドが起点となってクラックが発生・伝播しやくなって接合強度が低下することを突き止めた。さらに、このγ相はη相が厚くなると短時間で析出することがわかり、γ相の発生確率は接合直後のη相の厚さに依存することを突き止めた。一般の加熱条件では、このη相の厚さは１０μｍ以上となる。したがって、ＡｌとＣｕとの相互拡散によって生じるη相の最大厚さが５μｍ以下になるような温度プロファイルで加熱することで、十分な初期接合強度を得ると共に、高温での長時間保持やヒートサイクル試験において接合強度の低下やばらつきが発生しないという効果が得られることがわかった。

また、θ相は非常に硬い相であり、とくにこのθ相の初晶が析出すると、ＣｕとＡｌとの共晶反応であとから析出した他の相とこのθ相との界面での機械的強度の差が大きく、比較的小さい力で破断することがわかった。この初晶は、θ相の融点以下の接合温度では析出が大幅に抑制されることから、Ａｌを主成分とする部材とＣｕを主成分とする部材との接合方法において、接合温度をＡｌとＣｕとの共晶温度以上、ＡｌとＣｕとの相互拡散によって生成されるθ相の融点以下で加熱することで、高温での長時間保持やヒートサイクル試験において接合強度の低下やばらつきが発生しないという効果がさらに顕著に得られることがわかった。

図１は、この発明を実施するための実施の形態１における金属接合体の断面模式図である。図１において、金属接合体１は、銅を主成分とするＡｌ部材である厚さ１ｍｍで縦横それぞれ１０ｍｍのＣｕブロック２の上に、アルミニウムを主成分とするＡｌ部材である厚さ０．５ｍｍで縦横それぞれ５ｍｍのＡｌチップ３を積層して接合したものである。Ｃｕブロック２とＡｌチップ３とを接合するための接合装置として、鉛直方向下部にホットプレート、上部からホットプレート上の物体に荷重をかけると共に加熱可能な加熱ツール、およびホットプレートと加熱ツールとの雰囲気の酸素濃度制御を窒素封入で制御可能なチャンバーからなる、フリップチップボンダ改造装置を用意した。ホットプレート上にＣｕブロックを載せ、ＡｌチップをＣｕブロック中央部にツールを用いて搭載し、雰囲気制御後、荷重をかけながら所定の温度プロファイルでホットプレートおよび加熱ツールによってＣｕブロックとＡｌチップとを加熱して金属接合体のサンプルを得ることができる。本実施の形態においては、印加する荷重、温度プロファイルを以下のとおり変化させて、実施例および比較例となるサンプルを作製した。

荷重を５００ｇｆ一定とし、昇温速度を５０℃／分として、最高温度を５４０℃（比較例１）、５５０℃（実施例１）、５６０℃（実施例２）、５８０℃（実施例３）、６１０℃（実施例４）、６３０℃（比較例２）、６４０℃（比較例３）、６５０℃（比較例４）および６８０℃（比較例５）と変化させた。なお、最高温度では２分間保持し、５０℃／分の降温速度で室温まで冷却した。各最高温度の条件で、各２０個のサンプルを作製し、この２０個のサンプルを、初期の接合強度の測定に５個、初期の断面観察による初晶θ相とγ相との有無の観察および最大η相の厚さ測定に５個、２５０℃の高温保持を５００時間行った加速試験後の接合強度の測定に５個および加速試験後の断面観察による初晶θ相とγ相との有無の観察および最大η層の厚さ測定に５個を使用した。

なお、初期および加速試験後の接合強度は、プッシュ・プルテスターでＡｌチップの側壁側からせん断方向に力を入れ、破断したときまでの最高強度とした。また、断面観察による初晶θ相とγ相との有無の観察および最大η相の厚さ測定は、対象となるサンプルをエポキシ樹脂に埋め込み、断面研磨後電界放出型電子銃を有する波長分散型Ｘ線マイクロアナライザ（日本電子製ＪＸＡ−８５００Ｆ）を用いて、接合面の断面を約３万倍の電子顕微鏡写真と、組成像（該領域の分子量が大きいほど白く写る像）から、ほぼ同じ分子量の領域を明確化し、領域内で３点以上特性Ｘ線の反射強度比を測定し、ＡｌとＣｕの原子数比を算出後、その原子数比を状態図に当てはめて化合物相を同定した。すなわち、ＡｌとＣｕの和を１００原子％とし、Ｃｕが３０原子％以上４０原子％以下の場合はθ相、４５原子％以上５５原子％以下の場合をη相、５８原子％以上６３原子％以下の場合はδ相、６５原子％以上７２原子％以下の場合をγ相とし、η相と推定される領域（層）の厚さを以って評価を行った。また、初晶θ相有無については、先の手法でθ相を同定後、その近傍の金属組織がＣｕ−Ａｌ化合物相とＡｌ相がほぼ均一に比較的小さくラメラ状になっているものを共晶θ相とし、それ以外の比較的大きな不均一なθ相を初晶θ相とした。

表１および表２は、本実施の形態における、実施例および比較例の初期および加速試験後の接合強度、最大η相の厚さ、初晶θ相の有無およびγ相の有無を示した特性表である。

表１から、接合温度がＡｌとＣｕとの共晶温度（５４８．２℃）以下の５４０℃である比較例１では、ＡｌとＣｕとの接合面で相互拡散が生じず接合できないために、接合強度は０となる。また、接合温度がＡｌの融点（６６０．５℃）以上の６７０℃である比較例５では、初期の接合強度は９０ｋｇｆと実施例１に比べて低く、加速試験後の接合強度が４２ｋｇｆと低下した。これは、接合時にＡｌが軟化して異常形状になり、接合面に生成していたＡｌの酸化膜が除去できなかったため初期の接合強度が若干低く、加速試験後にはこのＡｌの酸化膜を起点として剥離が発生したと考えられる。

一方、接合温度がＡｌとＣｕとの共晶温度以上でＡｌの融点（６６０．５℃）以下である実施例１〜４および比較例２〜４においては、初期の接合強度は９５ｋｇｆ以上であり、十分な接合強度が得られている。しかしながら、接合温度が６２０℃以上の比較例２〜４においては、加速試験後の接合強度が８０ｋｇｆ以下と大幅に低下する。これに対して、接合温度が６２０℃以下の実施例１〜４においては、加速試験後の接合強度は初期の接合強度と同等以上である。

実施例１〜４と比較例２〜４とで、加速試験後の接合強度に大きな違いが出る理由を考察する。表１および表２から、比較例２〜４では、加速試験後の接合面にγ相が出現していることがわかる。これに対して、実施例１〜４では、加速試験後の接合面にγ相は出現していない。また、初期の接合面の初晶θ相については、比較例２〜４では観察されるが、実施例４においても観察されることから、加速試験後の接合面にγ相の出現の直接的な原因ではないと思われる。一方、初期の接合面のη相の最大厚さに関しては、η相の最大厚さが５μｍ以上になると（比較例２〜４）、加速試験後の接合面にγ相が出現していることがわかる。

本実施の形態においては、初期の接合面のη相の最大厚さを５μｍ以下となるように、接合温度をＡｌとＣｕとの共晶温度以上６２０℃以下に制御することで、十分な初期接合強度を得ると共に、高温での長時間保持やヒートサイクル試験において接合強度の低下やばらつきが発生しない金属接合方法を提供するものである。

なお、本実施の形態においては、接合に用いた接合装置には酸素濃度制御を窒素封入で制御可能なチャンバーが備えられている。ＣｕブロックとＡｌチップとを接合する際に、チャンバー内の酸素濃度を、例えば１０００ｐｐｍ以下に制御することで、接合加熱時に接合面にＡｌの酸化膜が生成することを抑制することができ、初期の接合強度の向上および加速試験後の接合強度の低下をさらに抑制することができる。

なお、本実施の形態においては、Ａｌ部材としてＡｌチップ、Ｃｕ部材としてＣｕブロックを用いたが、Ａｌ部材やＣｕ部材は、純Ａｌや純Ｃｕである必要はなく、Ａｌ部材としてＡｌ−Ｃｕ系合金やＡｌ−Ｍｇ系合金のようなＡｌを主成分とする材料、Ｃｕ部材として燐青銅や黄銅のようなＣｕを主成分とする材料を用いても、同様な効果が得られる。

実施の形態２．
実施の形態１の実施例４において、初期の接合面にθ相が出現していることから、加速試験後の接合強度が初期の接合強度に比べて少し低下している。これに対して、実施例１〜３においては、初期の接合面に初晶θ相は出現しておらず、加速試験後の接合強度が初期の接合強度に比べて少し上昇している。実施の形態２においては、接合温度の上限と初晶θ相の出現との関係を調べたものである。

本実施の形態において、最高温度を５８５℃（実施例５）、５９０℃（実施例６）、５９５℃（実施例７）、６００℃（実施例８）および６０５℃（実施例９）と変化させた以外は実施の形態１と同様な方法で金属接合体のサンプルを作製した。また、実施の形態１と同様に、各最高温度の条件で、各２０個のサンプルを作製し、各最高温度で作製した２０個のサンプルを、初期の接合強度の測定に５個、初期の断面観察によるθ相とγ相との有無の観察および最大η相の厚さ測定に５個、２５０℃の高温保持を５００時間行った加速試験後の接合強度の測定に５個および加速試験後の断面観察による初晶θ相とγ相との有無の観察および最大η層の厚さ測定に５個を使用した。これらの測定方法も実施の形態１と同様である。

表３は、本実施の形態における、実施例の初期および加速試験後の接合強度、最大η相の厚さ、初晶θ相の有無およびγ相の有無を示した特性表である。

表３から、実施例５〜７においては、加速試験後の接合強度は初期の接合強度と同等であるのに対して、実施例８および９においては、加速試験後の接合強度は初期の接合強度に対して若干低下している。したがって、接合温度が５９５℃以下であることがさらに好ましいことがわかる。この５９５℃という温度は、純Ａｌと純Ｃｕとの相互拡散におけるθ相の融点に相当することから、接合温度は、ＡｌとＣｕとの共晶温度以上、ＡｌとＣｕとの相互拡散で生じるθ相の融点以下であることがさらに好ましい。

なお、ＡｌとＣｕとの相互拡散で生じるθ相の融点は、Ａｌ部材およびＣｕ部材が、純Ａｌおよび純Ｃｕ以外の合金を用いた場合に多少変化する。

実施の形態３．
実施の形態３においては、ＣｕブロックとＡｌチップとを接合する際に、接合面を清浄化処理したものである。

実施の形態１と同様のＣｕブロックとＡｌチップとの接合面を、アルゴンプラズマで十分清浄化処理した後、ただちに接合装置内に移動し、チャンバー内の酸素濃度１０００ｐｐｍに制御した。その後、最高温度を５５０℃（実施例１０）、５６０℃（実施例１１）、５８０℃（実施例１２）および６１０℃（実施例１３）と変化させた以外は実施の形態１と同様な方法で金属接合体のサンプルを作製した。また、実施の形態１と同様に、各最高温度の条件で、各２０個のサンプルを作製し、各最高温度で作製した２０個のサンプルを、初期の接合強度の測定に５個、初期の断面観察による初晶θ相とγ相との有無の観察および最大η相の厚さ測定に５個、２５０℃の高温保持を５００時間行った加速試験後の接合強度の測定に５個および加速試験後の断面観察による初晶θ相とγ相との有無の観察および最大η層の厚さ測定に５個を使用した。これらの測定方法も実施の形態１と同様である。

また、サンプルを作製したものと同じＣｕブロックとＡｌチップとの接合面を、アルゴンプラズマで十分清浄化処理した後、オージェ分析により表面酸素濃度をそれぞれの接合面ついて測定した結果、ともに酸素濃度が５０００ｐｐｍ以下であることを確認した。

表４は、本実施の形態における、実施例の初期および加速試験後の接合強度、最大η相の厚さ、初晶θ相の有無およびγ相の有無を示した特性表である。

本実施の形態における、実施例１０〜１３は、実施の形態１における実施例１〜４と同様な製造方法であるが、接合装置に投入する前にアルゴンプラズマで、ＡｌチップおよびＣｕブロックの接合面の表面酸素濃度を５０００ｐｐｍ以下とした点で異なっている。

表１および表４から、ＡｌチップおよびＣｕブロックの接合面の表面酸素濃度を５０００ｐｐｍ以下とすることで、初期の接合強度が向上することがわかる。とくに接合温度が低い場合にその向上効果が顕著となる。

この発明の実施の形態１の金属接合体の模式図である。

符号の説明

１ 金属接合体
２ Ｃｕブロック
３ Ａｌチップ

Claims (5)

1. アルミニウムを主成分とするＡｌ部材の接合面と銅を主成分とするＣｕ部材の接合面とを接触させる接触工程と、
   前記Ａｌ部材の接合面および前記Ｃｕ部材の接合面に対して垂直方向に圧力を加える加圧工程と、
   前記垂直方向から圧力を加えられた前記Ａｌ部材の接合面および前記Ｃｕ部材の接合面をアルミニウムと銅との共晶温度以上、６２０℃以下の温度に加熱する工程と
   を備えたことを特徴とする金属接合体の製造方法。
2. 加熱する工程の温度が、アルミニウムと銅との共晶温度以上、アルミニウムと銅との相互拡散で生じるθ相の融点以下であることを特徴とする請求項１記載の金属接合体の製造方法。
3. 加熱する工程において、Ａｌ部材の接合面およびＣｕ部材の接合面の温度が、５４８℃以上５９５℃以下であることを特徴とする請求項１記載の金属接合体の製造方法。
4. 加熱する工程の前に、Ａｌ部材の接合面およびＣｕ部材の接合面の表面酸素濃度を５０００ｐｐｍ以下とする工程を加えたことを特徴とする請求項１記載の金属接合体の製造方法。
5. アルミニウムを主成分とするＡｌ部材と銅を主成分とするＣｕ部材との接合面にアルミニウムと銅との相互拡散で生じるη相の最大膜厚が５μｍ以下であることを特徴とする金属接合体。

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