JP2017001049A - 合金接合材による接合層構造と接合方法並びに半導体装置とその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】濡れ性を十分に確保しつつ、高温の接合強度が高く、且つ、変態超塑性応力歪緩和機能の利用によって接続信頼性の大幅な向上を図ることができる、合金接合材による接合層構造と接合方法、並びに前記接合層構造を有する半導体装置及びその製造方法を提供する。【解決手段】本発明の接合層構造は、被接合材ＡとＢとを合金接合材によって接合した接合部に形成されるものであって、前記合金接合材がＺｎ−Ａｌ共析系合金であり、且つ、Ａｌが２２質量％以上６８質量％未満で、残部がＺｎ及び２質量％未満の微量金属成分を有する組成からなり、変態超塑性応力歪緩和機能を発現する相変態温度を通過させることによって形成される、Ａｌ中にＺｎが片状、棒状及び樹枝状の少なくとも何れかで分散した組織を有することを特徴とする。【選択図】図１

Description

本発明は、高温の接合強度が高く、変態超塑性応力歪緩和機能の利用によって接続信頼性の大幅な向上を図ることができる、合金接合材による接合層構造と接合方法並びに前記接合層構造を有する半導体装置とその製造方法に関する。

パワー半導体素子のダイボンディングやパワモジュールに搭載される半導体素子の実装基板への接合及び実装基板への放熱板の接合には従来からはんだ接合が使用されている。はんだ材としては、Ｓｎ−Ｐｂ系等の鉛を含むはんだが周知であるが、近年の環境問題への対応からＳｎ−Ｓｉ型はんだやＳｎ−Ｉｎ型はんだ等の低温はんだ、Ｓｎ−Ａｇ−Ｃｕ系はんだやＳｎ−Ｃｕ系はんだ等の中温はんだの鉛レスはんだが開発・実用化されている。しかしながら、２５０℃以上で使用する高温はんだについては適当な鉛レスはんだ材がなく、高鉛はんだが使用されている。この高鉛はんだは、構成成分として８５質量％以上の鉛を含有しており、前記Ｓｎ−Ｐｂ共晶はんだに比べて環境への負荷が大きい。

一方、パワーモジュールやパワーエレクトロニクス製品に使用されるパワー半導体素子としては、近年、従来のＳｉに代わり、耐熱性に優れ、１５０〜２００℃の高温下で性能を安定して発揮できる炭化珪素（ＳｉＣ）、窒化ガリウム（ＧａＮ）、ダイアモンド（Ｃ）及び酸化ガリウム（Ｇａ_２Ｏ_３）等のワイドギャップ半導体への適用が検討されている。製品化が先行するＳｉＣ又はＧａＮの半導体素子は耐熱性に優れるが、それらのワイドギャップ半導体を実装基板等に接合した場合に、耐熱性は半導体素子だけでなく接合材料にも要求される。前記の高鉛はんだ材は高融点を有するものの、環境への負荷が大きく今後の使用が制限されるため、鉛レスの代替はんだの検討が進められている。

鉛レスの代替高温はんだとしては、Ａｕ−Ｓｎ、Ａｕ−Ｓｉ、Ａｉ−Ｇｅ等のＡｕ系はんだ、Ｂｉ、Ｂｉ−Ｃｕ、Ｂｉ−Ａｇ等のＢｉ系はんだ、Ｚｎ、Ｚｎ−Ａｌ系はんだ等が報告されている。それらの中で、Ｚｎ、Ｚｎ−Ａｌ系はんだは、より高い融点を有するため、ＳｉＣ又はＧａＮ等のパワー用ワイドギャップ半導体素子の接合材としての期待が大きい。

Ｚｎ−Ａｌ系はんだとしては、例えば、特許文献１においてＡｌ：２〜９重量％、Ｇｅ及び／又はＭｇ：０．０５〜１重量％、残部をＺｎ及び不可避不純物からなる高温はんだ付用Ｚｎ合金が開示されている。前記特許文献１に記載のＺｎ−Ａｌ系はんだは、３８０℃付近の共晶温度を有するＺｎ−Ａｌ系共晶合金の融点を適当にさらに下げるために、Ｇｅ及び／又はＭｇ、又は更にＳｎ及び／又はＩｎが添加されている。

また、特許文献２には、Ａｌを１．０質量％以上及び１５．０質量％以下を含有するＺｎ−Ａｌ系はんだにおいて、塑性変形を伴う圧延機を用いて作製したシート状のＰｂフリーはんだ合金が開示されている。このシート状はんだ合金は、高い伸び率と引張強度を有するため、濡れ性及び信頼性に優れ、特に加工性及び応力緩和性に優れる。本発明者等も、Ａｌを１７〜３０質量％含有するＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材が所定の温度領域で超塑性現象を発現することに着目し、この超塑性現象を利用することによって加工性や応力緩和性に優れる接合材を特許文献３において提案している。

一方、特許文献４には、Ｚｎ／Ａｌ／Ｚｎクラッド材を用いた接合材料が提案されている。この接合材料は、接続時の加熱によりＡｌ酸化物が溶融部表面に膜を生成することによって起こる濡れ性の低下を抑制するため、Ａｌ系合金層がＺｎ系合金層の間に挟まれた構造を有する。前記特許文献４に記載の接合材料は、Ｚｎ／Ａｌ／Ｚｎクラッド材によって良好な濡れ性を確保することができ、接続後にＡｌ系合金層が応力緩衝材として機能するため、高い接続信頼性を得ることができる。

また、特許文献５には、接続に用いる最表面をＺｎ系層にするとともに、前記特許文献４に記載の接合材料では大きな塊として存在していたＡｌ層を複数の小さなＡｌ相に分割することによって、濡れ性が確保でき、耐熱性が高く、応力緩衝機能を有する高信頼な接続材料が提案されている。前記特許文献５に記載の接続材料は、複数のＡｌ系相の粒が浮島状に点在しており、Ａｌ系相の平均径を５０μｍ以上にすることが好ましいと記載されている。

特開平１１−２８８９５５号公報 特開２０１３−１２３７４１号公報 特許第４８０３８３４号公報 特開２００８−１２６２７２号公報 特開２０１２−６２９号公報

パワーモジュールやパワーエレクトロニクス製品に使用される接合材料は、融点が高く、被接合材との濡れ性、接合時の加工性、及び接続信頼性の観点から応力緩和性に優れることが必要条件である。また、接合時の温度は、室温まで冷却されるときの大きな温度差から生じる熱膨張係数の差による応力の影響を低減するために比較的低い方が好ましいが、仮に接合温度が高くなっても応力緩和性に優れる接合材料であれば、接続信頼性を十分に確保することができる。したがって、従来のはんだ材料と比べて接合温度が比較的高いＺｎ−Ａｌ系はんだでは、応力緩衝性を有する構造を形成することが不可欠である。

しかしながら、前記特許文献１に記載のＺｎ−Ａｌ系はんだは、Ａｌの含有量が９質量％以下に規定されており、ＺｎとＡｌは共晶合金を造ることによってある程度の柔軟性を持った軟らかい金属となるものの、Ｚｎの含有量が多いため、良好な加工性を有するには硬さの点で改良が必要である。また、接合後のＺｎ−Ａｌ系はんだ中に応力緩衝材として機能するＡｌ相の存在量が少ないため、応力緩衝性の点で不十分である。

前記特許文献２に記載のＺｎ−Ａｌ系はんだは塑性変形によってシート状のものが作製されるが、「Ａｌの含有量は、２．０質量％以上９．０質量％であるとさらに好ましい」と記載されており、Ａｌ含有量が９．０質量％を超えるに伴い、強度は高くなるものの、伸び率が低くなる傾向にある。したがって、Ａｌ相が応力緩衝能を発現するために十分な比率で、且つ、最適な結晶状態で存在するものとは言えず、接合温度が高くなる点を考慮すると応力緩和性の一層の向上が求められる。

前記特許文献３に記載のＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材は、微細結晶粒の形成による超塑性現象を利用して比較的低い温度で接合を行うことができ加工性及び応力緩和性に優れる。しかしながら、被接合材の接合面とＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材とを十分に接合させるため、接合界面層及び接合層の構造を最適化する点については十分に検討されておらず、高温の接合強度の向上が必要であるとともに、接合温度を上げた時に必要な応力緩和性についても、一層の向上が求められる。

また、前記特許文献４に記載のＺｎ／Ａｌ／Ｚｎクラッド材を用いた接合材料は、接続後に応力緩衝材として機能するＡｌ系合金層が形成されるものの、高温においてＡｌ層中にＺｎが拡散し、固溶強化したＡｌ系合金層が形成されやすいため応力緩衝機能が低下するという問題がある。この技術課題は前記特許文献５においても指摘されている。加えて、Ａｌ合金組成部分が接合層内で大きな塊として残存しやすために、亀裂進展の抑制効果を十分に得ることが難しい。例えば、接合層に微小な亀裂が発生した場合には、その亀裂がＡｌ系合金属層と溶融して形成されるＺｎ−Ａｌ合金層との界面で進展しやすく、接合信頼性の点で所望の効果が得られていないのが実情である。そこで、この問題を解決するため、Ｚｎ／Ａｌ／Ｚｎクラッド材においてＡｌ層を薄くし、接合加熱時にＡｌ系合金属層を消失する方法が検討されているが、Ａｌ合金組成部分は接合層内で大きな塊として残存しやすいという問題が避けられず、上記で述べたように亀裂進展の抑制効果を十分に得られない。

前記特許文献４に記載のＺｎ／Ａｌ／Ｚｎクラッド材に対して、前記特許文献５に記載の方法ではＡｌ層を複数の小さなＡｌ相に分割することができるが、５０μｍ以上の大粒径を有するＡｌ系相が接続層内で一列に独立に配列した構造であるため、Ａｌ相による応力緩衝機能を十分に得ることが難しい。したがって、パワーモジュールやパワーエレクトロニクス製品へ適用するには接合信頼性が十分でなく、一層の向上が求められている。

さらに、前記特許文献４に記載のＺｎ／Ａｌ／Ｚｎクラッド材は、Ｚｎ系合金層とＡｌ合金層との厚さを精度良く加工し、製造において両者の接合面を最適な状態とするための熟練と細かな調整が必要となる。また、前記特許文献５に記載の接続材料においても、複数のＡｌ系相の金属片（又は粉末）を２枚のＺｎ系層に挟み込み圧延（クラッド圧延）を行って製造するとき、Ａｌ系相の粒径を所望の値に制御するため圧延を煩雑な工程で行い、細かな条件によって調製する必要がある。そして、十分な応力緩和性を得るために、Ｚｎ系合金層とＡｌ合金層の両者の厚さ、Ａｌ相内に含まれるＺｎ相の分散状態を、それぞれ適用するデバイスごとに最適化して変えることが必要である。したがって、前記特許文献４及び５に記載の接続材料は、汎用性のある接続材料とは必ずしも言えなかった。

本発明は、上記した従来の問題点に鑑みてなされたものであって、接合材としての濡れ性を十分に確保しつつ、高温の接合強度が高く、且つ、Ｚｎ−Ａｌ共析合金が有する応力歪緩和機能を利用することによって接続信頼性の大幅な向上を図ることができる、合金接合材による接合層構造と接合方法、並びに前記接合層構造を有する半導体装置及びその製造方法に関する。

本発明は、接合材としてＡｌの含有量が従来よりも比較的多いＺｎ−Ａｌ共析系合金を適用するとともに、接合後に得られるＺｎ−Ａｌ共析系合金の接合層において、Ａｌが有する応力緩衝機能が十分に作用するように、Ａｌが所定の配合量で含まれる接合層において発現する変態超塑性応力歪緩和機能を利用することによって、上記の課題を解決できることを見出して本発明に到った。

すなわち、本発明の構成は以下の通りである。
［１］本発明は、被接合材ＡとＢとを合金接合材によって接合し形成される接合層の構造であって、前記合金接合材がＺｎ−Ａｌ共析系合金であり、且つ、前記被接合材Ａ及びＢと前記合金接合材（図３参照）との接合部は、Ａｌが２２質量％以上６８質量％未満で、残部がＺｎ及び２質量％未満の微量金属成分を有する組成からなり、変態超塑性応力歪緩和機能を発現する相変態温度を通過させることによって形成される、Ａｌ中にＺｎが片状、棒状及び樹枝状の少なくとも何れかの形状で分散した組織を有することを特徴とする合金接合材による接合層構造を提供する。
［２］本発明は、前記接合層が有する組織において、断面を電子顕微鏡を用いて５００倍で観測したときのＡｌの面積比が１８％を超え７０％未満であることを特徴とする前記［１］に記載の合金接合材による接合層構造を提供する。
［３］本発明は、前記接合層が、２２質量％以上６８質量％未満のＡｌ−０〜１．５質量％Ｃｕ−０〜０．０５質量％Ｍｇ−Ｚｎ系からなる組成であることを特徴とする前記［１］又は［２］に記載の合金接合材による接合層構造を提供する。
［４］本発明は、被接合材ＡとＢとの間に、Ａｌ−Ｚｎ共析系合金接合材を介在させ、加圧又は加圧しない状態で前記接合材を、変態超塑性応力歪緩和機能を発現する相変態温度の高温側の温度（Ｔ_Ｈ）より高い温度で加熱し、Ａｌが２２質量％以上６８質量％未満で、残部がＺｎ及び２質量％未満の微量金属成分を有する組成からなる半溶融状態又は固相状態の接合層を形成した後、前記相変態温度を通過させる操作を行うことを特徴とする合金接合材による接合方法を提供する。
［５］前記Ｔ_Ｈより高い温度で半溶融状態又は固相状態の接合層を形成し、前記相変態温度の低温側の温度（Ｔ_Ｌ）より低い温度に冷却した後、
前記Ｔ_Ｌより低い温度から固相状態で前記Ｔ_Ｈより高い温度に加熱する工程、及び前記Ｔ_Ｈより高い温度から前記Ｔ_Ｌより低い温度に冷却する工程からなる加熱・冷却工程を１回又は２回以上繰り返すことにより、前記相変態温度を通過させる操作を行うことを特徴とする前記［４］に記載の合金接合材による接合方法を提供する。
［６］前記Ｔ_Ｈより高い温度で半溶融状態又は固相状態の接合層を形成し、前記Ｔ_Ｌより低い温度として３０℃以下に冷却した後、前記加熱・冷却工程を１回又は２回以上繰り返すことを特徴とする前記［５］の記載の合金接合材による接合方法を提供する。
［７］本発明は、前記変態超塑性応力歪緩和現象を発現する温度が２７０℃を超え３６０℃未満であることを特徴とする前記［４］〜［６］の何れかに記載の合金接合材による接合方法を提供する。
［８］本発明は、前記接合層が２２質量％以上６８質量％未満のＡｌ−０〜１．５質量％Ｃｕ−０〜０．０５質量％Ｍｇ−Ｚｎ系からなる組成であることを特徴とする前記［４］〜［７］の何れかに記載の合金接合材による合金接合材による接合方法を提供する。
［９］本発明は、前記被接合材ＡとＢとの間に介在させた接合材を前記Ｔ_Ｈより高い温度に加熱した状態で所望の時間保持する操作の前に、超塑性現象を発現する温度領域に加熱した状態で所望の時間保持する操作を行うことを特徴とする前記［４］〜［８］の何れかに記載の合金接合材による接合方法を提供する。
［１０］本発明は、前記超塑性現象を発現する温度が２００〜４１０℃であることを特徴とする前記［９］に記載の合金接合材による接合方法を提供する。
［１１］本発明は、前記［４］〜［１０］の何れかに記載の接合方法であって、前記被接合材ＡとＢとの間に、Ａｌが９質量％を超え６８質量％未満で、残部がＺｎ及び２質量％未満の微量金属成分を有するＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を介在させ、加圧又は無圧の状態で前記接合材を前記Ｔ_Ｈより高い温度に加熱し、前記被接合材ＡとＢとの間に、Ａｌが２２質量％以上６８質量％未満で、残部がＺｎ及び２質量％未満の微量金属成分を有する組成からなる半溶融状態又は固相状態の接合層を形成することを特徴とする合金接合材による接合方法を提供する。
［１２］本発明は、半導体基体、該半導体基体に直接又はセラミック基板を介して接合層によって接合された金属基板を備え、前記接合層が前記［１］〜［３］の何れかに記載の構造を有することを特徴とする半導体装置を提供する。
［１３］本発明は、前記半導体基体がワイドギャップ半導体であることを特徴とする前記［１２］に記載の半導体装置を提供する。
［１４］本発明は、半導体基体、該半導体基体に直接又はセラミック基板を介して接合層によって接合された金属基板を備え、前記接合層の構造が前記［４］〜［１１］の何れかに記載の接合方法によって形成されることを特徴とする半導体装置の製造方法を提供する。
［１５］本発明は、前記半導体基体がワイドギャップ半導体であることを特徴とする前記［１４］に記載の半導体装置の製造方法を提供する。

本発明の接合層構造は、接合材料としてＡｌが従来よりも比較的多く含まれるＺｎ−Ａｌ共析系合金を使用するため応力緩衝機能を有するＡｌの存在量が増えるだけでなく、Ａｌ−Ｚｎ共析系合金の変態超塑性応力歪緩和効果を利用した接合方法によってＡｌ中にＺｎが片状、棒状及び樹枝状の少なくとも何れかの形状で一様に分散した組織が形成されるため、高い応力緩和効果が接合層内で十分に得られ、接合信頼性の一層の向上を図ることができる。さらに、Ａｌは熱伝導性の高い金属であるため、本発明の接合層構造は熱伝導性にも優れる。濡れ性に関しても、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金中のＺｎ及びＺｎ−Ａｌ共晶の溶融によって十分に確保することができる。

また、本発明による接合層構造は、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金において微細結晶粒構造形成により発現する超塑性現象を利用することによって、被接合材との接合界面の酸化膜層の破壊除去等による清浄化を行うことができ、ボイドの発生が少ない接合界面を形成することができる。したがって、前記Ｚｎ−Ａｌ共析系合金からなる接合材を、微細結晶粒構造形成による超塑性現象が発現する温度領域に加熱した状態で所望の時間保持した後、変態超塑性応力歪緩和機能を発現する相変態温度の高温側の温度より高い温度に半溶融又は固相の状態で加熱し、所望の時間保持する操作を行うことによって、接合界面の濡れ性が確保される。その後、前記相変態温度の高温側の温度より高い温度から冷却し、必要に応じて加熱・冷却工程を繰り返して前記相変態温度を通過させることにより高い応力歪緩和効果が十分に得られ、高温の接合強度及び接合信頼性が大幅に向上するため、より高信頼性で、長寿命の接合部形成を実現できる。

本発明の接合層構造及び接合方法によってＳｉＣ、ＧａＮ、Ｃ（ダイヤモンド）及びＧａ_２Ｏ_３等のワイドギャップ半導体素子を実装した半導体装置は、パワーデバイス又はパワーエレクトロニクス製品等で求められる耐熱性の要求に答えることができ、２００℃以上、特に２５０℃以上の高温使用環境において長期間の使用に耐えることが可能になる。

本発明の接合層構造においてＡｌ含有量が６０質量％及び４５質量％である接合層構造のそれぞれの例を示す断面ＳＥＭ写真図及びその模式図である。 Ｚｎ−Ａｌ共析系合金の平衡状態図である。 超組成現象を利用した本発明の接合方法の一例を示す工程模式図である。 ＳｉＣ高温パワー半導体の構成例とその接合層構造を示す図である。 本発明の実施例１によるＳｉＣ半導体装置の接合プロセスを示す図である。 本発明の実施例１によるＳｉＣ半導体装置の接合プロセスの模式図を示す図である。 Ｚｎ−Ａｌ共析系合金からなる接合層において、Ａｌ含有比率とＤＡＳとの関係を示す図である。 本発明の実施例１によるＳｉＣ半導体装置の接合後の外観写真を示す図である。 本発明の実施例１によるＳｉＣ半導体装置の接合信頼性結果を断面写真で示す図である。 本発明の実施例３において測定した接合部せん断強度の加熱温度依存性の結果を示す図である。 本発明の接合層構造を有するダイオードの概略断面図である。 本発明の接合層構造を有するＩＧＢＴモジュールの概略平面図である。 第１２図のＡ−Ａ線に沿う概略断面図である。 第１２図のＢ−Ｂ線に沿う概略断面図である。 本発明の接合層構造を有する電力用ＭＯＳトランジスタの概略平面図である。

本発明による接合層構造の例を図１に示す。図１において、（ａ）及び（ｂ）は、Ａｌ含有量が６０質量％及び４５質量％である接合層断面をそれぞれ走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観測したＳＥＭ写真図及びその模式図である。図１に示す接合層構造は、被接合材Ａ及びＢとしてそれぞれＳｉＣ半導体素子及びＣｕ/ＳｉＮ/Ｃｕ基板を用い、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材を使用し、接合層内のＡｌ含有量が６０質量％又は４５質量％となるように接合を行い、さらにＺｎ−Ａｌ共析系合金の変態超塑性応力歪緩和機能を利用することによって得られるものである。これらの接合層を得るための接合方法については、後で詳細に説明する。

本発明の接合層は、被接合材ＡとＢとをＺｎ−Ａｌ共析系合金によって接合し形成される接合部の接合層に含まれるＡｌの含有量が従来より多く含まれるだけでなく、Ａｌの所定の含有量（具体的には２２質量％以上６８質量％未満の範囲）でみられる変態超塑性応力歪緩和機能を発現する相変態温度を通過させることによって、図１に示すようにＡｌ中にＺｎが片状、棒状及び樹枝状の少なくとも何れかの形状で一様に分散した組織を有することを特徴とする。ここで、相変態温度とは、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金の結晶相が変態するときの温度のことを意味する。図１に示す組織は、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金を相変態温度の最高側の温度より高い温度で加熱し、半溶融状態（固相と液相が混合した状態）又は固相状態で形成した接合層を冷却した後、必要であれば、加熱及び冷却の工程を繰り返すことにより、前記相変態温度領を通過させるときに微結晶粒状のＺｎがＡｌ中で結晶成長し、片状、棒状及び樹枝状の少なくとも何れかの形状を有する結晶に変わる。結果的に、応力緩和機能を有するＡｌが小粒径（１０μｍ〜１００μｍ）のＡｌ相に分割された形態で形成されるようになる。そして、接合層には、連続的なＡｌ層の形態ではなく、小粒径のＡｌ相がランダムに重積した形態を有する組織が形成される。その組織は、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金の相変態に起因する変態超塑性現象を利用することによって形成されるものであり、温度サイクル時に発生する応力に対して大きな歪を確保できるという応力歪緩和効果が得られる。ここで、変態超塑性現象は必ずしも微細化組織である必要がなく、例として挙げた図１に示す組織でも発生する現象である。したがって、本発明による接合層の組織は、Ａｌの応力緩和機構が接合層内で均等、且つ、十分に発揮されるだけでなく、変態超塑性応力歪緩和機能との相乗効果によって接合信頼性の一層の向上を図ることができる。

このようにして形成される本発明の接合層が有する組織は、断面を電子顕微鏡で（ＳＥＭ）で測定したときのＡｌの面積比が１８％を超え７０％未満であることを特徴とする。この面積比は、接合層に含まれるＡｌ含有量を質量％で規定したときの２２質量％以上６８質量％未満の範囲にほぼ対応するものであり、本発明の接合層に含まれるＡｌ量を接合層断面のＳＥＭ測定によって容易に規定できる物理量である。Ａｌの面積比は、接合層を５００倍でＳＥＭ測定を行い、Ａｌ及びＺｎの元素分析をエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）等で行ったＳＥＭ−ＥＤＸ画像について、図１に示すように、Ａｌが黒色に近い濃色として観測されるため、画像を白と黒だけの情報にして二値化処理する画像解析によって求めることができる。

前記被接合材ＡとＢとの組合せは、例えば、半導体素子と金属フレーム、半導体素子とプリント基板、セラミック基板又は金属基板等の実装基板、及び前記実装基板と放熱板等であるが、前記被接合材ＡとＢを個別に特定する必要はない。本発明において接合層構造として着目するのは、前記被接合材Ａ及びＢの両者がＺｎ−Ａｌ共析系合金を介して接合して形成される接合部の接合面である。それに対して、前記被接合材Ａ及びＢのどららか一方だけが前記Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材と接触する接合面は、他方の接合面が拘束されていないため発生応力が相対的に小さくなる。したがって、本発明の接合部は、前記被接合材Ａ及びＢのどちらか小さな面積を有する方の被接合材の接合面内、又はどちらとも同じ面積を有する被接合材の接合面内に存在する接合層に着目する。そして、それらの接合層に含まれるＡｌの含有量及びその結晶組織を規定することが本発明において重要な因子となる。

本発明で利用する変態超塑性応力歪緩和機能は、結晶粒を非常に微細化すると現れる微細結晶粒超塑性（前記特許文献３を参照）とは異なり、応力を加えながら、変態点を通過するような加熱冷却を繰り返すことによって超塑性加工を行うものである。本発明者等が詳細に検討した結果、低応力の効果を有する接合層構造は、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材においてＡｌが２２質量％以上６８質量％未満で発現する変態超塑性応力歪緩和機能を利用することによって従来以上の非常に高い応力緩和効果が得られることが分かった。このような変態超塑性応力歪緩和機能を利用することによって具体的に応力緩和機能を有する接合層を形成した従来例はほとんど見当たらず、Ａｌの含有量の多い接合層構造の形成において特に有効な方法であることは全く認識されていなかった。

本発明の接合層を変態超塑性を利用して形成する方法を、図２に示すＺｎ−Ａｌ共析系合金の平衡状態図を用いて説明する。図２において、斜線で示す領域を囲む高温側の相変態温度（Ｔ_Ｈ）及び低温側の相変態温度（Ｔ_Ｌ）を通過させることにより変態超塑性の効果が得られるが、例として、Ｚｎ−２２％Ａｌを用いて、前記Ｔ_Ｈより高い温度として４５０℃以上［ケース（Ｉ）］又は４５０℃未満［ケース（ＩＩ）］で加熱し、それぞれ半溶融状態の接合層を形成した後、相変態温度（Ｔ_Ｈ及びＴ_Ｌ）を通過させた場合を説明する。また、前記Ｔ_Ｈより高い温度で加熱するものの、接合層は固相状態のままで形成した後、相変態温度（Ｔ_Ｈ及びＴ_Ｌ）を通過させた例をケース（ＩＩＩ）として説明する。

図２において加熱温度を相変態温度（Ｔ_Ｈ）より高い４５０℃とした場合、この温度においてはＡｌは固相であるがＺｎは液相であるため、加圧により、液相Ｚｎは接合部の外部に押し出され、その結果、Ａｌの組成は固相線の２２質量％から増加し、３０質量％をやや超える。図１においてａ１→ｂ１に相当するが、これをケース（Ｉ）とする。

ケース（Ｉ）において、ａｌの組成が３０質量％をやや超える接合層はこのまま冷却することによって、図２においてｃ１で示す相変態温度（Ｔ_Ｈ）を通過する（図においてｂ１→ｃ１）。さらに、冷却が進むと、図２においてｄ１で示す低温側の相変態温度（Ｔ_Ｌ）を通過する（図においてｃ１→ｄ１）。さらに、前記Ｔ_Ｌより低い温度から固相状態で前記Ｔ_Ｈより高い温度に加熱する工程、及び前記Ｔ_Ｈより高い温度から前記Ｔ_Ｌより低い温度に冷却する工程からなる加熱・冷却工程を１回又は２回以上繰り返し、変態超塑性応力歪緩和現象を発現する相変態温度を通過させる操作を行う。このように、相変態温度Ｔ_Ｈ及びＴ_Ｌで加熱冷却が繰り返されるため、応力緩和機能を有する接合層が形成される。

また、図２においてｂ１→ｅ１のように加熱温度を固相線（４５０℃）から液相線の温度まで加熱し、同時に加圧することにより、さらにＺｎが接合層の外部に押し出されて排出され、Ａｌの組成が６０質量％である接合層が形成される（図においてｅ１→ｆ１）。その後、加圧した状態で冷却すれば、前記と同様に、ｃ２で示す変態超塑性点（Ｔ_Ｈ）及びｄ２で示す相変態温度（Ｔ_Ｌ）を通過するため（図においてｆ１→ｃ２→ｄ２）、Ａｌが６０質量％の接合層が形成される。一方、Ａｌが４５質量％の接合層を得る場合は、図２においてｂ１から液相線の温度に到る途中の温度（ｅ２）で加熱加圧を行うことにより（図においてｂ１→ｅ２）、Ａｌの組成が４５質量％となる接合層を形成する（図においてｅ２→ｆ２）。その後、加圧した状態で冷却することによって、前記と同様に、ｃ３で示す変態超塑性点及びｄ３で示す相変態温度を通過するため（図においてｆ２→ｃ３→ｄ３）、そのままＡｌが４５質量％である接合層が形成される。変態超塑性応力歪緩和現象を発現する相変態温度を通過させる操作は、さらに、前記Ｔ_Ｌより低い温度から固相状態で前記Ｔ_Ｈより高い温度に加熱する工程、及び固相状態のままで前記Ｔ_Ｈより高い温度から前記Ｔ_Ｌより低い温度に冷却する工程からなる加熱・冷却工程を１回又は２回以上繰り返す工程を加えてもよい。

本発明の接合層は、前記のケース（Ｉ）以外にも、Ｚｎ−２２％Ａｌを用いて４５０℃よりも低い温度を半溶融温度として使用することにより形成することが可能である。例えば、加熱温度を４３０℃とすれば、加圧により、液相Ｚｎは接合部の外部の押し出され、その結果、Ａｌの組成を固相線の２２質量％から増加させ、２８質量％に高くすることができる。図１においてａ２→ｂ２に相当するが、これをケース（ＩＩ）とする。

ケース（ＩＩ）において、Ａｌの組成が２８質量％である接合層はこのまま冷却することによって、図２においてｃ４で示す高温側の相変態温度（Ｔ_Ｈ）を通過する（図においてｂ２→ｃ４）。さらに、冷却が進むと、図２においてｄ４で示す低温側の相変態温度（Ｔ_Ｌ）を通過する（図においてｃ４→ｄ４）。このように、変態超塑性点に相当する相変態温度Ｔ_Ｈ及びＴ_Ｌを通過させる操作により、応力緩和機能を有する接合層が形成される。さらに、ケース（ＩＩ）においても、前記Ｔ_Ｌより低い温度から固相状態で前記Ｔ_Ｈより高い温度に加熱する工程、及び固相状態のままで前記Ｔ_Ｈより高い温度から前記Ｔ_Ｌより低い温度に冷却する工程からなる加熱・冷却工程を１回又は２回以上繰り返す工程を加えてもよい。

ケース（ＩＩ）は、変態超塑性応力歪現象を利用した本発明の接合層を得るときの接合をケース（Ｉ）より低い温度で行うことができるため、接合工程及び接合装置に対する負荷を低減することが可能となる。ＳｉＣ、ＧａＮ、Ｃ（ダイヤモンド）、Ｇａ_２Ｏ_３等のワイドギャップ半導体素子は従来のシリコン（Ｓｉ）よりも耐熱性を有する半導体素子であるものの、短時間耐熱温度等を考慮すると、接合時の加熱温度は少なくとも６００℃未満が好ましく、より好ましくは５００℃以下であり、特に好ましくは４５０℃以下である。そのため、接合を４５０℃より低温で行いたい場合には、ケース（ＩＩ）の方法に従って、Ａｌの組成が２２質量％以上３０質量％未満である接合層を形成することを行う。

次に、変態超塑性応力歪緩和機能を発現する相変態温度の高温側の温度（Ｔ_Ｈ）より高い温度で加熱するものの、接合層を固相状態で形成し、そのまま変態超塑性応力歪緩和機能を発現する相変態温度を通過させた場合のケース（ＩＩＩ）について説明する。

ケース（ＩＩＩ）は、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材を半溶融状態まで加熱する必要がない。例えば、図２に示すように、Ａｌの含有量が２８質量％、３０質量％、４５質量％及び６０質量％において、それぞれｂ２〜ｃ４、ｂ１〜ｃ１、ｆ２〜ｃ３及びｆ１〜ｃ２の各点間の何れかの温度に加熱して固相状態で接合層を形成した後、冷却しながら、ｃ４、ｃ１、ｃ３及びｃ２で示される相変態温度（Ｔ_Ｈ）及びｄ４、ｄ１、ｄ３及びｄ２で示される相変態温度（Ｔ_Ｌ）を通過させる。前記ケース（Ｉ）及び（ＩＩ）と同様に、さらに、前記Ｔ_Ｌより低い温度から固相状態で前記Ｔ_Ｈより高い温度に加熱する工程、及び固相状態のままで前記Ｔ_Ｈより高い温度から前記Ｔ_Ｌより低い温度に冷却する工程からなる加熱・冷却工程を１回又は２回以上繰り返す工程を追加してもよい。

本発明の接合層は、図２から分かるように、斜線で囲む領域の高温側の相変態温度（Ｔ_Ｈ）より高い温度であれば、半溶融又は固相状態にかかわらず、接合時にいずれの温度を採用しても同じ効果が得られる。そして、変態超塑性応力歪緩和現象を発現する相変態温度としては、具体的に低温側で２７０℃を超え、高温側で３６０℃未満に設定することが好ましい。この温度範囲は、本発明で使用するＺｎ−Ａｌ共析系合金接合においてＡｌが２２質量％以上６８質量％未満の範囲で観測される相変態点として一般的に定義される２７７℃〜３５２℃を含み、温度測定の誤差を考慮した範囲で規定されるものである。

本発明において、変態超塑性応力歪緩和現象を発現する相変態温度を通過させる操作は、接合層を形成した後に前記Ｔ_Ｈより高い温度から室温まで単に冷却するだけの工程でも、変態超塑性応力歪緩和現象を有する組織を接合層内に形成できる。本発明においては、冷却によってＡｌ中に分散するＺｎの結晶粒を小さくした状態に保った状態で、さらに、前記Ｔ_Ｌより低い温度から固相状態で前記Ｔ_Ｈより高い温度に加熱する工程、及び前記Ｔ_Ｈより高い温度から前記Ｔ_Ｌより低い温度に冷却する工程からなる加熱・冷却工程を１回又は２回以上繰り返す工程を加えることが好ましい。それによって、前記Ｔ_Ｈより高い温度から単に徐冷するだけの工程よりも、変態超塑性応力歪緩和現象の発現が顕著になり、接合層に含まれるＡｌによる応力緩衝機能が十分に発揮され、従来と比べて高い応力緩和機構を有する接合部を得ることができる。

前記Ｔ_Ｈより高い温度で半溶融状態又は固相状態の接合層を形成した後に該接合層を冷却する工程を行うときに設定する前記Ｔ_Ｌより低い温度としては、１００℃以下が好ましく、３０℃以下がより好ましい。さらに、前記接合層を冷却する工程だけでなく、前記加熱・冷却工程においても、前記Ｔ_Ｌより低い温度として３０℃以下に設定することが、変態超塑性応力歪緩和現象の発現及び接合コストの低減の点から特に好ましい。

前記Ｔ_Ｈより高い温度から前記Ｔ_Ｌより低い温度への冷却効果は低温域の温度が低いほど大きくなり、接合層内に形成される結晶粒がより小さくなるため、変態超塑性応力歪緩和現象を効果的に発現できるような細かな結晶組織を形成することができる。本発明は、高温→室温の冷却工程において、前記Ｔ_Ｌより低い温度が３０℃以下であれば、急冷効果が高く、低温まで冷却するための方法及び装置等が簡略化できるため実用的である。また、前記加熱・冷却工程の繰返し回数は１回に限定されず２回以上行ってもよい。前記加熱・冷却工程の繰返し回数を２回以上行うときは、何れの繰返しにおいても前記Ｔ_Ｌより低い温度を３０℃以下に設定するのが実用的である。本発明においては、１回の前記加熱・冷却工程で変態超塑性応力歪緩和現象を十分に発現させることが可能であるため、接合方法の簡略化及び接合時間の短縮化の点から、前記加熱・冷却工程は１回であることが好ましい。

また、前記加熱・冷却工程において、前記Ｔ_Ｈより高い温度に再加熱するときの温度は、図２に示すｂ２、ｂ１、ｆ２及びｆ１をそれぞれ結ぶ線より低い温度にすることが必要である。すなわち、接合層を固相状態に維持した状態で加熱するためである。仮に、半溶融状態を示す高温域まで加熱すると、Ａｌ中に分散するＺｎの結晶粒組織が変化するため、好ましくない。なお、変態超塑性応力歪緩和現象を発現する相変態温度を通過させる操作のときに行う前記加熱・冷却工程の具体例は、後程、図３を用いて説明する。

本発明で使用するＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材に含まれるＡｌの含有量は、従来と比べて相対的に多いものであれば任意に選択することができる。具体的にはＡｌが９質量％を超え６８質量％未満であるＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を用いて、Ｚｎが接合層から押し出されて排出される加熱温度及び接合加圧時の圧力を選ぶことによって、接合後の接合層に含まれるＡｌの含有量を２２質量％以上６８質量％未満に調整すればよい。応力緩和機能を発現する程度は、形成された接合層に含まれるＡｌの含有量に応じて決まる。このとき、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材に含まれるＡｌが２２質量％以上６８質量％未満であれば、その組成ですでに変態超塑性応力歪緩和機能を利用した接合を行うことができるため、必ずしも接合時に使用する圧力は高くする必要がなく、より低圧で、場合によっては無圧で接合を行ってもよい。このようにして応力緩和機能を有する接合層を形成することができる。

本発明においてＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材に含まれるＡｌの含有量が９質量％以下であると、接合層に含まれるＡｌ含有量を２２質量％以上に調整するために接合時に使用する圧力を高くする必要があるため、温度制御等の工程管理が煩雑になる。それだけでなく、接合時に溶出するＺｎ量が多くなるため半導体素子の実装面積を小さくすることに制約を受ける等の別の悪影響が生じる場合がある。加えて、接合材から接合層へ調整するときの厚さ変化が大きくなることから、接合層の厚さを設計値に合せて製造することが難しくなる。また、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材を接合材として使用する場合、前記特許文献２及び３に示唆されているように、Ａｌが９質量％以下では微細結晶粒による超塑性現象が有効に発現しない。そのため、後述するように、超塑性現象を利用することによって、より効果的な接合方法を行うことができるという本発明の別の効果を得ることが難しくなる。一方、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材に含まれるＡｌの含有量が６８質量％以上では、図２に示すように、変態超塑性応力歪緩和現象を利用することができない。したがって、本発明においては、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材に含まれるＡｌの含有量が９質量％を超え６８質量％未満であることが好ましい。

本発明で使用するＺｎ−Ａｌ共析系合金は、構成成分としてＡｌ及びＺｎを含むことが必須であるが、融点を下げたり、加工性、高温強度、疲労強度（耐クリープ性）又は応力緩和性を向上させる目的で、それら以外にもＣｕ、Ｍｇ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ａｇ、Ｎｉ、Ｐを微量成分として２質量％未満で添加しても良い。これらの微量成分が２質量％を超えると、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金が脆くなり、本発明の特徴である応力緩和効果が失われる。

本発明においては、後述するように、超塑性現象を利用し、且つ、高温強度や疲労強度（耐クリープ性）を向上させる点を特に着目し、それらの効果に対して最も有効な微量成分として、前記の微量成分の中でもＣｕ及びＭｇの少なくとも何れかの元素を含有することが好ましい。Ｃｕ及びＭｇの含有量は、共析系合金の全重量１００質量部に対してそれぞれ０〜１．５質量％及び０〜０．０５質量％の範囲が好ましい。Ｃｕ及びＭｇの含有量がそれぞれ１．５質量％及び０．０５質量％を超えると、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金が脆くなり、本発明の特徴である応力緩和効果が失われる。

前記Ｚｎ−Ａｌ共析系合金は、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｇｅ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ａｇ、Ｎｉ、Ｐの微量成分、好ましくはＣｕ及びＭｇの少なくとも何れかの元素を微量成分を含有する場合も含めて、所定の合金比率になるように秤量配合し、融点以上の温度で均一に溶解した後、所望の形状を有する鋳型に流し込んだ母合金（インゴット）から得られる。インゴットの製造方法としては、例えば、９９．９質量％以上のＺｎとＡｌ、場合によっては微量添加成分として例えば９９．９質量％以上のＣｕ、Ｍｇを準備し、それらを組成のバラツキがなく、できるだけ均一に混合できるように切断及び粉砕等により細かにしたものを、所定の合金比率になるように秤量し黒鉛製るつぼに入れる。次いで、黒鉛製るつぼに入った各合金成分の混合物を高周波溶解炉等の溶解炉に入れ、酸化を防止するために窒素、アルゴン等の不活性気体を流しながら加熱溶解させ、溶融状態で均一に混合する。十分に溶解したことを確認した後、高周波電源を切り、溶湯を溶解炉から取り出して鋳型に流しこんで、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金のインゴットを製造することができる。必要に応じて、表面傷を除去するために、インゴットの表面部分をスライス盤などで面削しても良い。また、前記微量添加成分として、例えばＣｕ又はＭｇを高純度のＡｌ及びＺｎと混合させるときに、Ｃｕ又はＭｇの代わりに、Ａｌ−Ｃｕ又はＡｌ−Ｍｇの母合金の形で、所定の合金比率になるように秤量配合してから溶解する方法を使用しても良い。

本発明のＺｎ−Ａｌ共析系合金は、溶解によって各合金組成の結晶が均一に近い状態で分布した組織を有するインゴットを接合材として適用しているため、前記特許文献４に開示されているＺｎ／Ａｌ／Ｚｎクラッド材とは異なり、Ａｌ系合金だけからなる層又は大きな塊がＺｎ−Ａｌ合金層と分離して形成されることを抑制することができる。したがって、Ａｌ系合金層とＺｎ−Ａｌ合金層との間で形成される広範囲な界面の存在によって亀裂（クラック）が進展しやすくなるというＺｎ／Ａｌ／Ｚｎクラッド材が有する技術課題を解決することが可能になる。なお、均一溶解によってクラック進展を抑制するという効果は、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金に含まれるＡｌの含有比率が高くなるにつれて徐々に小さくなる傾向にあるが、Ａｌの含有比率が６８質量％未満である本発明の接合層構造においては、クラック進展の抑制に対してある程度の効果が得られることが分かった。

また、本発明の接合層は、前記特許文献５に開示されている複数のＡｌ系相の粒が浮島状に整列した接合層と異なり、小粒径のＡｌ相がランダムに重積した形態を有する組織を有する。さらに、変態超塑性応力歪緩和機能を利用する接合が行われるため、応力緩和性及びクラック進展の抑制に対して従来技術よりも優れた効果を得ることができる。

以上のように、本発明の接合層構造は、Ａｌが２２質量％を超え６８質量％未満で、残部がＺｎ及び２質量％未満の微量金属成分を有する組成からなり、好ましくは２２質量％以上６８質量未満のＡｌ−０〜１．５質量％Ｃｕ−０〜０．０５質量％Ｍｇ−Ｚｎからなる組成である。また、半溶融状態で接合を行うときに、接合温度を４５０℃未満のより低温で行いたい場合には、２２質量％以上３０質量％以下のＡｌ−０〜１．５質量％Ｃｕ−０〜０．０５質量％Ｍｇ−Ｚｎからなる組成となるように接合層の形成を行う。

次に、本発明の接合方法について説明する。本発明の接合方法は、前記で説明したような被接合材ＡとＢとを用いて、両者の間に、Ａｌが９質量％を超え６８質量％未満で、残部がＺｎ及び２質量％未満の前記微量金属を有するＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を介在させ、無圧で又は加圧しながら前記接合材を変態超塑性応力歪緩和機能を発現する相変態温度の高温側の温度（Ｔ_Ｈ）より高い温度に加熱した状態で所望の時間保持する操作を１回又は２回以上繰り返し、前記被接合材ＡとＢとの間に、Ａｌが２２質量％以上６８質量％未満で、残部がＺｎ及び２質量％未満の微量金属成分を有する組成からなる半溶融状態又は固相状態の接合層を形成する。このようにして、Ａｌが２２質量％以上６８％質量％未満で、残部がＺｎ及び２質量％未満の前記微量金属を有する接合層を形成した後に、前記で説明した方法に従って変態超塑性応力歪緩和現象を発現する相変態温度を通過させる操作を行うことが基本的な工程である。この工程において、変態超塑性応力歪緩和現象を発現する温度領域とは、前記で説明したように、低温側が２７０℃を超え、高温側が３６０℃未満である。

本発明の接合層構造を無圧で形成するときは、前記被接合材ＡとＢとの間に、Ａｌが２２質量％を超え６８質量％未満で、残部がＺｎ及び２質量％未満の前記微量金属を有するＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を介在させ、そのままの状態で前記接合材を変態超塑性応力歪緩和機能を発現する相変態温度の高温側の温度（Ｔ_Ｈ）より高い温度に加熱した状態で所望の時間保持する操作を１回又は２回以上繰り返す。このとき、比較的融点の低いラメラ構造のＺｎは溶解しながら、非接合材Ａ及びＢのどちらかの自重により被接合材との接合面から外部へ押し出される。半溶融温度領域に加熱したＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材にかかる圧力は非常に低いため、結果的にＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材の変形が小さく、接合層の厚さの変化も接合前後で小さくなる。

一方、本発明の接合層構造を加圧で形成するときは、Ａｌの含有量が９質量％と低いＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を使用することができる。すなわち、Ａｌが９質量％を超え６８質量％未満（好ましくは６０質量％未満）で、残部がＺｎ及び２質量％未満の前記微量金属を有するＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を用いて、前記で説明したような被接合材Ａ及びＢを用いて、両者の間に介在させたＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を変態超塑性応力歪緩和機能を発現する相変態温度高温側の温度（Ｔ_Ｈ）より高い温度に加熱した状態で所望の時間保持する操作を行うときに、同時に加圧を行う。この工程において、Ａｌの含有量が２２質量％未満の場合は、加熱を半溶融状態となる高温まで行う。半溶融温度領域に加熱する場合は、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材を加圧することによって変形し、比較的融点の低いラメラ構造のＺｎが溶解しながら被接合材との接合面から外部へ押し出され、他方、その半溶融温度領域では溶解しないＡｌは前記接合面の内側に留まる傾向にある。Ｚｎ−Ａｌ共晶は融点がやや低いため、一部が前記接合面の外部へ押し出される場合もあるが、Ａｌ（α相）との相互作用により前記接合面の内部に留まるものが存在する。ここで、半溶融温度領域に加熱した状態で所望の時間保持する操作は１回だけに限定されず、必要に応じて２回以上繰り返しても良い。このようにして、接合層に含まれるＡｌの含有量を２２質量％以上６８質量％未満に調整する。

加圧しながら半溶融温度領域で一定時間保持して形成した後の接合層の厚さは、接合層に含まれるＡｌの含有量に応じて調整を行うが、最初の接合材の厚さに対して４／５〜２／５の範囲に加圧変形させることが実用的である。接合後に形成される接合層の具体的な厚さは、ボイドレス接合、接合信頼性及び熱伝導性の観点から２０μｍ〜３００μｍが実用的である。この接合層の厚さは、前記の無圧の状態で接合層を形成する場合でも同じ範囲にすることが好ましい。接合後の整合層の厚さが２０μ未満ではボイドレス接合が困難であるだけでなく、接合信頼性の低下が顕著になる。また、接合層の厚さが３００μｍを超えると、熱伝導性を向上させるという効果が十分に得られない。本発明の接合層構造は、Ａｌ含有量が比較的多く、接合面の垂直方向において熱伝導性がＺｎより優れるＡｌの含有比率が高くなっているため、従来技術のＺｎ−Ａｌ共析系合金と比べて高い熱伝導性を有することも大きな特徴となっている。この特徴を十分に活かせる接合層の厚さは２００μｍ以下、好ましくは１５０μｍ以下である。

一方、接合層を固相状態で形成するときは、接合材の押出しがほとんどないため、Ａｌ含有量を２２質量％以上６８質量％未満に設定した接合材を使用するが、接合時の加圧によって接合材と被接合材との密着性が向上し、接合材と被接合材との界面で金属元素の相互拡散が生まれ、接合強度の向上という効果を期待できる。このときの接合層の厚さも、２０〜３００μｍが実用的であり、好ましくは２０〜１５０μｍである。

さらに、本発明の接合方法は、変態超塑性応力歪緩和機能に加えて、超塑性現象を利用した工程を含むことが好ましい。すなわち、接合時に接合材を変態超塑性応力歪緩和機能を発現する相変態温度の高温側の温度（Ｔ_Ｈ）より高い温度で加熱し、半溶融状態又は固相状態で無圧又は加圧しながら維持する工程の前に、超塑性流動を利用する工程を採用する。それによって、被接合材との接合界面の酸化膜層の破壊除去等による清浄化を行い、ボイドの発生が少ない接合界面を形成することができる。

Ａｌが９質量％を超え６８質量％以下で、残部がＺｎ及び２質量％未満の前記微量金属成分を有するＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材は、Ａｌの含有量が従来よりも比較的多く、２８０〜４１０℃（α’領域）又は２００〜２７５℃（α＋β領域）の温度領域で１〜３０分加熱し、接合材に微細結晶粒の形成による超塑性現象を発現させることによって優れた加工性を有することが知られている（例えば、前記特許文献３を参照）。しかしながら、この超塑性現象が接合界面の清浄化及び高密着化によるボイドレス接合に対して効果があることは従来の接合技術においてほとんど認識されておらず、本発明の接合層構造を形成する上で鍵となる技術である。したがって、本発明の接合層構造を変態超塑性の利用によって形成する方法は、前記２００〜４１０℃の温度で発現する超塑性現象と組み合わせることによって低応力機能を一層高めた接合層を形成することができる。特に、接合材を固相状態のままで接合層を形成する場合は、前記超塑性現象を利用することによって接合材と被接合材との密着性をより高めることができるため、前記変態超塑性応力歪緩和機構と組合わせることによって、接合強度及び接合信頼性の一層の向上を図ることが可能になるため、本発明では好適である。

本発明の接合層構造を変態超塑性の利用によって形成する方法は、例えば、図３に示すような方法で超塑性現象と組み合わせることができる。図３は、２００〜２７５℃の温度領域の加熱で発現する超塑性現象及び変態超塑性の両者の機能を利用したときの接合法の工程模式図であり、主に接合層形成工程及び加熱・冷却工程から構成される。加熱・冷却工程は変態超塑性の機能を発現させるために１回又は２回以上行うものであり、図３には例として２回までの加熱・冷却工程を示している。図３の上部に示すように、固相状態のＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材１を半導体素子２（被接合材Ａに相当するもの）のメタライズした部分３の面とＣｕ基板／Ｎｉ／Ｃｕめっき膜の構成を有する基板４（被接合材Ｂに相当するもの）のＣｕめっき膜５が形成された面との間に介し、上下両面から加圧しながら２００〜２７５℃で加熱することによって超塑性現象が発現し、前記接合材の変形が容易となる。接合材１は非接合材の接合面に強く押し付けられスクラブされる状態が発生するため、被接合材との接合界面に存在する酸化膜層の破壊除去等による清浄化を行うことができる。加えて、超塑性現象による加工性の付与により、固相状態のＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材は被加工材によって押しつけられるため、清浄面同士の密着性が十分に向上し、ボイドの発生が少ない接合界面を形成することができる。

引き続き加圧を保持しながら、変態超塑性応力歪緩和機能を発現する相変態温度の高温側の温度（Ｔ_Ｈ）より高い温度域、具体的には３６０〜６００℃まで温度を上げて加熱した状態で所定の時間保持することによって、接合材の半溶融又は接合材と被接合材との密着性だけでなく、被接合材と接合材の間で相互拡散が促進される。Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材は、被接合材との相互拡散の促進が通常３５０℃付近の温度から起こるため、前記Ｔ_Ｈより高い温度域（３６０℃以上）では相互拡散層６の形成によって強固な接合界面を形成することができる。本発明において半溶融状態を示す温度域で接合を行う場合は、半溶融温度域としてＺｎ−Ａｌ合金の共晶温度より高い３８０℃を超え、６００℃未満の範囲で接合工程が行われるが、半溶融状態を十分に維持するには４１０℃を超える温度が実用的である。また、固相状態で接合する場合は、図２に示すように、接合材のＡｌ含有量に応じて、３６０℃以上６００℃未満の範囲である。以上のようにして、図３の接合層形成工程を経て、本発明の接合層が形成される。

さらに、図３の下部に示すように、変態超塑性応力歪緩和機能を発現する相変態温度の高温側の温度（Ｔ_Ｈ）より高い温度（Ｔ_Ｈ０）で半溶融状態又は固相状態の接合層を形成し、該接合層を前記変態超塑性応力歪緩和現象を発現する相変態温度の低温側の温度（Ｔ_Ｌ）より低い温度（Ｔ_Ｌ１）まで冷却した後、前記Ｔ_Ｌより低い温度から固相状態で前記Ｔ_Ｈより高い温度（Ｔ_Ｈ１）に加熱する工程、前記Ｔ_Ｈ１から前記Ｔ_Ｌより低い温度（Ｔ_Ｌ２）に冷却する工程からなる加熱・冷却工程（１）により、前記変態超塑性応力歪緩和現象を発現する相変態温度を通過させる操作を行う。さらに、加熱・冷却工程を追加する場合は、前記Ｔ_Ｌ２の温度からＴ_Ｈより高い温度（Ｔ_Ｈ２）に加熱する工程、及び前記Ｔ_Ｈ２から前記Ｔ_Ｌより低い温度（Ｔ_Ｌ３）に冷却する工程からなる加熱・冷却工程（２）の操作を行う。必要に応じて、３回目以降の加熱・冷却工程を追加してもよいが、本発明においては、加熱・冷却工程（１）だけで変態超塑性応力歪緩和機能が十分に得られるため、接合コストの低減のために１回の加熱・冷却工程を行うのが好ましい。

本発明においては、前記で述べたように、図３に示すＴ_Ｌ１が１００℃以下、好ましくは３０℃以下である。さらに、図３に示すＴ_Ｌ２及びＴ_Ｌ３が１００℃以下、好ましくは３０℃以下であれば、変態超塑性応力歪緩和機能の発現効果が高くなる。図３においてＴ_Ｌ１、Ｔ_Ｌ２及びＴ_Ｌ３は、必ずしも同じ温度である必要はなく、１００℃以下、好ましくは３０℃以下の何れかの温度を設定することができる。また、変態超塑性応力歪緩和機能を発現する温度領域の最高温度（Ｔ_Ｈ）より高い温度として設定するＴ_Ｈ１、Ｔ_Ｈ２及びＴ_Ｈ３も、同じ温度である必要はないが、半溶融による結晶組織の変化を抑えるため、接合層が固相状態を維持できる温度に設定する。

本発明の接合層構造を加圧で形成するときに使用する圧力は５０ＭＰａ以下が好ましく、３０Ｍｐａ以下がより好ましい。圧力が５０ＭＰａを超えると、接合材の半溶融温度における加圧によって接合層が薄くなりすぎるため、接合信頼性の向上を図ることが困難になる。加圧するときの圧力を５０ＭＰａ以下、より好ましくは３０ＭＰａ以下に設定することによって、超塑性現象及び変態超塑性の両者の機能を利用した接合層構造を形成することが容易になる。

加圧による接合層形成方法は超塑性現象を利用することによって接合界面の清浄化と密着性向上を図ることができるため、半溶融状態を示す温度域に昇温し、Ａｌが２２質量％以上６８質量％未満で、残部がＺｎ及び２質量％未満の微量金属成分を有する組成からなる接合層を形成した後、変態超塑性応力歪緩和現象を発現する相変態温度Ｔ_Ｈ及びＴ_Ｌを通過させる操作を行うことによってより一層の応力緩和効果を得ることができる。

一方、加圧しない状態で接合層を形成する方法は、前記で述べたように、前記加圧による接合層形成方法と比べてＡｌ含有量が多いＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材、具体的には２２質量％を超え６８質量％未満のＡｌ−０〜１．５質量％Ｃｕ−０〜０．０５質量％Ｍｇ−Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金を接合材として適用するときに利用する接合方法である。この方法は、超塑性現象を発現する２００〜４１０℃の温度域において外部から加圧を行わないため、前記加圧による接合層形成方法と比べて接合界面の清浄化と密着性向上の効果が小さくなる。しかしながら、被接合材Ａ又はＢの自重により、結果的に接合面を低圧で加圧することになるため、接合材を超塑性現象を示す温度域で一定時間保持すれば、接合界面の清浄化と密着性の向上を図ることが可能となる。加えて、Ａｌ含有量の多いＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材は、Ａｌの熱伝導性がＺｎに比べて約２倍あり、熱伝導性に優れるという特徴を有するため、無圧に近い状態でも短時間で接合材全体を半溶融温度領域に加熱することができる。それによって、相対的に融点が低いＺｎ及びＺｎ−Ａｌ共晶の溶融が促進され、接合材の濡れ性を十分に確保できるという効果が得られる。さらに、加圧しない状態で行う接合層形成方法は、前記加圧による接合層形成方法と比べて無圧又は低圧で接合を行うことから、接合装置の簡略化を図る上で好適な接合方法である。

本発明の接合層構造は、耐熱性、接続信頼性及び熱伝導性の要求が強いパワー半導体素子のダイボンディングやパワモジュールに搭載される半導体素子の実装基板への接合及び実装基板への放熱板の接合において形成される接合層として適用することができる。例えば、図４に示すように、Ｃｕ／ＳｉＮ／Ｃｕ構造の金属フレーム上に、接合材としてＺｎ−Ａｌ共析系合金を介して、Ａｌ配線／ＳｉＣ／メタライズの構造を有するＳｉＣ半導体素子を上記の第１又は第２の形成方法によってダイボンディングして形成される本発明の接合層構造を有するＳｉＣ高温パワー半導体等が挙げられる。

それら以外にも、通常の半導体装置のダイボンディング用の接続材料、気密封止を必要とする半導体装置の金属キャップとモジュール基板との接続材料、又はフリップチップを必要とする半導体装置のバンプとして適用したときに形成される接続層としても適用が可能である。例えば、通常の半導体装置としては、半導体素子と該半導体素子を接続するフレームと、一端が外部端子となるリードと、該リードの半導体素子の電極とを接続するワイヤと、前記半導体素子及び前記ワイヤを樹脂封止する封止用レジンとを有し、前記半導体素子と前記フレームがＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を介して上記の第１又は第２の形成方法によって接合して形成される本発明の接合層構造を構成するものである。

以下において、本発明に基づく実施例を具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例によって何ら限定されるものではない。ここでは、本発明の接合層構造を有するパワーデバイスとして、ＳｉＣ高温パワー半導体を搭載した金属フレーム、ダイオード、ＩＧＢＴモジュール及び電力用ＭＯＳトランジスタの例を説明する。

＜実施例１＞
本実施例において、ＳｉＣ半導体素子とＣｕ／ＳｉＮ／Ｃｕ絶縁基板とを、２２質量％Ａｌ−７８質量％Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金の接合材（厚さ２００μｍおよび３００μｍ）を介して接合して得られる実半導体装置の接合部微細構造及び接合信頼性を評価した。本実施例の実半導体装置は図４に示す構成と構造を有し、ＳｉＣ半導体素子のサイズは４．７ｍｍ×４．７ｍｍである。本実施例によるＳｉＣ半導体装置の接合プロセスを図５に示す。また、図５に示す接合プロセスに従って行った接合方法の模式図を図６に示す。

図５に示すように、接合プロセスは、窒素ガス雰囲気中（本実施例においては非酸化性雰囲気であれば良く、窒素の他にも、アルゴン、ヘリウムあるいは水素を含む非酸化性混合ガスを使用することができる。）、１８ＭＰａで加圧しながら２５０℃約２０分間保持した後、加圧した状態で４５０℃まで昇温し、その温度で約２０分間保持してから徐冷を行う。２５０℃の加熱は、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金の超塑性現象を利用することによって接合面の表面清浄化および密着化を促進させるために採用したプロセスである。４５０℃で接合後、図２に示すｆ２の点から冷却を行い、ｃ３（約３５０℃）及びｄ３（２７７℃）の各変態超塑性点を通過させることによって、本実施例による接合層構造を得た。ｆ２からの冷却は、変態超塑性応力歪緩和現象を発現する効果が生まれる結晶組織を形成するだけの時間を確保するため、徐冷で行った。徐冷は室温まで行い、その後の加熱・冷却工程は繰り返さなかった。

図６に示すように、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金系接合材はＺｎ及びＺｎ−Ａｌ合金等が接合面から押し出され、厚さが初期の２００μｍの場合は約１４０μｍと薄くなる。その結果、接合層に含まれるＡｌ含有量が４２質量％（６３原子％）となった。Ａｌ含有量は接合層のＡｌ（α相）の結晶組織の緻密さとして定義されるデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）と相関関係があり、あらかじめ図７に示すような関係曲線が得られているため、ＡｌのＤＡＳ測定結果から求めることができる。本実施例の接合層はＤＡＳの測定結果が０．１６μｍであったため、図７に示す曲線から求めたＡｌ含有量は４２質量％（６３原子％）となる。

デンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）の値は、軽金属協会指定の二次技法により測定した値である。測定方法は、前記被接合材Ａ及びＢの両者がＺｎ−Ａｌ共析系合金を介して接合して形成される接合面を、接合面に対して垂直方向に切り出し、接合面全体を樹脂に埋め込んだ後、観察可能な状態までエメリー紙及びバフ研磨によって鏡面仕上げを行い、エッチングの後、２００〜４００倍程度の光学顕微鏡を用いて組織観察を行う。顕微鏡組織観察して、α−Ａｌ晶［Ａｌ（α相）］の樹枝状晶（デンドライド）の実質的に平行に成長している２次アームの複数本（ｎ本とする、ただしｎは５本以上）を視野に選び、それらのデンドライドアームとほぼ直交するように直線Ｐを引き、ｎ本のデンドライドアームが直線Ｐを横切る距離Ｌｉを、それらのデンドライドアームの本数ｎより１本少ない数、すなわち（ｎ−１）で除し、これをＤＡＳとする。つまり二次デンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）＝Ｌｉ／（ｎ−１）とする。この測定を数視野繰り返した後、平均値をＤＡＳとして求める。

図８に接合後の外観写真を示す。図８から分かるように、接合後はＡｌ−ＺｎハンダがＳｉＣ半導体素子から押し出されて、周辺に溶出していることが分かる。溶出したＡｌ−ＺｎハンダのＺｎ含有量は、初期のＡｌ−Ｚｎ接合材よりも多く含まれていた。図８に示す半導体装置の接合層断面を電子顕微鏡によって測定したＳＥＭ画像を、Ａｌ元素分析（ＳＥＭ−ＥＤＸ）によって画像解析して求めたＡｌの面積比は６０％であった。

このようにして接合が行われたＳｉＣ半導体装置を用いて温度サイクル試験を行い、試験後の接合部を垂直方向に切断し研磨した後の断面をほぼ中央部で観察した断面写真を図９に示す。図９に示す結果は、−４０⇔２００℃の条件で５００サイクルの後、さらに５０⇔３００℃の条件で１０００サイクルを追加して温度サイクル試験を行った後のものである。図９において、（ａ）及び（ｂ）は、それぞれ拡大率を変えて示した断面写真である。

図９に示すように、本実施例の接合層はボイドレスであり、−４０⇔２００℃×５００サイクル＋５０⇔３００℃×１０００サイクルの非常に厳しい条件で行った温度サイクル試験後でもＳｉＣ／Ａｌ−Ｚｎハンダ接合材及びＡｌ−Ｚｎハンダ接合材／Ｃｕ界面の両界面には亀裂が観測されず、変態超塑性を利用したより高い応力緩和機能の発現によって非常に優れた接続信頼性を有することが確認された。また、接合面の濡れ性についても十分に確保されていることが分かる。また、初期の厚さが３００μｍのＡｌ−Ｚｎハンダを用いて接合を行った場合でも、前記２００μｍの場合と同様に優れた接続信頼性の結果が得られた。

＜実施例２＞
前記実施例１の温度サイクル評価試験において使用したものと同じＳｉＣ半導体素子とＣｕ／ＳｉＮ／Ｃｕ絶縁基板を用い、接合材として、２２質量％Ａｌ−７８質量％Ｚｎ系を両者の被接合材の間に介在させて接合を行った。本実施例の接合プロセスは、、窒素ガス雰囲気中、１８ＭＰａで加圧しながら室温から４５０℃まで昇温し、その温度で５〜１０分間保持し接合を行った後、図２に示すｆ２の点から冷却を行い、ｃ３（約３５０℃）及びｄ３（２７７℃）の各相変態温度を通過させることによって、本実施例による接合層構造を得た。本実施例の接合プロセスは、２５０℃約２０分間保持する工程を省略しており、超組成現象を利用しない点で前記実施例１で採用した図５に示す接合プロセスとは異なる。２２質量％Ａｌ−７８質量％Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材は４５０℃の半溶融状態の加熱工程後に、厚さが初期の２００μｍから約１４０μｍと薄くなった。

このようにして形成された接合層はボイドレスであり、Ａｌ（α相）のデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）の測定結果に基づいて、図７に示す関係曲線から求めたＡｌ含有量が、前記実施例１の場合と同じように４２質量％であった。また、接合後に得られた半導体装置の接合層断面を電子顕微鏡によって測定したＳＥＭ画像を、Ａｌ元素分析（ＳＥＭ−ＥＤＸ）によって画像解析して求めたＡｌの面積比は６０％である。接合後の実半導体装置の温度サイクル試験を−４０℃⇔２００℃×５００サイクル＋５０℃⇔３００℃×１０００サイクルの非常に厳しい条件で行い、５００サイクル、８００サイクル及び１０００サイクルの各サイクル終了後の接合部について断面観察して接合信頼性を評価した。その結果、８００サイクル後は、ＳｉＣ／はんだ接合材及びはんだ接合材／Ｃｕ界面の両界面には亀裂が観測されなかったものの、１０００サイクル後においてＳｉＣ／はんだ接合材の接合界面に両端縁から進展した微小な亀裂の存在が観測された。

本実施例による接合層において温度サイクルで評価した半導体装置の接続信頼性が前記実施例１による接合層と比べてやや低下した理由を次の実施例３で説明する。

＜実施例３＞
本発明の接合層構造によって得られる接合部のせん断強度について基礎的な実験を行った。接合材として溶解鋳造して得られた２２質量％Ａｌ−７８質量％Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金を用い、図３に示す接合層形成工程に従って接合部せん断強度測定用の試料を作製した。この実験では、図４に示す半導体素子２を使用する代わりにＣｕ基板／Ｎｉ／Ｃｕめっき膜からなる被接合材４を２枚使用した。厚さ６０μｍのＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を前記Ｃｕ基板／Ｎｉ／Ｃｕめっき膜からなる２枚の被接合材の間に介して、窒素ガス雰囲気中で加圧しながら２５０℃１０分間保持した後、その状態で半溶融状態を示す温度である３９０℃まで昇温し、同じ３９０℃の温度で５分間保持してから室温まで徐冷した。加圧は、５ＭＰａ、１０ＭＰａ及び２４ＭＰａの３条件でそれぞれ条件を変えて行った。

Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材は、加圧しながら３９０℃で５分間保持することによって４００℃以下の融点を有するＺｎ−Ａｌ合金等が接合面から押し出されて変形し、加圧条件５ＭＰａ、１０ＭＰａ及び２４ＭＰａにおいて厚さが６０μｍから、それぞれ５５μｍ、５４μｍ及び５２μｍと薄くなった。接合後の接合層についてＡｌ（α相）のデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）を測定した結果、加圧条件５ＭＰａ、１０ＭＰａ及び２４ＭＰａにおいて、ＤＡＳの値はそれぞれ０．２２μｍ、０．２１μｍ及び０．２０μｍであった。これらＤＡＳの値から図７に示す曲線を用いて接合層に含まれるＡｌ含有量を求めると、Ａｌ含有量は３０〜３４質量％となる。

本実施例においては、２２質量％Ａｌ−７８質量％Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金を用いて、超塑性現象が起きない条件でも同様の接合実験を行った。すなわち、前記Ｃｕ基板／Ｎｉ／Ｃｕめっき膜からなる２枚の被接合材の間に介した前記Ｚｎ−Ａｌ共析系合金を、２４ＭＰａで加圧しながら室温から２５０℃１０分間の加熱工程を経由しないで、そのまま３９０℃まで昇温し、３９０℃の温度で５分間保持した後、室温まで徐冷した。接合後の接合層に含まれるＡｌのＤＡＳ測定値は０．２１μｍであった。

＜参考例１＞
参考として、本実施例のＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材の代わりに、従来の高温鉛はんだ（Ｐｂ−Ｓｎ−Ａｇ）を用いて従来の接合方法にしたがって接合層を形成した。

このようにして得られた実施例３及び参考例１の接合部について測定したせん断強度の加熱温度依存性の結果を図１０に示す。図中のせん断強度は、測定個数ｎ＝４としたときの平均値である。図１０に示すように、本発明のＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材は、従来の高温鉛はんだと比べて接合強度が非常に高い接合層を形成することができ、２５０℃以上の高温においても大きなせん断強度を有し、優れた高温接合強度を有することが分かった。一方、本発明のＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材による接合層であっても超塑性現象を利用しない場合は、せん断強度が従来の高温鉛はんだ（参考例１）と比べてやや向上するものの、その効果は小さい。このように、従来のＺｎ−Ａｌ合金と比べて相対的にＡｌ含有量が多い本発明のＺｎ−Ａｌ共析系合金を接合材として使用する場合は、接合面の表面洗浄化及び密着化の効果を得るために、超塑性現象を利用することが好ましいことが分かった。

図１０に示すように、本実施例においては、加圧条件を５ＭＰａ、１０ＭＰａ及び２４ＭＰａと変えてもせん断強度の変化が小さく、接合時に印加する圧力は接合強度に対して顕著な影響を与えない。このように、接合層の接続強度に影響を与える因子は、接合プロセスで使用する圧力よりも、超塑性現象の利用の有無の方が重要であると考えられる。したがって、本発明の接合層構造を有する半導体装置の接続信頼性をさらに向上させるためには、２１０〜４１０℃で発現する超塑性現象を利用することが有効である。

＜実施例４＞
２２質量％Ａｌ−Ｚｎ共析系合金接合材（厚さ１５０μｍ）を用い、半導体装置として前記実施例１と同じ構成を有するＳｉＣ半導体素子とＣｕの回路を形成したＳｉＮ基板とを用いて、図３に示す接合プロセスに従って行った。まず２５０℃に加熱して前記接合材に超塑性現象を発現させ、接合界面の清浄化を行った後、前記接合材の半溶融領域の４３０℃に加熱して接合し、３０℃以下の室温まで急冷を行った。さらに、加熱・冷却工程を１回だけ行い、それ以上は繰り返さなかった。加熱・冷却工程（１）として採用したＴ_Ｌ１→Ｔ_Ｈ１→Ｔ_Ｌ２の条件は、室温→３７０℃→室温である。加圧力は１０ＭＰａとし、加圧は加熱・冷却工程（１）の工程が終了するまで行い、 そのときの雰囲気はアルゴン＋３％水素とした。

接合した後に形成された接合層は、Ａｌ含有量がＤＡＳの測定結果から２８質量％であった。また、接合後に得られた半導体装置の接合層断面を電子顕微鏡によって測定したＳＥＭ画像を、Ａｌ元素分析（ＳＥＭ−ＥＤＸ）によって画像解析して求めたＡｌの面積比は４５％であった。

このようにして接合を行ったＳｉＣ／Ａｌ−Ｚｎ／ＳｉＮモジュールの信頼性試験を以下の条件下で行った。−４０℃〜２００℃で５００回、その後５０℃〜３００℃で１０００回の条件で温度サイクル試験を行い、断面構造を光学顕微鏡およびＳＥＭで観察した。その結果、接合部にはハンダおよびＳｉＣのいずれにもクラックは発生せず、モジュールは高い信頼性を示すことが判明した。

本実施例の接合層は、半溶融状態を示す温度が４３０℃と前記実施例１の場合の４５０℃よりも低い温度で接合することによって形成できるとともに、半導体装置の接続信頼性を大幅に向上することができる。したがって、半溶融状態で接合温度を４５０℃より低温で行いたい場合には、Ａｌの組成が２２質量％以上３０質量％未満である接合層の形成を行うことができる。

また、前記加熱・冷却工程（１）を行わないで、４３０℃から３０℃以下の室温に徐冷して作製したＳｉＣ／Ａｌ−Ｚｎ／ＳｉＮモジュール（Ｒｅｆ）を作製し、本実施例４で作製したＳｉＣ／Ａｌ−Ｚｎ／ＳｉＮモジュールと接合信頼性を対比すると、−４０℃〜２００℃で５００回＋５０℃〜３００℃で１０００回の条件による温度サイクル試験では両者とも優れた信頼性を有するが、例えば、−４０℃〜２００℃で５００回＋５０℃〜３００℃で２０００回のより厳しい条件では、前記モジュール（Ｒｅｆ）においてＳｉＣ／はんだ接合材の接合界面に両端縁から進展した微小な亀裂の存在が観測されたのに対し、本実施例４のモジュールは接合界面にクラックの発生が全く観測されなかった。本実施例４のモジュールは、４３０℃で接合層を形成し、急冷後に加熱・冷却工程を１回加えており、この加熱・冷却工程を採用することによって接合信頼性の大幅な向上が図れたものと考えられる。

＜実施例５＞
４５質量％Ａｌ−Ｚｎ共析系合金接合材（厚さ１４０μｍ）を用い、半導体装置として前記実施例１と同じ構成を有するＳｉＣ半導体素子とＣｕの回路を形成したＳｉＮ基板とを用いて、図３に示す接合プロセスに従って無圧の状態で接合を行った。まず２５０℃に加熱して前記接合材に超塑性現象を発現させ、接合界面の清浄化を行った後、図２においてｆ２〜ｃ３の間の温度である４２０℃に加熱し、その温度で約２０分間保持して固相状態で前記接合材の接合を行い、次いで３０℃以下の室温まで急冷を行った。さらに、加熱・冷却工程を１回だけ行い、それ以上は繰り返さなかった。加熱・冷却工程（１）として採用したＴ_Ｌ１→Ｔ_Ｈ１→Ｔ_Ｌ２の条件は、室温→３８０℃→室温である。加圧力は２０ＭＰａとし、加圧は加熱・冷却工程（１）の工程が終了するまで行い、 そのときの雰囲気はアルゴン＋３％水素とした。

接合した後に形成された接合層は、接合面から押し出された接合材の量がわずかであり、Ａｌ含有量が４５〜４６質量％であることをＤＡＳの測定結果から確認した。また、接合後に得られた半導体装置の接合層断面を電子顕微鏡によって測定したＳＥＭ画像を、Ａｌ元素分析（ＳＥＭ−ＥＤＸ）によって画像解析して求めたＡｌの面積比は６５％であった。

このようにして接合を行ったＳｉＣ／Ａｌ−Ｚｎ／ＳｉＮモジュールの信頼性試験を以下の条件下で行った。−４０℃〜２００℃で５００回、その後５０℃〜３００℃で１０００回の条件で温度サイクル試験を行い、断面構造を光学顕微鏡およびＳＥＭで観察した。その結果、接合部にはハンダおよびＳｉＣのいずれにもクラックは発生せず、モジュールは高い信頼性を示すことが判明した。

＜参考例２＞
本発明の接合層構造は、変態超塑性応力歪緩和機能を利用することが大きな特徴であるが、その効果を明確にするため、前記実施例１と同じＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を用いて、変態超塑性応力歪緩和機能を利用しないで接合を行ったときの半導体装置の接続信頼性を評価した。

前記実施例１と同じように、ＳｉＣ半導体素子（サイズ：４．７ｍｍ×４．７ｍｍ）とＣｕ／ＳｉＮ／Ｃｕ絶縁基板とを、２２質量％Ａｌ−７８質量％Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金の接合材（厚さ２００μｍ）を介して接合した。本参考例によるＳｉＣ半導体装置の接合プロセスは、窒素ガス雰囲気中、１８ＭＰａで加圧しながら２５０℃約２０分間保持した後、加圧した状態で４５０℃まで昇温し、その温度で約２０分間保持し均一相とした後に急冷し、一気に室温まで温度を下げることによって（α＋α’の二相分離を生じさせるようにした。本参考例の接合プロセスは、４５０℃の加熱から室温まで急冷させることにより、実質的にｃ３（約３５０℃）及びｄ３（２７７℃）の各相変態温度を通過させる工程が省略されたことと同じであり、変態超塑性応力歪緩和機能を利用しないという点で、図５に示す実施例１の接合プロセスとは異なる。

形成された接合層は、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金系接合材の厚さが初期の２００μｍから約１４０μｍと薄くなり、接合層に含まれるＡｌ含有量をＤＡＳの測定結果から求めると、前記実施例１と同じように４２質量％（６３原子％）となった。また、接合後に得られた半導体装置の接合層断面を電子顕微鏡によって測定したＳＥＭ画像を、Ａｌ元素分析（ＳＥＭ−ＥＤＸ）によって画像解析して求めたＡｌの面積比は６０％であった。

このようにして接合が行われたＳｉＣ半導体装置を用いて、−４０⇔２００℃の条件で５００サイクルの後、さらに５０⇔３００℃の条件で５００サイクル、８００サイクル、１０００サイクルの温度サイクル試験を行い、試験後の接合部を垂直方向に切断し研磨した後の断面をほぼ中央部で観察した。その結果、温度サイクル試験後の接合層はボイドレスであり、５００サイクル後は、ＳｉＣ／はんだ接合材及びはんだ接合材／Ｃｕ界面の両界面には亀裂が観測されなかったものの、８００サイクル後においてＳｉＣ／はんだ接合材の接合界面に両端縁から進展した微小な亀裂の存在が観測された。さらに、１０００サイクル後では大きな亀裂に進展することが分かった。

なお、本参考例による接合層は、従来の高温鉛はんだやＰｂ−Ｓｎ−Ａｇはんだを用いて従来の接合方法に従って形成する接合層構造と比べて、優れた接続信頼性を有することは確認されているが、上記で説明したように前記実施例１〜５の接合層と比べると接続信頼性の低下がみられる。このように、本発明の接合層は、変態超塑性応力歪緩和機能を利用することによって、高い応力緩和効果が十分に得られ、接合信頼性の一層の向上を図ることができたものと容易に理解できる。

＜実施例６＞
図１１は本発明のＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を使用したダイオードを示す。図において、７は底部が閉鎖され上端が開放された例えば銅製の円筒状ヒートシンク、８はダイオード機能を備えたシリコンチップ、９は銅−インバー（鉄ニッケル合金）−銅からなる緩衝板、１０は円板部１０ａと円板部から垂直に伸びるリード１０ｂとからなるリード電極で、円筒状ヒートシンク７の底部上にＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材１１を介して緩衝板９が、その上にＺｎ−Ａｌ系合金接合材１２を介してシリコンチップ８が、その上にＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材１３を介してリード電極４の円板部４ａが、それぞれ接合されている。シリコンチップ８、緩衝板９及び円板部１０ａのＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材と接する面にはＮｉ−Ｐめっき膜を形成している。Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材１１、１２，１３としては、２２質量％Ａｌ−７８質量％Ｚｎ系からなる合金を用い、前記実施例１又は４に示す接合プロセスに従って、円筒状ヒートシンク１と、緩衝板９と、シリコンチップ８と、リード電極１０の円板部１０ａとの接合を行う。また、図１１に示す１４は円筒状ヒートシンク１内に充填したシリコンゴムである。かかる構成のダイオードは所定数の貫通孔を有する冷却フィンの貫通孔に圧入されて自動車用整流装置に使用される。この種整流装置はエンジンルームに配置され、熱的及び機械的に過酷な環境で使用されることから、高温でかつ機械的強度の高い接合材が要求されている。本発明のＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材による接合層構造を有することにより、２５０℃以上の高温に耐え、延性と強度を有する接合部を実現できる。この実施例ではシリコンチップを使用した場合を説明したが、シリコンチップの代わりに炭化珪素（ＳｉＣ）チップを使用することが出来る。炭化珪素チップは５００℃でも安定した特性を保持できることから、接合材が固液共有状態に相変態する温度近くまで使用可能な高温ダイオードを実現できる。

＜実施例７＞
図１２、図１３及び図１４は本発明Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材を用いた３００Ａ級ＩＧＢＴモジュールの平面図及び断面図を示したものである。
図１２は本発明の一実施例であり、１個の３００Ａ級モジュール単位の平面図を示したものである。また、図１３は図１２のＡ−Ａに沿う断面図、図１４は図１２のＢ−Ｂ線に沿う断面図である。図において、１０１は放熱板及び支持板として機能する金属基板、１０２は金属基板１０１上に２枚並べて、２２質量％Ａｌ−７８質量％Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金接合層１０３を介して、前記実施例１又は４に示す接合プロセスに従って接合固着された例えばＡｌＮからなるセラミックス基板、１０４は各セラミックス基板１０２上に形成した例えばＮｉ／Ｃｕからなる回路層で、回路層１０４は分離された異なる形状を有する３個の部分、即ち、Ｔ字型のコレクタ共通電極となる第１の部分１０４ａ、エミッタ電極となる片状の第２の部分１０４ｂ、ゲート電極となる片状の第３の部分１０４ｃからなり、第１の部分１０４ａが中央部に、第１の部分１０４ａの脚部一側に第２の部分１０４ｂが、他方側に第３の部分１０４ｃが配置されている。第２の部分１０４ｂ及び第３の部分１０４ｃはＮｉ層上にＡｌ層１０５が形成されている。１０６はそのアノード側が回路層１０４の第１の部分１０４ａの脚部上に３個並べて、２２質量％Ａｌ−７８質量％Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金接合層１０７を介して、前記実施例１又は４に示す接合プロセスに従って接合されたＩＧＢＴチップ、１０８はそのカソード側が第１の部分１０４ａの上辺部上に、２２質量％Ａｌ−７８質量％Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金接合層１０９を介して、前記実施例１又は４に示す接合プロセスに従って接合されたダイオードチップ、１１０はＩＧＢＴチップ１０６のエミッタ層上に形成したＡｌを主成分とする金属層１１１と第２の部分１０４ｂ上のＡｌ層１０５とを超音波ボンディングによって接続した直径５００μｍＡｌ−０．１〜１質量％Ｘ（Ｃｕ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ｌｉ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｈｆから選ばれた少なくとも一種類の金属）ボンディングワイヤ、１１２はＩＧＢＴチップ１０５のゲート層上に形成したＡｌを主成分とする金属層１１３と第３の部分１０４ｃ上のＡｌ層１０５とを超音波ボンディングによって接続した直径５００μｍＡｌ−０．１〜１質量％Ｘ（同上）ボンディングワイヤ、１１４はダイオードチップ１０８のアノード層上に形成したＡｌを主成分とする金属層１１５と第２の部分１０４ｂ上のＡｌ層１０５とを超音波ボンディングによって接続したＡｌ−０．１〜１質量％Ｘ（同上）ボンディングワイヤである。これによって、１枚のセラミックス基板１０２上に３個の並列接続されたＩＧＢＴチップ１０６と１個のダイオードチップ１０８とが逆並列接続された回路要素が形成され、１枚の金属基板１０１上に２個の回路要素が形成される。インバータを構成する場合には、１枚の金属基板１０１上の２個の回路要素を直列接続し、これを３個並列接続して、各回路要素の接続点を交流出力端子に、並列接続点を直流入力端子にすればよい。電流容量を増やすときはＩＧＢＴチップ１０６及びダイオードチップ１０８の並列接続数を増やし、高電圧化するときはＩＧＢＴチップ１０６及びダイオードチップ１０８の直列接続数を増やせばよい。

＜実施例８＞
図１５は本発明のＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材から形成される接合層構造を有する電力用ＭＯＳトランジスタを示す概略断面図である。図において、２１は放熱板及び支持板として機能する金属基板、２２は金属基板２１上に、２２質量％Ａｌ−７８質量％Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金接合層２３により、前記実施例４に示す接合プロセスに従って接合固着された例えばＡｌＮからなるセラミックス基板、２４はセラミックス基板２２上に、２２質量％Ａｌ−７８質量％Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金接合層２５により、前記実施例１又は４に示す接合プロセスに従って接合固着された電力用ＭＯＳトランジスタ基体、２６、２７及び２８は電力用ＭＯＳトランジスタ基体のアノード領域、カソード領域及びゲート領域に設けられたアルミニウムからなるアノード電極、カソード電極及びゲート電極である。ゲート電極２８は当然のことながら絶縁層２９を介してゲート領域上に設けられている。３０及び３１はカソード電極２７及びゲート電極２８に、２２質量％Ａｌ−７８質量％Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金接合層３２及び３３により、前記実施例１又は４に示す接合プロセスに従って接合固着されたカソード外部電極及びゲート外部電極である。これらカソード外部電極３０及びゲート外部電極３１は間に、例えば樹脂を充填して一体構造にしてもよい。この実施例の特徴は、カソード電極２７及びゲート電極２８とカソード外部電極３０及びゲート外部電極３１をボンディングワイヤを使用せずに直接接合している点にある。この実施例におけるＭＯＳトランジスタ基体２４はシリコン及び炭化珪素を使用することが出来る。炭化珪素基体を使用する場合には炭化珪素が５００℃でも安定した特性を保持できることから、接合材が固液共有状態に相変態する温度近くまで使用可能な高温ＭＯＳトランジスタを実現できる。

本発明のＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材から形成される接合層構造はＩＧＢＴモジュールに限らず一般のパワーモジュール、ダイオードモジュールなどにも適用することができる。

以上のように、本発明の接合層構造は応力緩衝機能を有するＡｌの存在量が増えるだけでなく、Ａｌ−Ｚｎ共析系合金の変態超塑性応力歪緩和効果を利用した接合方法によってＡｌ中にＺｎが片状、棒状及び樹枝状の少なくとも何れかの形状で均一に分散した組織が形成されるため、高い応力緩和効果が接合層内で十分に得られ、接合信頼性の一層の向上を図ることができる。さらに、接合層に含まれるＡｌが従来と比べて多いため、熱伝導性も向上させることができる。また、本発明で使用するＺｎ−Ａｌ共析系合金が有する超塑性現象を利用することによって、接合界面の濡れ性が確保されるとともに応力緩和効果が得られるため、高温の接合強度及び接合信頼性が大幅に向上し、長寿命の接合部形成を実現できる。したがって、本発明の接合層構造によってＳｉＣ又はＧａＮ、Ｃ（ダイヤモンド）及びＧａ_２Ｏ_３等のワイドギャップ半導体素子を実装した半導体装置は、パワーデバイス又はパワーエレクトロニクス製品等で求められる耐熱性の要求に答えることができ、２００℃以上、特に２５０℃以上の高温使用環境において長期間の使用に耐えることが可能になる。本発明の勢接続構造は、一般のパワーモジュール、ダイオードモジュールなどの他の半導体装置にも適用することができ、その有用性は極めて高い。

１・・・Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材、２・・・半導体素子、３・・・メタライズ部分、４・・・Ｃｕ基板、５・・・Ｃｕめっき膜、６・・・相互拡散層、７・・・円筒状ヒートシンク、８・・・シリコンチップ、９・・・緩衝板、１０・・・リード電極、１１，１２，１３・・・Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材、１４・・・シリコーンゴム。

Claims (15)

1. 被接合材ＡとＢとを合金接合材によって接合し形成される接合層の構造であって、
   前記合金接合材がＺｎ−Ａｌ共析系合金であり、且つ、
   前記被接合材Ａ及びＢと前記合金接合材との接合部は、Ａｌが２２質量％以上６８質量％未満で、残部がＺｎ及び２質量％未満の微量金属成分を有する組成からなり、変態超塑性応力歪緩和機能を発現する相変態温度を通過させることによって形成される、Ａｌ中にＺｎが片状、棒状及び樹枝状の少なくとも何れかの形状で分散した組織を有することを特徴とする合金接合材による接合層構造。
2. 前記接合層が有する組織において、断面を電子顕微鏡を用いて５００倍で観測したときのＡｌの面積比が１８％を超え７０％未満であることを特徴とする請求項１に記載の合金接合材による接合層構造。
3. 前記接合層が、２２質量％以上６８質量％未満のＡｌ−０〜１．５質量％Ｃｕ−０〜０．０５質量％Ｍｇ−Ｚｎ系からなる組成であることを特徴とする請求項１又は２に記載の合金接合材による接合層構造。
4. 被接合材ＡとＢとの間に、Ａｌ−Ｚｎ共析系合金接合材を介在させ、加圧又は加圧しない状態で前記接合材を、変態超塑性応力歪緩和機能を発現する相変態温度の高温側の温度（Ｔ_Ｈ）より高い温度で加熱し、Ａｌが２２質量％以上６８質量％未満で、残部がＺｎ及び２質量％未満の微量金属成分を有する組成からなる半溶融状態又は固相状態の接合層を形成した後、前記相変態温度を通過させる操作を行うことを特徴とする合金接合材による接合方法。
5. 前記Ｔ_Ｈより高い温度で半溶融状態又は固相状態の接合層を形成し、前記相変態温度の低温側の温度（Ｔ_Ｌ）より低い温度に冷却した後、
   前記Ｔ_Ｌより低い温度から固相状態で前記Ｔ_Ｈより高い温度に加熱する工程、及び前記Ｔ_Ｈより高い温度から前記Ｔ_Ｌより低い温度に冷却する工程からなる加熱・冷却工程を１回又は２回以上繰り返すことにより、前記相変態温度を通過させる操作を行うことを特徴とする請求項４に記載の合金接合材による接合方法。
6. 前記Ｔ_Ｈより高い温度で半溶融状態又は固相状態の接合層を形成し、前記Ｔ_Ｌより低い温度として３０℃以下に冷却した後、前記加熱・冷却工程を１回又は２回以上繰り返すことを特徴とする請求項５の記載の合金接合材による接合方法。
7. 前記変態超塑性応力歪緩和現象を発現する温度が２７０℃を超え３６０℃未満であることを特徴とする請求項４〜６の何れかに記載の合金接合材による接合方法。
8. 前記接合層が２２質量％以上６８質量％未満のＡｌ−０〜１．５質量％Ｃｕ−０〜０．０５質量％Ｍｇ−Ｚｎ系からなる組成であることを特徴とする請求項４〜７の何れかに記載の合金接合材による合金接合材による接合方法。
9. 前記被接合材ＡとＢとの間に介在させた接合材を前記Ｔ_Ｈより高い温度に加熱した状態で所望の時間保持する操作の前に、超塑性現象を発現する温度領域に加熱した状態で所望の時間保持する操作を行うことを特徴とする請求項４〜８の何れかに記載の合金接合材による接合方法。
10. 前記超塑性現象を発現する温度が２００〜４１０℃であることを特徴とする請求項９に記載の合金接合材による接合方法。
11. 請求項４〜１０の何れかに記載の接合方法であって、前記被接合材ＡとＢとの間に、Ａｌが９質量％を超え６８質量％未満で、残部がＺｎ及び２質量％未満の微量金属成分を有するＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を介在させ、加圧又は無圧の状態で前記接合材を前記Ｔ_Ｈより高い温度に加熱し、前記被接合材ＡとＢとの間に、Ａｌが２２質量％以上６８質量％未満で、残部がＺｎ及び２質量％未満の微量金属成分を有する組成からなる半溶融状態又は固相状態の接合層を形成することを特徴とする合金接合材による接合方法。
12. 半導体基体、該半導体基体に直接又はセラミック基板を介して接合層によって接合された金属基板を備え、前記接合層が請求項１〜３の何れかに記載の構造を有することを特徴とする半導体装置。
13. 前記半導体基体がワイドギャップ半導体であることを特徴とする請求項１２に記載の半導体装置。
14. 半導体基体、該半導体基体に直接又はセラミック基板を介して接合層によって接合された金属基板を備え、前記接合層の構造が請求項４〜１１の何れかに記載の接合方法によって形成されることを特徴とする半導体装置の製造方法。
15. 前記半導体基体がワイドギャップ半導体であることを特徴とする請求項１４に記載の半導体装置の製造方法。

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