JP2019520220A - 二元系において接合部を形成する方法及びその接合部 - Google Patents

Abstract

本発明は、２つの固体物体を接合して一体化する接合部の形成方法、及びその方法により作製された接合部に関し、ここで、接合部は、熱処理時に接合部の接合層全体にわたり延在する多孔性コヒーレント連続単一固溶体相を形成する二元系の層により形成される。

Description

本発明は、２つの固体部品を接合して一体化する接合部の形成方法及びその方法により作製された接合部に関する。本発明は、特に金属部品を接合するための接合技術として及び電子パッケージングの目的で、構造部品及び／又は電子部品を接合するのに適している。

材料又は部品の接合は、何千年も前に端を発した古代技術である。より最近では、金属の接合は、極めて重要な技術になった。

現在使用される金属部品の最先端接合技術のいくつかは、複合電子システムのアセンブリー（接合ということが多い）の範囲内である。典型的な用途の例としては、例えば、ウエハ又は他の基材（典型的にはセラミック又はガラスから作製されたもの）上のワイドバンドギャップ半導体デバイス（例えば、ＳｉＣ、ＧａＮ、ＧａＡｓ、ＡｌＮから作製されたトランジスター又はダイオード）、マイクロメカニカルシステム（ＭＥＭＳ）、マイクロデバイス、マイクロ構造体、キャパシター、レジスター、インダクターなどの電子部品と、ＩＣ（例えば、Ｓｉ又はＳｉＣに基づくもの）との接合が挙げられる。他の用途としては、熱電ジェネレーター（ＴＥＧ）の接合、封止時のハーメチックシールの形成、又は構造部品の接合が挙げられる。接合としては、エレクトロニクスパッケージング領域内の相互接続、ダイアタッチなどの形成が挙げられる。かかる技術としては、半田付け、ろう付け、溶接、接触溶融、熱圧着、超音波、固液相互拡散（ＳＬＩＤ）／遷移的液相（ＴＬＰ）、及び焼結が挙げられる。

部品の接合は、２つのカテゴリー、すなわち、（１）異なる材料を利用する技術及び（２）１種の単一材料を使用する技術に分類され得る。

異なる材料を接合に利用する技術は、典型的には、材料成分間の相互拡散を必要とする。相互拡散は、半田付け、ろう付け、溶接、並びに固液相互拡散（ＳＬＩＤ）接合及び遷移的液相（ＴＬＰ）接合をはじめとする多く接合技術で使用される。

１種の単一材料を接合に使用する技術は、典型的には、高温、高圧、高真空、高品質な接合表面などの要求の厳しいプロセスパラメーターを必要とする。従って、ＭＥＭＳが高圧に容易に適合できないおそれがあるか、半導体材料が高温に適合しないおそれがあるか、又はより大きな部品が表面仕上げ要件を満たす努力を課すことから、１種の単一材料を使用する接合技術は、電子デバイスに適さないことが多い。そのほか、高真空レベル及びサンプル表面調製は、パッケージングプロセスのコストを有意に増加させる。

先行技術
半田付けは、エレクトロニクスで最も一般的な接合技術である。その主成分はフィラー材である。それは半田と呼ばれ、典型的には三相を有する二元金属系である［１］。半田組成は、通常、プロセス温度を低下させる共晶点近傍にある。半田は、接合される２つの表面間に配置される。半田は、両方の接合表面を溶融して湿潤させるまで加熱される。逐次冷却により、半田は凝固して固体接合部を形成する。ときには、共晶組成から少し外れた合金組成でオフ共晶半田付けが使用される。半田プロセスは、リフロープロセスに付すときに同一基本温度（典型的には共晶温度）で溶融することにより特徴付けられる。いくつかの半田付け材料系は金属間化合物（ＩＭＣ）を形成する。

ろう付けは、その特徴が半田付けに類似しているが、上昇させたプロセス温度、典型的には４００〜４５０℃超で行われる。

溶接は、他の非常に一般的な接合技術である。溶接には、抵抗溶接、アーク溶接、ガス溶接、レーザー溶接などの多くの異なる形態が存在する。それらはすべて、接合界面を少なくとも１つの部品の融点超に加熱するという共通点を有する。次いで、表面をプレスし一体化して冷却すると溶融物が凝固して固体接合部が形成される［１］。溶接は、典型的には、その高いプロセス温度及び近一元金属接合部により特徴付けられる。

接触溶融又は拡散接合は、熱圧着接合及び溶接に類似した他の技術である。それは、プレスして一体化される材料組成の異なる２つの部品を含む。一方の部品は、典型的には、固溶体形態の二元金属である［１］。次いで、固体相互拡散により２つの隣接する表面間に固溶体を含む接合が形成される。このプロセスは、通常、長時間を要し且つ高温で行われる。

熱圧着及び超音波接合では、熱のエネルギー又は熱と超音波のエネルギーを接合表面に移動させつつ、類似の組成を有する２つの部品をプレスして一体化する。これにより接合表面間の相互拡散プロセスが加速され、使用材料の融点よりも有意に低い温度で固体接合部が形成される。原理的には、それは、接合の開始に必要なエネルギーが熱だけでなく熱と圧力と振動との組合せにより供給される本溶接に類似している。

焼結は、小さな金属粒子が同一又は類似の材料の接合表面に配置される他の方法である。加えられた圧力及び熱により、固体接合部を形成する固体状態拡散プロセスが駆動される。この技術は、例えば溶接と比較して、高圧且つ比較的低い温度で均一ではあるが多孔性のジオメトリーを有する一元金属接合部を形成することにより分類される。

固液相互拡散（ＳＬＩＤ）及び遷移的液相（ＴＬＰ）は、金属接合部を形成するより洗練された技術である［２］。第１及び第２の金属の二元金属系が使用され、第１及び第２の金属は異なる融点を有する。接合は、第２の金属の少なくとも１つの層に接触するように作製された第１の金属の少なくとも１つの層のサンドイッチ構造を形成することと、低融点金属が融解して液体状態になるまでサンドイッチ構造を加熱することと、により得られる。次いで、他方の金属が固相状態で残留するように温度を安定させる。液体金属は、サンドイッチ構造の接合表面を湿潤し、２つの金属相間での比較的急速な相互拡散を可能にする。相互拡散は、材料系の溶質及び溶媒の相対濃度のシフトを引き起こす。最終的には、これにより液相から固相への変換、すなわち、凝固プロセス又は相シフトが新しい均一材料組成で起こる。次いで、接合部を冷却させる。典型的には、新しい相は、この時点で、接合材料の元の融点を超えて加熱し得るとともに、高温適合性の向上が望まれる用途に使用し得る。安定相を形成するために、ＳＬＩＤ接合は、固相線が（一定圧力で）温度に対して一定でない複合二元金属系で特定相例えば化学量論相又は金属間化合物（ＩＭＣ）に到達することを目指す。ＩＭＣは、脆性で信頼性がないことが多いので、伝統的接合用途では回避されることが多い。しかしながら、いくつかの材料系は、元の低融点材料よりもかなり高い融点の安定材料相を有する。そのため、この最終的な材料組成は、高信頼性又は高温用途に使用されることもある。Ａｕ−Ｉｎ、Ａｕ−Ｓｎ、Ａｇ−Ｉｎ、Ａｇ−Ｓｎ、Ｃｕ−Ｓｎ、及びＮｉ−ＳｎをはじめとするいくつかのＳＬＩＤ系が評価されてきた。

特許文献１には、電極を熱電変換材料に接合するためのＳＬＩＤ技術が開示されている。この明細書には、熱電変換材料の例としてＢｉ_２Ｔｅ_３、ＧｅＴｅ、ＰｂＴｅ、ＣｏＳｂ_３、及びＺｎ_４Ｓｂ_３が挙げられ、熱電変換材料は、最初にＮｉ又は他の適した材料の厚さ１〜５μｍの障壁層、次いで厚さ２〜１０μｍのＡｇ層、Ｎｉ層、又はＣｕ層、最後に厚さ１〜１０μｍのＳｎ層で被覆される。電極は、最初に厚さ２〜１０μｍのＡｇ層、Ｎｉ層、又はＣｕ層、次いで厚さ１〜１０μｍのＳｎ層で片側が被覆される。その後、被覆された熱電変換材料及び電極は、それらのＳｎ層が並行になるように配置され、そしてＳｎ層が融解してＡｇ、Ｎｉ、又はＣｕと反応することにより電極を熱電変換材料に接合する固体金属間化合物を形成するまで、温和な加熱下でプレスされ一体化される。

特許文献２には、シリコン半導体デバイスをヘッダーに実装する方法が開示されている。この方法は、シリコン半導体デバイス及びヘッダーの一部分を金でコーティングする工程と、１２％ゲルマニウムと８８％金とからなるプレフォームの媒介物を介して金コーティングをスタッキングする工程と、その後、得られたスタックの温度を上昇させて金の合金化を行う工程と、を含む。得られたプロダクトは、特許文献２の図２に例示されており、明細書には完全な融合並びに金コーティング及びプレフォームの固有性の消失が記載されている。それらは、ヘッダーとシリコン半導体との間に形成された１つの実質的に連続な金接続部又は金接触部に変換された。

特許文献３から、シリコン本体への接続を行う方法が知られている。この方法は、本体表面をゲルマニウムでコーティングすることと、シリコンが溶解可能なゲルマニウムとの共晶溶液を形成可能な金属で接続部表面をコーティングすることと、コーティングされた表面を接触状態に配置することと、共晶温度超に加熱することと、を含む。

特許文献４には、２つの金属表面を接合する方法が開示されている。この方法は、金属表面のそれぞれを第１の材料の層と第１の材料の層に接触する第２の異なる材料の層とでコーティングすることを含む。第１の材料及び第２の材料は、それらの間の界面に共晶液体層が形成されるように選択される。各金属表面上の第２の材料の層は当接一体化され、次いで、層は共晶温度超に加熱されて局在化液体を形成し、これが凝固すると表面間に相互接続部をもたらす。

特許文献５には、２つの部品を接合して一体化する方法が開示されている。この方法は、第１の部品を提供する工程と、第２の部品を提供する工程と、第１の部品と第２の部品との間に第１の共晶接合材料を位置決めする工程と、を含む。第１の共晶接合材料は、ゲルマニウム、錫、又はシリコンの少なくとも１つを含む。この方法は、第１の部品と第２の部品との間に且つ第１の共晶接合材料に隣接して第２の共晶接合材料を位置決めする工程をさらに含む。第２の共晶接合材料は金を含む。この方法は、第１及び第２の共晶接合材料から亜共晶合金が形成されるように第１及び第２の共晶接合材料を第１及び第２の共晶接合材料の合金の共晶温度超の温度に加熱する工程をさらに含む。この方法は、第１及び第２の部品を接合して一体化する固溶体合金を形成すべく亜共晶合金を冷却するさらなる工程を含む。

特許文献６には、一部分が半田付け可能である銅回路トレース（１０５）を有する電気絶縁性基材からなる半田クラッドプリント回路基板（１００）が開示されている。半田組成物の実質的に平面の層（１２０）は、半田付け可能なトレースに融合され、ドーム状でない半田パッドを形成する。層は、多孔性構造を有する集塊（１２０）を形成するように融合一体化される多くのオフ共晶半田粒子（１１５）で構成される。半田粒子は、半田の固相線温度と液相線温度との間の温度にオフ共晶半田を加熱することにより融合一体化される。次いで、半田は、凝固させるために固相線温度未満に冷却される。

特許文献７には、後続の第２レベルの接合／アセンブリー及びリワーク操作時のＣ４半田相互接続の溶融度を制限するために半田相互接続液相線温度階層を有する電子パッケージが開示されている。半田階層は、Ｃ４第１レベルの半田相互接続にはより高い液相線温度のＳｎ／Ａｇ及びＳｎ／Ｃｕのオフ共晶半田合金並びに第２レベルの相互接続にはより低い液相線温度の合金の使用を採用する。第２レベルのチップキャリヤー対ＰＣＢ接合／アセンブリー操作を行う時、チップ対チップキャリヤーＣ４相互接続部は、完全には融解しない。それらは、ある特定の分率の固体と、完全溶融合金よりも低い分率の液体と、を継続して有する。これにより半田接合部の膨張が低減されるので、Ｃ４相互接続への応力が低下する。

米国特許出願公開第２０１３／０１５２９９０号明細書 米国特許第３，０２５，４３９号明細書 米国特許第３，２００，４９０号明細書 米国特許第５，０３８，９９６号明細書 米国特許第７，６２８，３０９号明細書 米国特許第５，６２３，１２７号明細書 米国特許第６，８５４，６３６号明細書

本発明の主目的は、固体部品を接合して一体化するために単相固溶体構造を含む機械的に弾性且つ可撓性の二相混合物接合部を形成する方法、及び本方法により作製された接合部を提供することである。

本目的は、添付の特許請求の範囲に与えられた特徴により達成し得る。

本発明は、成分Ａと成分Ｂとのある特定の相溶性又は部分相溶性（共晶）二元系において系の固相線温度と液相線温度との間の温度で形成し得る「マッシーゾーン」を利用することにより、接合層全体にわたり延在するコヒーレント単一固溶体相を形成し得るという認識の具体化であるとみなし得る。単一固溶体相を利用することにより、二元系の固相線温度との間であるが液相線温度未満のある特定の範囲の温度で２つの固体部品間に機械的に弾性且つ可撓性の接合を形成し得る。

図１は、完全相溶性二元系の典型的な相図である 図２は、共晶二元系の典型的な相図である。 図３ａ）は、本発明に係るサンドイッチ構造体を形成する実施形態例を模式的に例示する側面から見た図である。 図３ｂ）は、熱処理により本発明に係る接合部を得た後の図３ａ）に示される実施形態例の図である。 図４ａ）及び４ｂ）は、本発明に係る接合部のコヒーレント連続耐荷重構造体の可能な構成の実施形態例を例示する図である。 図５は、本発明の実施形態例を模式的に例示する側面から見た図である。 図６は、本発明の実施形態例の接合部の断面の光学顕微鏡写真である。 図７ａ）は、共晶温度超の温度で数分間の短時間熱処理に付したサンプルで得られた接合部のＳＥＭ写真である。 図７ｂ）は、図７ａ）のサンプルと同様に処理したうえにさらに３００℃で４時間アニーリングしたサンプルの類似の接合部のＳＥＭ写真である。 図８は、本発明の実施形態例で適用された二元Ａｕ−Ｇｅ系の側面から見た模式図である。 図９は、Ａｕ−Ｇｅ系で作製された本発明に係る接合の光学写真である。 図１０は、図９に示されたものと同一の接合の切片のＳＥＭ写真である。

そのため、第１の態様では、本発明は、第１の固体物体の接合表面と第２の固体物体の接合表面との間に接合部を形成する方法に関する。本方法は、
Ａ）成分Ａ及びＢの二元系を提供することであって、二元系が、
ｉ）以下の範囲内の全組成Ｃ_０：
Ｃ_０＝Ｃ_ｌｉｑ−ｆ_α（Ｃ_ｌｉｑ−Ｃ_α）
（式中、
Ｃ_ｌｉｑは、二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}＋Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}）／２の温度であるときに単相固溶体と共存する液相の組成であり、
Ｃ_αは、二元系がＴ_１の温度であるときに液相と共存する単相固溶体の組成であり、
Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}は、純度１００％の成分Ａの融解温度であり、
Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}は、純度１００％の成分Ｂの融解温度であり、且つ
ｆ_αは、Ｔ_１の温度で相溶性二元系に存在する単相固溶体の分率であり、
ｆ_αは、［０．２６，１）の範囲である）
を有する相溶性二元系、
ｉｉ）或いは固体状態領域で３つの相領域のみを有する亜共晶又は過共晶の組成のいずれかの部分相溶性二元系、
・但し、部分相溶性二元系の組成が亜共晶である場合、
それは、以下の範囲内の全組成Ｃ_０：
Ｃ_０＝Ｃ_ｌｉｑ−ｆ_α（Ｃ_ｌｉｑ−Ｃ_α）
（式中、
Ｃ_ｌｉｑは、二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}＋Ｔ_ｅｕｔ）／２の温度であるときにα相と共存する液相の組成であり、
Ｃ_αは、二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}＋Ｔ_ｅｕｔ）／２の温度であるときに液相と共存するα相の組成であり、
Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}は、純度１００％の成分Ａの融解温度であり、
Ｔ_ｅｕｔは、共晶二元系の共晶温度であり、
ｆ_αは、［０．２６，１）の範囲内である）
を有し、
・又は、部分相溶性二元系の組成が過共晶である場合、
それは、以下の範囲内の全組成Ｃ_０：
Ｃ_０＝ｆ_β（Ｃ_β−Ｃ_ｌｉｑ）＋Ｃ_ｌｉｑ
（式中、
Ｃ_ｌｉｑは、二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}＋Ｔ_ｅｕｔ）／２の温度であるときにβ相と共存する液相の組成であり、
Ｃ_βは、二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}＋Ｔ_ｅｕｔ）／２の温度であるときに液相と共存するβ相の組成であり、
Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}は、純度１００％の成分Ｂの融解温度であり、
Ｔ_ｅｕｔは、共晶二元系の共晶温度であり、
ｆ_βは、［０．２６，１）の範囲内である）
を有する、
のいずれかである、提供することと、
Ｂ）第１の固体物体の接合表面に第２の固体物体の接合表面を向き合わせることにより、第１の固体物体と二元系と第２の固体物体とを含むサンドイッチ構造体を形成することであって、二元系が第１及び第２の両方の物体の接合表面間に介在してそれらに接触する、形成することと、
Ｃ）温度Ｔ_１を上限とする温度でサンドイッチ構造体を熱処理することにより、第１及び第２の物体を接合する接合部を形成することであって、これにより、成分Ａ及びＢの相溶性又は部分相溶性の二元系から、第１及び第２の両方の物体の接合表面間に介在するＡ成分及びＢ成分の単相固溶体の多孔性コヒーレント連続構造体と、Ａ成分及びＢ成分の単相固溶体の多孔性コヒーレント連続構造体に分散されたＡ成分及びＢ成分の第２の相と、が形成される、形成することと、
を含む。

第２の態様では、本発明は、第１の固体物体の接合表面と第２の固体物体の接合表面との間の接合部に関する。この接合部は、
・接合部が、成分Ａ及びＢの二元系から作製された接合層を含み、二元系が、
ｉ）以下の範囲内の全組成Ｃ_０：
Ｃ_０＝Ｃ_ｌｉｑ−ｆ_α（Ｃ_ｌｉｑ−Ｃ_α）
（式中、
Ｃ_ｌｉｑは、二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}＋Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}）／２の温度であるときに単相固溶体と共存する液相の組成であり、
Ｃ_αは、二元系がＴ_１の温度であるときに液相と共存する単相固溶体の組成であり、
Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}は、純度１００％の成分Ａの液相温度であり、
Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}は、純度１００％の成分Ｂの液相温度であり、
ｆ_αは、［０．２６，１）の範囲内である）
を有する完全相溶性二元系、
ｉｉ）或いは固体状態領域で３つの領域のみを有する亜共晶又は過共晶の組成のいずれかの部分相溶性二元系、
・但し、部分相溶性二元系の組成が亜共晶である場合、
それは、以下の範囲内の全組成Ｃ_０：
Ｃ_０＝Ｃ_ｌｉｑ−ｆ_α（Ｃ_ｌｉｑ−Ｃ_α）
（式中、
Ｃ_ｌｉｑは、二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}＋Ｔ_ｅｕｔ）／２の温度であるときにα相と共存する液相の組成であり、
Ｃ_αは、二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}＋Ｔ_ｅｕｔ）／２の温度であるときに液相と共存するα相の組成であり、
Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}は、純度１００％の成分Ａの融解温度であり、
Ｔ_ｅｕｔは、共晶二元系の共晶温度であり、
ｆ_αは、［０．２６，１）の範囲内である）
を有し、
・又は、部分相溶性二元系の組成が過共晶である場合、
それは、以下の範囲内の全組成Ｃ_０：
Ｃ_０＝ｆ_β（Ｃ_β−Ｃ_ｌｉｑ）＋Ｃ_ｌｉｑ
（式中、
Ｃ_ｌｉｑは、二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}＋Ｔ_ｅｕｔ）／２の温度であるときにβ相と共存する液相の組成であり、
Ｃ_βは、二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}＋Ｔ_ｅｕｔ）／２の温度であるときに液相と共存するβ相の組成であり、
Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}は、純度１００％の成分Ｂの融解温度であり、
Ｔ_ｅｕｔは、共晶二元系の共晶温度であり、
ｆ_βは、［０．２６，１）の範囲内である）
を有する、
のいずれかであることと、
・相溶性又は部分相溶性の成分Ａ及びＢの二元系が、第１及び第２の両方の物体の接合表面間に介在するＡ成分及びＢ成分の単相固溶体の多孔性コヒーレント連続構造体と、Ａ成分及びＢ成分の単相固溶体の多孔性コヒーレント連続構造体に分散されたＡ成分及びＢ成分の第２の相と、を構成することと、
を特徴とする。

本明細書で用いられる区間の表記法は、角括弧「［」及び「］」が閉区間境界を表し且つ丸括弧「（」及び「）」が開区間境界を表す国際規格ＩＳＯ８００００−２に準拠する。例えば、［ａ，ｂ］は、ａ（ａを含む）からｂ（ｂを含む）までのすべての実数を含む閉区間、すなわち、［ａ，ｂ］＝｛ｘ∈Ｒ｜ａ≦ｘ≦ｂ｝であり、一方、（ａ，ｂ］は、ａ（ａを含まない）からｂ（ｂを含む）までの左半分開区間、すなわち、（ａ，ｂ］＝｛ｘ∈Ｒ｜ａ＜ｘ≦ｂ｝である。

本明細書で用いられる「第１及び第２の接合表面を互いにスクイズする」という用語は、接合層の形成との関連では、第１の固体部品の接合表面と第２の部品の接合表面とを接合して一体化すると解釈されるものとする。そのため、「スクイズ」という用語は、接合層全体にわたり延在するコヒーレント連続単相固溶体を含む二相混合物に二元系を変換するために熱処理時にサンドイッチ構造体を保持して一体化する適切な加圧力の使用を示唆する。

本明細書で用いられる「全組成」という用語は、そのような二元系の組成を意味する。すなわち、二元系に存在する相の組成と区別するために、相溶性又は部分相溶性の（共晶）二元系に存在する成分Ａ及び／又は成分Ｂの全量を参照する。全組成は、特に明記されていない限り、本明細書では成分Ａ（又はＢ）の重量％で与えられる。例として、全組成が２０重量％Ａである場合、二元系の成分Ｂの量は、二元系のＡ及びＢの全重量％が合計で１００％にならなければならないので８０重量％になる。しかしながら、これはその用語の数学上の絶対的意味で解釈すべきではなく、実際上、副次量の不純物の存在は不可避であるので、二元系のＡの重量％とＢの重量％との和は１００からわずかにずれるであろう。

成分Ａ及び成分Ｂの相溶性二元系の熱力学的に安定な相領域を組成及び温度の関数として示す典型的な相図は、図１に示される。相図の横軸又は水平軸は、図の左端の純度１００％のＡから図の右端の純度１００％のＢまで二元相溶系の（全）組成を表す。縦軸又は垂直軸は、温度を表し、図の上側部分に向かって温度が上昇する。

本明細書で用いられる「成分Ａ及び成分Ｂの相溶性二元系」という用語は、互いに完全に相溶し得る２つの成分Ａ及びＢの任意の組成物を意味する。すなわち、成分は、純度１００％のＡから純度１００％のＢまでの範囲内の任意の組成で格子間溶解又は置換溶解のいずれかにより同一結晶格子に完全に溶解可能である。成分Ａ及び成分Ｂは、全組成Ｃ_０を有する任意の化学的又は物理的混合物であり得るとともに、Ａ成分及びＢ成分は、Ａ成分及びＢ成分の単相固溶体の多孔性コヒーレント連続構造体を形成するように相互拡散により反応し得る。二元系は、接合される物体の接合表面間に介在する且つそれに接触する単相固溶体の多孔性コヒーレント連続構造体を含む接合層を相互拡散により形成するのに適した任意の形態で提供し得る。これは、限定されるものではないが、微粒子の成分Ａ及び成分Ｂの混合物、成分Ｂの１つ以上シートが介在する成分Ａの１つ以上のシートのサンドイッチ構造体、成分Ａ又はＢのいずれかの２つ以上のシート間に介在する成分Ａ及びＢの化学的混合物（例えば合金）の１つ以上のシートなどを含む。

本明細書で用いられる「相溶性」又は「部分相溶性」という用語は、適用される二元系の固相に関連する。完全相溶性二元系では、成分Ａ及びＢは、純度１００％のＡから純度１００％のＢまでの範囲内の任意の組成で格子間溶解又は置換溶解により同一結晶格子に完全に溶解可能である。固体状態領域で３つの相領域を有する部分相溶性二元系では、Ａ及びＢの個別の組成範囲を有する３つの異なる結晶格子を規定する３つの異なる溶解度領域が存在するであろう。１つの相領域は、圧倒的に多くのＡ成分と比較的ごくわずかなＢ成分とからなるα相のみからなり、１つの相領域は、圧倒的に多くのＢ成分と比較的ごくわずかのＡ成分とからなるβ相であり、１つの相領域は、α相及びβ相の混合物である。

Ａ成分及びＢ成分の単相固溶体は、例えば、図１の相図に示されるように、ただ１つのかかる固溶体相が二元系に存在する場合、α相で表されることが多い。二元系に２つの識別可能な固溶体相が存在する場合、それらは、通常、α相及びβ相として表すことにより識別される。その場合、本明細書で用いられる「成分Ａ」又は「成分Ｂ」という用語は、全組成Ｃ_０を有する場合、Ａ成分及びＢ成分の単相固溶体と固相温度超の温度で液体になるＡ成分及びＢ成分の他の相とを含有する二相領域を有する相溶性又は部分相溶性の二元系を形成可能な任意の化学化合物又は化学元素を含む。

本明細書で用いられる「コヒーレント」という用語は、「コヒーレント性」という用語の形容詞形であり、本発明に従って相溶性又は部分相溶性の二元系の熱処理により形成されたα相又はβ相のいずれかの成分Ａ及びＢの多孔性固溶体が、接合される基材に接触してそれを接合して一体化するα相又はβ相のいずれかの固形体であると解釈されるものとする。α相又はβ相のいずれかの単相体は、固相温度とＴ_１との間の温度に加熱したときに固体状態で残留し、本発明に係る接合の耐荷重構造体として機能するであろう。

本発明に係る接合層全体にわたり延在するコヒーレント単一固溶体相は、相互拡散により引き起こされる全組成Ｃ_０の混合物のＡ成分及びＢ成分の再分布により得られる。相互拡散プロセスは、熱処理によって促進し得る。熱処理は、室温から二元系の固相温度超までの範囲内の温度を含み得る。すなわち、利用される成分Ａ及び成分Ｂの実際の二元系に依存して、Ａ成分及びＢ成分の混合物から単相固溶体（α相又はβ相のいずれか）のコヒーレント連続耐荷重構造体を形成する相互拡散プロセスは、全体が固体状態で又は一部が液体状態且つ一部が固体状態の混合ゾーンで行い得る。多くの二元系では、液固相互拡散プロセスは、純粋固体相互拡散プロセスよりも数桁速いので、熱処理は、Ａ成分及びＢ成分の混合物の少なくとも一方の成分を固相温度超の温度にして有利に行い得る。しかしながら、熱処理時の温度はまた、二元系のあまりにも多くの部分が液体状態になるのを回避するために、液相線のあまりにも近くまで上昇させてはならない。そのため、熱処理、すなわち、二元系の加熱は、液相温度のあまりにも近くになるのを回避するために、温度Ｔ_１を上限にすべきである。いくつかの二元系は、室温までの温度で許容し得る急速な相互拡散を有してコヒーレント連続耐荷重構造体の形成を可能にするが、ほとんどの系は、許容し得る熱処理時間を達成するためにかなり高い熱処理温度を必要とする。そのため、実際には、次の区間、すなわち、［０．５・Ｔｓ，Ｔ_１］［０．７・Ｔｓ，Ｔ_１］［０．７５・Ｔｓ，Ｔ_１］［０．８・Ｔｓ，Ｔ_１］［０．８５・Ｔｓ，Ｔ_１］［０．９・Ｔｓ，Ｔ_１］、又は［０．９５・Ｔｓ，Ｔ_１］（但し、Ｔｓは、組成Ｃ_０の二元系の固相温度である）の１つが、本発明に係る熱処理時に相互拡散プロセスを駆動してコヒーレント連続耐荷重構造体を形成するのに適した範囲である。代替的に、熱処理は、有利には、数分間、例えば、４〜５分間などにわたり、マッシー領域に、すなわち、Ｔ_ｓｏｌ〜Ｔ_１（但し、Ｔ_ｓｏｌは、全組成Ｃ_０の二元系の固相温度である）の範囲内の温度に初期加熱することと、続いて、二元系を０．８・Ｔ_ｓｏｌ〜Ｔ_ｓｏｌの範囲内の温度に冷却して、数時間、例えば、２〜１０時間、好ましくは３〜６時間、より好ましくは３〜４時間などにわたりこの温度を維持することと、であり得る。

本発明に従ってＡ成分及びＢ成分の単相固溶体の多孔性コヒーレント連続構造体を形成する相互拡散プロセスは、終了までにいくらかの時間を必要とする且つ開始させるために少なくともその活性化温度に加熱しなければならない速度論的制御反応である。そのため、本発明の第１の態様に係る方法の熱処理は、この相互拡散プロセスを活性化する任意の温度に二元系を加熱することと、その反応を行うのに要する程度の時間にわたりこの温度を維持することと、を含む。この時間は、二元系及び適用される熱処理温度に依存して、何秒間から数時間又はそれ以上に至るまでさまざまであり得る。具体的な二元系で接合構造体を形成するための熱処理時間の長さ及び適用される温度の決定は、単純な試行錯誤実験により達成し得る。

完全相溶性二元系の特徴は、純粋なＡ（但し、これは含まれない）から純粋なＢ（但し、これは含まれない）に至るまでの全組成で系の固相線未満の温度で成分Ａ及びＢの単相固溶体であるただ１つの固相を系が形成することである。完全相溶性二元系で形成される成分Ａ及びＢの単相固溶体は、α相として表されることが多く、図１にもそのように示されている。部分相溶性二元系では、どの程度のＢ成分が単相固溶体の結晶格子に溶解されるかに関して制限が存在する。そのため、部分相溶性二元系は、通常、２つの単相固溶体を形成する。すなわち、一方は、α相で通常表されるＡ成分の結晶格子に溶解されたＢ成分の単相固溶体であり、他方は、β相で通常表されるＢ成分の結晶格子に溶解されたＡ成分の単相固溶体である。そのため、本明細書で用いられる「成分Ａ及びＢの単一固溶体」という用語は、成分Ａ及びＢが共通の結晶格子を共有する且つ固体状態で単一均一結晶相として存在する成分Ａ及びＢの任意の混合物を意味する。

温度が上昇すると、固溶体（α相又はβ相）は、ある特定の温度で溶融し始めるであろう。この温度は、固相温度として知られ、多くの場合、固溶体の（全）組成の関数であり、結果的に、組成範囲全体の固相温度は、固相線で表される線を形成する。図１では、参照番号１が付された線である。

固相線超の相領域では、相溶性二元系は、固体α相と液相との二相混合物として存在するであろう。温度が高くなると、液体画分の分率は、α相のすべてが溶融されるまで大きくなる。固体α相のすべてが溶融される温度は、液相温度として知られる。組成範囲全体の液相温度を表す線は、液相線として知られる。図１では、参照番号２が付されている。図１で「Ｌ」と記された液相線超の相領域では、成分Ａ及び成分Ｂの二元相溶系は完全に液体である。

単一成分により形成された相は、液相温度及び固相温度の両方の明確に定義された単一温度を有する。この温度は、多くの場合、融解温度又は融点で表される。本明細書で用いられる場合、「融解温度」という用語は、Ａ又はＢのいずれかの純成分の液相温度を意味する。そのため、純度１００％のＡの全組成では、二元系は、液相温度及び固相温度の両方の単一温度を有する。本明細書では、Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}で表される。同様に、純度１００％のＢでは、液相温度及び固相温度の両方の明確に定義された温度Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}が存在する。

純度１００％のＡ及び純度１００％のＢの間の全組成では、相溶性二元系の液相線温度及び固相温度は、通常分離され、これらの全組成で二元系は温度範囲全体にわたり融解する。かかる「溶融ギャップ」の例は、「Ｃ_１」と記された点で横座標と交差する垂直破線により図１に示される。この垂直破線と固相線１との交点（図１では参照番号３が付されている）に対応する温度では、二元系は、単一α相のみからα相及び液相の両方の「マッシー状態」に変換されるであろう。固相温度を超えて温度をさらに上昇させると、すべてのα相が溶融して二元系が完全に液体状態になるまで、α相のより多くの部分が溶融して液相の分率が増加する。この温度は、この垂直破線と液相線２との交点（図１では参照番号４が付されている）に対応する。組成範囲全体にわたり固相線と液相線との間にある相領域（図１では「Ｌ＋α」と記される）は、固体α相と液相との混合物であるため、「マッシーゾーン」で表されることもある。

本発明は、相溶性及び部分相溶性の（共晶）二元系が、固相温度よりもいくらか高い温度で構造材料として現れ得る多孔性の構造体、すなわち、コヒーレント連続構造体を有する接合層又は接合部を形成し得るという認識に基づく。こうした上昇させた温度では、細孔は、Ａ成分及びＢ成分の両方の溶融物で充填されるであろう。一方、過剰の溶媒は、依然として機械的剛性を提供する連続したコヒーレントな構造体を形成するので、構造的接合部として利用し得る。

本発明者により行われた実験及び理論的検討から、二元系を構造的接合部として利用可能にするα相のこうした多孔性構造体又はコヒーレント連続構造体は、二元系がα＋Ｌ相領域で存在する温度範囲のいくらか中間近傍の温度で、二元系の全組成が固相線の交点から液相線の交点に及ぶ等温線（文献では対応線としても表される）のある特定の分率に対応する範囲内にあるときに得られることが示唆される。こうした「接合に有効な」範囲内の全組成を有する相溶性二元系は、固相温度と液相温度との間の少なくとも平均温度までの温度で所要の機械的健全性を維持する接合層を形成するために使用可能である。

相溶性二元系の「接合に有効な」組成範囲は、多くの方法で決定し得る。本発明では、本発明の第１及び第２の態様に係る相溶性二元系の明確で一義的な組成範囲を定義するために、実際の相溶性二元系の二元相図及びテコの原理を適用する。決定方法は、２つの材料固有の定数、すなわち、純度１００％のＡ及び純度１００％のＢの融点、それぞれ、Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}及びＴ_{ｌｉｑ，Ｂ}に依拠する。次いで、純粋な選択により、Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}及びＴ_{ｌｉｑ，Ｂ}の中間値に等しい温度Ｔ_１の等温線（対応線）を温度Ｔ_１におけるα相の組成Ｃ_α及び温度Ｔ_１における液相の組成Ｃ_ｌｉｑの決定に適用する。温度Ｔ_１での固相線と対応線との交点は、（温度Ｔ_１における）α相の組成（Ｃ_α）を表し、対応線と液相線との交点は、（温度Ｔ_１における）液相の組成Ｃ_ｌｉｑを表す。対応線は図１に示され、参照番号６が付されている。組成Ｃαは破線７により表され、組成Ｃ_ｌｉｑは破線８により表される。テコの原理により、組成Ｃ_０を有して温度Ｔ_１で熱力学的平衡状態にある二元系のマッシーゾーンに存在するα相の分率ｆαは、全組成Ｃ_０から液体組成Ｃ_ｌｉｑまでの対応線の部分と、Ｃ_αからＣ_ｌｉｑまでの対応線の長さと、の比により与えられ、液相の分率ｆ_ｌｉｑは、Ｃ_０組成からＣ_α組成までの対応線の部分と、Ｃ_αからＣ_ｌｉｑまでの対応線の長さと、の比により与えられる。

境界層全体にわたり延在するコヒーレント連続単一固溶体相は、マッシーゾーンのα相含有分の分率の範囲にわたり形成し得る。第１及び第２の態様に係る本発明は、式（１）（すなわち、テコの原理）及び相溶性二元系の相図を利用して一義的な材料固有の定数を規定し、α相の分率の特定の範囲と合わせて本発明に係る相溶性二元系の全組成範囲の明瞭且つ簡潔な決定を提供する。すなわち、成分Ａ及びＢの相溶性二元系の全組成Ｃ_０は、ｆ_αの所与の範囲及び式（１）により規定されるように、
Ｃ_０＝Ｃ_ｌｉｑ−ｆ_α（Ｃ_ｌｉｑ−Ｃ_α） （２）
（式中、α相の組成Ｃ_α及び液相の組成Ｃ_ｌｉｑは、温度Ｔ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}＋Ｔ_{ｌｉｑ．Ｂ}）／２における対応線と固相線及び液相線との交点により決定され、分率ｆ_αは、［０．２６，１）の範囲内である）
の範囲内にすべきである。Ｃ_０のこの範囲は、「Ｃ_０」と記された中括弧により図１に示される。

分率ｆ_αの上限及び下限は、次のように決定される。（固相線温度超の温度における）接合層の機械的剛性がα相の分率の増加に伴って増加することは明らかである。そのため、α相の範囲の上限は、Ｔ_１における対応線と固相線との交点にできる限り近づける。すなわち、１に等しい分率ｆ_αまで近づける。但し、１は含まれない。分率の下限の決定は、本発明に係る接合層の液相が、多くの場合、α相の多孔性構造体又はコヒーレント連続構造体のマトリックス中に球状、楕円体状、又は類似の形状の相として分散される傾向があるという実験観測に基づく。菱面体パターンで充填された同一サイズ（粒子サイズに依存しない）の球状微粒子で構成された材料中の自由空間の分率又は多孔度は、０．２６である［３］。この分率は、液相の画分がα相に分散された個別スフェアとして存在することを保証するようにα相により占有するのに必要とされる最小空間を表す。すなわち、α相は、多孔性コヒーレント連続構造体として存在するものとする。そのため、本発明の第１及び第２の態様に係る分率ｆ_αの最大範囲は、［０．２６，１）の範囲にある。代替的に、分率ｆ_αは、次の範囲、すなわち、［０．３０，１）、［０．３６，１）、［０．４２，１）、［０．４８，１）、［０．５４，１）、［０．６０，１）、［０．６６，１）、［０．７２，１）、［０．７８，１）、［０．８４，１）、［０．９０，１）、［０．９５，１）、［０．２６，０．９９］、［０．３０，０．９８］、［０．３６，０．９７］、［０．４２，０．９６］、［０．４８，０．９５］、［０．５２，０．９４］、［０．５８，０．９３］、［０．６４，０．９２］、［０．７２，０．９１］、［０．９５，０．９９］、又は［０．８０，０．９０］の１つである。

さらに、多孔性コヒーレント連続単一固溶体構造は、固相及び液相の混合相領域（すなわち「マッシーゾーン」）を有する任意の系で形成し得る。本発明に好適な他の二元系は、部分相溶性二元系である。この場合、成分Ａ及びＢは、純度１００％のＡから純度１００％のＢまでの全範囲にわたり完全相溶性でなく、全組成物中のＡ及びＢの量が、それぞれ、Ａの結晶格子中へのＢの溶解度及びＢの結晶格子中へのＡの溶解度よりも高くなると、固体領域が２つの異なる固溶体相（α及びβ）からなる二相領域に分かれる。二相領域範囲が固相線に触れる程度に十分に大きくなると、系は共晶二元系であると言われている。本明細書で用いられる「成分Ａ及び成分Ｂの共晶二元系」という用語は、組成物の全組成及びその温度に依存して１つ又は２つの固相α及び／又はβを形成し得る２つの成分Ａ及びＢの任意の組成物を意味する。α相は、その親格子（Ａ原子のもの）に溶解されたある量のＢ原子を有する成分Ａの固溶体であり、それとは逆に、β相は、その親格子（Ｂ原子のもの）に溶解されたある量のＡ原子を有する成分Ｂの固溶体である。

成分Ａ及び成分Ｂの共晶二元系の典型的な相図の例は、図２に示される。共晶二元系の固体領域は、典型的には、３つの相領域を含有する。左側はＡの含有率が高く、Ａの結晶格子に溶解されたＢ原子の固溶体からなる相領域が存在し、図２にはα相で表される。右端ではＢの含有率が高く、相領域はＢの結晶格子に溶解されたＡ原子の固溶体であり、図２にはβ相で表される。これらの２つの間の相領域は固体混合物であり、より正確にはα相及びβ相の両方の二相領域である。図２で参照番号１１が付されている線は、多くの場合、ソルバス線と称され、ＡへのＢの溶解度限界を表し、図２で参照番号１２が付されている線は、ＢへのＡの溶解度限界を表すソルバス線である。固相線は、参照番号１３が付されている。ＢへのＡの溶解度又はそれとは逆にＡへのＢの溶解度は、いくつかの共晶二元合金では非常に低いので、実用的には溶解度ゼロとみなし得る。かかる場合には、ソルバス線１１及び／又は１２は、相図で１００％Ａ及び／又は１００％Ｂの縦軸と重なって識別不能となり得る。

液相線は、図２で参照番号１４が付されている。図から分かるように、液相線には固相線と交差する局所最小値が存在する。これは共晶点であり、図２では参照番号１５が付されている。共晶二元系の特徴は、少なくとも２つの「マッシーゾーン」を形成し得ることである。すなわち、１つは共晶点の左側の「Ａリッチ」組成物であり、１つは共晶点の右側の「Ｂリッチ」組成物である。全組成が相図の領域内で共晶点の左側に含まれるものは、多くの場合、亜共晶組成物と称される。それに対応して、全組成が相図の領域内で共晶点の右側に含まれるものは、多くの場合、過共晶組成物と称される。

共晶点では、液相温度に達するとα相及びβ相の両方が同時に凝固する共晶二元系の全組成が存在する。そのため、通常は共晶組成で表されるこの特定組成では、共晶二元系は、液相温度が固相温度と同一となるような単一の明確に定義された融解（及び凝固）点を有する。すなわち、それは共晶温度超（中程度）の温度で完全に液体になり、共晶温度未満の温度で完全に固体になる。これは３つの共役相が共存する不変点である。これが理由で、半田付けによる従来の接合では、オフ共晶半田付けということが多い共晶組成物を有する又はそれに近い半田ペーストを適用することが好ましい。

最も単純な共晶二元系は、α相と液相（亜共晶組成物の場合）又はβ相と液相（過共晶組成物の場合）のいずれかの２つの「マッシー領域」を有する。共晶二元系のこれらの「マッシー領域」は両方とも、本発明に係る単一固溶体相の多孔性コヒーレント連続接合構造体を形成するために適用し得る。しかしながら、共晶二元系では、共晶二元系の全組成Ｃ_０を決定するために相図の他の「基準点」を適用することが有利である。本発明に係る接合を形成するために共晶二元系を利用する場合、全組成範囲を決定するための「基準点」は、有利には、純度１００％のＡの融点Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}と、亜共晶組成物の共晶温度Ｔ_ｅｕｔと、純度１００％のＢの融点Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}と、過共晶組成物の共晶温度Ｔ_ｅｕｔと、であり得る。それ以外は同一の決定手順が適用される。

そのため、亜共晶全組成を有する共晶二元系を適用する場合、所与の温度Ｔ_１で存在するα相の分率は、共晶二元系の相図の亜共晶範囲でＴ_１の温度で固相線１３の交点から液相線１４の交点に至る対応線を引くことにより決定し得る。固相線と対応線との交点は、（温度Ｔ_１での）α相の組成Ｃ_αを表し、対応線と液相線との交点は、（温度Ｔ_１での）液相の組成Ｃ_ｌｉｑを表す。亜共晶範囲の対応線の例は、図２に示されており、参照番号１６が付されている。組成Ｃ_αは破線１７により表され、組成Ｃ_ｌｉｑは破線１８により表される。亜共晶範囲の成分Ａ及びＢの共晶二元系で得られる全組成範囲は、
Ｃ_０＝Ｃ_ｌｉｑ−ｆ_α（Ｃ_ｌｉｑ−Ｃ_α） （２）
（式中、α相の組成Ｃ_α及び液相の組成Ｃ_ｌｉｑは、温度Ｔ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}＋Ｔ_ｅｕｔ）／２における対応線と固相線及び液相線との交点により決定され、分率ｆαは、［０．２６，１）の範囲内である）
の範囲内にすべきである。Ｃ_０のこの範囲は、「Ｃ_０」と記された（左側）中括弧により図２に示される。代替的に、分率ｆ_αは、次の範囲、すなわち、［０．３０，１）、［０．３６，１）、［０．４２，１）、［０．４８，１）、［０．５４，１）、［０．６０，１）、［０．６６，１）、［０．７２，１）、［０．７８，１）、［０．８４，１）、［０．９０，１）、［０．９５，１）、［０．２６，０．９９］、［０．３０，０．９８］、［０．３６，０．９７］、［０．４２，０．９６］、［０．４８，０．９５］、［０．５２，０．９４］、［０．５８，０．９３］、［０．６４，０．９２］、［０．７２，０．９１］、［０．９５，０．９９］、又は［０．８０，０．９０］の１つである。

同様に、過共晶全組成を有する共晶二元系を適用する場合には、全組成Ｃ_０は、Ｔ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}＋Ｔ_ｅｕｔ）／２の温度で共晶二元系の相図の過共晶領域で対応線１９を引いて、相図の過共晶領域で対応線と固相線及び液相線との交点によりβ相の組成Ｃ_β及び液相の組成Ｃ_ｌｉｑを決定することにより、決定し得る。この場合には、テコの原理により、組成Ｃ_０を有して温度Ｔ_１で熱力学的平衡状態にある二元系のマッシーゾーンに存在するβ相の分率Ｃ_βは、全組成Ｃ_０から液体組成Ｃ_ｌｉｑまでの対応線の部分と、Ｃ_βからＣ_ｌｉｑまでの対応線の長さと、の比により与えられ、液相の分率ｆ_ｌｉｑは、Ｃ_０組成からＣ_β組成までの対応線の部分と、Ｃ_βからＣ_ｌｉｑまでの対応線の長さと、の比により与えられる。

過共晶組成範囲を有する成分Ａ及びＢの共晶二元系の場合には、式（３）及びテコの原理により、ｆ_βの所与の範囲及び式（３）により規定されるように、全組成Ｃ_０は、
Ｃ_０＝ｆ_β｛Ｃ_β−Ｃ_ｌｉｑ）＋Ｃ_ｌｉｑ （４）
（式中、β相の組成Ｃ_β及び液相の組成Ｃ_ｌｉｑは、温度Ｔ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}＋Ｔ_ｅｕｔ）／２における対応線と固相線及び液相線との交点により決定され、分率ｆ_βは、［０．２６，１）の範囲内である）
の範囲内にすべきである。Ｃ_０のこの範囲は、「Ｃ_０」と記された（右側）中括弧により図２に示される。代替的に、分率ｆ_βは、次の範囲、すなわち、［０．３０，１）、［０．３６，１）、［０．４２，１）、［０．４８，１）、［０．５４，１）、［０．６０，１）、［０．６６，１）、［０．７２，１）、［０．７８，１）、［０．８４，１）、［０．９０，１）、［０．９５，１）、［０．２６，０．９９］、［０．３０，０．９８］、［０．３６，０．９７］、［０．４２，０．９６］、［０．４８，０．９５］、［０．５２，０．９４］、［０．５８，０．９３］、［０．６４，０．９２］、［０．７２，０．９１］、［０．９５，０．９９］、又は［０．８０，０．９０］の１つである。

先行技術の接合技術よりも優れた本発明の顕著な特徴は、接合が二元系の全組成の選択であることにある。より正確には、接合を形成するために適用される相溶性又は部分相溶性の二元系の全組成は、固相温度超（且つ液相温度未満）の温度で熱力学的平衡状態で完全に固体状態ではなく部分的に固体状態且つ部分的に液体状態になるように調整される。先行技術の接合技術では、本発明者が知る限り、接合材料の組成は、固相温度超で完全に液体状態（共晶組成又は共晶組成近傍及び純粋元素組成）又は完全に固体状態（単相固溶体又は金属間化合物として）のいずれかになるように調整される。

本発明は、例えば、ＳＬＩＤ接合又はＴＬＰ接合と同様に、接合の意図された操作温度未満であり得る比較的低いプロセス温度で接合を形成可能であるという利点を有する。しかしながら、本発明は、接合が形成される温度よりもはるかに高い温度でも完全に固体状態で残留するＳＬＩＤ接合又はＴＬＰ接合とは対照的に、操作温度が固相温度超になると接合層が部分的に再溶融するという追加の利点を有する。本発明に係る接合層の部分的再溶融は、接合の熱応力の開放、粒界に有意な欠陥濃度を有するゾーンの修復の可能性、さらには接合部品間の有害なカーケンドールボイド形成効果の発生の低減の可能性という利点を提供すると考えられる。そのため、本発明に係る接合部は、サイクル操作や高温操作などの熱負荷に暴露される場合、特に熱サイクルが固相温度超の温度を含む場合、より弾性であると考えられる。本発明に係る接合部の他の利益は、ＳＬＩＤ接合に存在することのある脆弱金属間化合物を回避すること、ＴＬＰ接合でしばしば見られるよりも有意に少ない処理時間で接合を形成し得ることである。本発明はまた、Ｉｎ−Ｓｉ系などの非常に限られた相溶性を有する材料系から接合を形成することを可能にする。かかる系では、接合層の厚さ、表面粗さ、平面性などのジオメトリー要件が非常に厳しいため、ＴＬＰは非実用的である。

本発明は、機械的負荷に耐える能力を有する接合層全体にわたり延在するコヒーレント単一固溶体相の形成を可能にする本発明の第１及び第２の態様に関連して以上に与えられた全組成の成分Ａ及びＢの任意の二元系に適用し得る。成分Ａ及び成分Ｂの適合した相溶性二元系の例としては、Ｇｅ−Ｓｉ、Ｍｏ−Ｗ、Ｎｂ−Ｗ、及びＶ−Ｗが挙げられるが、これらに限定されるものではない。成分Ａ及び成分Ｂの適合した部分相溶性二元系の例としては、Ａｇ−Ｂｉ、Ａｇ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｇｅ、Ａｇ−Ｍｏ、Ａｇ−Ｐｂ、Ａｇ−Ｓｉ、Ａｇ−Ｔｉ、Ａｌ−Ｂｅ、Ａｌ−Ｂｉ、Ａｌ−Ｇａ、Ａｌ−Ｇｅ、Ａｌ−Ｎ、Ａｌ−Ｓｎ、Ａｕ−Ｂｉ、Ａｕ−Ｇｅ、Ａｕ−Ｍｏ、Ａｕ−Ｓｂ、Ａｕ−Ｓｉ、Ａｕ−Ｗ、Ｂｉ−Ｃｕ、Ｂｉ−Ｇｅ、Ｂｉ−Ｎｉ、Ｂｉ−Ｓｎ、Ｃｒ−Ｓｎ、Ｃｕ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｉｎ、Ｇａ−Ｇｅ、Ｇａ−Ｓｉ、Ｇａ−Ｚｎ、Ｇｅ−Ｉｎ、Ｇｅ−Ｐｂ、Ｇｅ−Ｓｂ、Ｇｅ−Ｓｎ、Ｇｅ−Ｚｎ、Ｉｎ−Ｓｉ、Ｉｎ−Ｚｎ、Ｐｂ−Ｗ、Ｐｄ−Ｗ、Ｓｂ−Ｓｉ、Ｓｉ−Ｓｎ、Ｓｉ−Ｚｎ、Ｓｎ−Ｚｎ、又はＳｉＯ_２−Ａｌ_２Ｏ_３が挙げられるが、これらに限定されるものではない。これらの二元系のうち、次の系、すなわち、Ａｌ−Ｇｅ、Ａｌ−Ｓｎ、Ａｕ−Ｇｅ、Ａｕ−Ｓｉ、Ｂｉ−Ｃｕ、Ｂｉ−Ｇｅ、Ｂｉ−Ｓｎ、Ｇａ−Ｇｅ、Ｇｅ−Ｉｎ、Ｉｎ−Ｓｉ、及びＳｉ−Ｓｎは、本発明の接合部の形成に特に好ましい系であることが示された。

本発明に係る二元系の混合物からなる境界層は、当業者に公知の又は当業者が考え得る任意の方法で形成し得る。本発明の第１及び第２の態様に係る接合部の形成方法の可能な一実施形態例は、図３ａ及び３ｂに模式的に例示される。図３ａでは、第１の部品は、参照番号２０が付された矩形として模式的に示されている。第１の部品２０は、その接合表面２１と接合層のプレフォームとの接触をまさに行うところである。この場合、接合層のプレフォームは、成分Ａの上層と、成分Ｂの中間層と、成分Ａの下層と、のサンドイッチ構造体からなる。参照番号２４が付されているサンドイッチ構造体中のＡ及びＢの全量は、全組成Ｃ_０が本発明の第１及び第２の態様に対して以上に与えられた区間の１つに含まれるように調整される。第１の部品に接合される第２の部品は、参照番号２２が付されて矩形で示されており、その接合表面２３と接合層の同一のプレフォーム２４との接触をまさに行うところである。代替的に、サンドイッチ構造体は、成分Ｂの２層間に成分Ａを介在させることにより形成し得る。これは、成分Ｂが成分Ａよりも低い融点を有するときに有利である。第１の物体２０及び第２の物体２２の接合表面２１、２３を、それぞれ、プレフォーム２４に隣接させ、成分Ａ及びＢが相互拡散により本発明に係る接合部のα相又はβ相のいずれかの耐荷重性のコヒーレント連続単相固溶体を形成する温度でサンドイッチ構造体を加熱する。得られる構造体は、図３ｂに模式的に示されている。この場合、単相固溶体α相とＡ成分及びＢ成分の液相との二相混合物、又は代替的に単相固溶体β相とＡ成分及びＢ成分の液相との二相混合物のいずれかに、参照番号２５が付されている。

記載のように、接合層の二相混合物中の液相は、多かれ少なかれ、単相固溶体（α相又はβ相のいずれか）のマトリックス中に等サイズの球状相として分散され得る。図４ａ）は、単相固溶体のマトリックスに多かれ少なかれ等サイズの球状相（図には空孔で表される）を立方充填したときの本発明に係る接合部のα相又はβ相のいずれかの得られた耐荷重コヒーレント連続単相固溶体を示す。この場合、分率ｆ_α又はｆ_βは０．４８である。図４ｂ）は、単相固溶体のマトリックスに多かれ少なかれ等サイズの球状相を菱面体充填した得られた本発明に係る接合部のα相又はβ相のいずれかの耐荷重コヒーレント連続単相固溶体の他の可能な構成を示す。後者の場合、分率ｆ_α又はｆ_βは０．２６である。

第１及び第２の態様に係る本発明は、本発明に係る接合部の接合層の任意の考えられる実用的な厚さに適用し得る。実際の厚さは、適用される二元系及び接合部が適用される用途に依存して数桁程度異なり得る。

実際には、接合層の厚さは、有利には、次の範囲、すなわち、１〜１０００のμｍ、２〜８００μｍ、３〜６００μｍ、５〜４００μｍ、６〜２００μｍ、７〜１００μｍ、８〜５０μｍ、９〜３０μｍ、又は１０〜２０μｍの１つであり得る。

本発明に係る接合部の接合層に造形される二元系は、熱処理すると相互拡散により二相領域混合物に変換される２つの成分の化学的又は物理的混合物のいずれかの任意の混合物であり得る。相の１つは、α相又はβ相のコヒーレント連続耐荷重構造体である。本発明に係る接合部を形成するために熱処理されるサンドイッチ構造体は、二元系の介在層を間に有して第１及び第２の固体物体を含み、任意の公知の方法又は考えられる方法で得られ得る。例えば、図３ａに模式的に示される介在固体シート材料のスタックの形態で、Ａ成分及びＢ成分の粒子の粉末混合物の層の形態で、粉末材料とシート材料などとの組合せで、成分Ａ及びＢを有することにより得られ得る。好ましくは、サンドイッチ構造体の接合層は、Ａ成分の２つのシートとＢ成分の１つのシートとの場合で図３ａ）に模式的に示されるように、Ｂ成分のいくつかの薄いシートと共にＡ成分のいくつかの薄いシートを交互に介在させて含む。部品間の接触面積を増大させてコヒーレント連続耐荷重構造体を形成するのに必要な相互拡散時間を削減するために、図３ａに示されるＡ成分及びＢ成分の両方のシートをかなり多く適用し得る。代替的に、Ａ成分又はＢ成分のいずれかのシート間に介在するＡ及びＢの共晶組成物のシートを含む多数のシートを使用することも考えられる。

さらに、第１及び第２の物体の接合表面２１、２３と、本発明に係る接合部２５と、の間にそれぞれ介在する１つ以上の接着層を含むことが有利であり得る。同様に、接合部と物体との間の相互拡散を制限する必要がある場合、少なくとも１つの拡散障壁層を含むことが有利であり得る。最終な接合部組成のさらなる濃度制限のために、隣接枯渇層を含むことが有利であり得る。枯渇層はまた、拡散速度及びプロセス時間を改善するプロセス制御にも使用し得る。本発明は、接着層、拡散障壁層、又は枯渇層の任意の公知の材料又は考えられる材料を含み得る。

本明細書で用いられる「第１又は第２の物体」という用語は、接合して一体化される任意の物理的物体、例えば、Ｓｉ、ＳｉＣ、ＧａＡｓ、ＧａＮ、（ＳＯＩ）、アルミナ、ＡｌＮ、Ｓｉ_３Ｎ_４、ガラス、Ｋｏｖａｒ、Ｃｕ、Ａｌなどの材料、及び／又は例えば、ＭＥＭＳ、トランジスター、基板、抵抗コンデンサー、ＩＣ、ダイオードなどの部品を意味する。

本発明に係る接合部の実施形態例により本発明をさらに詳細に説明する。

第１の実施形態例
本発明の第１の実施形態例に係る接合部は、ＳｉＣの第１の物体をＳｉ_３Ｎ_４の第２の物体に接合して一体化するＡｕリッチＡｕ−Ｇｅ二元系である。

材料
共晶Ａｕ−ＧｅプレフォームをＳｉＣのダミーチップ（バイポーラージャンクショントランジスター又はＢＪＴ）とＳｉ_３Ｎ_４基材との間に挟んだ。チップは、スパッタリングされたＮｉ２Ｓｉ（１４０ｎｍ）／Ｎｉ（３００ｎｍ）／Ａｕ（１００ｎｍ）金属化を有していた。基材は、Ｎｉ−Ｐ（７ｗｔ％Ｐ）でプレーティングされた活性金属接合（ＡＭＢ）Ｃｕ（１５０μｍ）導体を有していた。反りを最小限に抑えるために、基材のフロント側及びバック側の両方に対称金属化（Ｃｕ／Ｎｉ−Ｐ）を施した。シアン化金溶液を用いて３３３Ｋ〜３３８Ｋ（６０℃〜６５℃）の温度範囲及び２．７ｍＡ／ｃｍの電流密度でチップ及び基材の両方を均一な５μｍＡｕ層でエレクトロプレーティングした。プレーティング後、基材は６×６ｍｍ^２サンプルにダイシングし、一方、チップは３．４×１．８６ｍｍ^２サンプルにダイシングした。共晶Ａｕ−Ｇｅ全組成を有する厚さ２５μｍ、幅１．８６ｍｍ、及び奥行き３．４ｍｍのＧｏｏｄｆｅｌｌｏｗ製の市販のプレフォームを使用した（７２原子％Ａｕ及び２８原子％Ｇｅ）。材料スタックは図５に例示される。この二元系のＡｕ及びＧｅの全量は図５に示される通りである。すなわち、ダミーチップ上の厚さ５μｍの金層、Ｓｉ_３Ｎ_４基材上の厚さ５μｍの金層、及び共晶Ａｕ−Ｇｅプレフォームの厚さ２５μｍの層は、１．５原子％Ｇｅ及び８８．５原子％Ａｕの全組成に対応する３．０８ｍｇＡｕ及び０．１３ｍｇＧｅであった。

作製
チップ及びプレフォームは、基材のトップに手動でアライメントした。次いで、スタックをホットプレート上に配置した。接合プロセスは、カスタムメイドボンダーにより乾燥窒素環境で行った。ＰＲ５−３Ｔプログラマー付きのＨａｒｒｙ Ｇｅｓｔｉｇｋｅｉｔ ＧｍｂＨ製ホットプレートＰＺ２８−３ＴＤを用いてプロセス温度を制御した。共晶融解温度超の約３６０℃に上昇させた。液固拡散プロセスを適正に行うのに十分な時間を提供するために、共晶温度超の全時間は約６分間であった。鉛を用いて約１０００ｋＰａの接合圧力を形成した。圧力を加えて接合界面から過剰の材料を絞り出すことにより、接合部を形成する相互拡散プロセスで共晶材料の有効体積を最小限に抑えた。また、圧力によりチップと基材との間の熱機械的接触を確保した。次いで、後続の４時間で温度を室温に徐々に低下させた。チップのトップのリードに一体化されたＪ型熱電対を用いて温度を測定した。μｍ変位プローブ（ＴＥＳＡ）を用いて接合時のリードの変位を測定することにより、プレフォームの完全溶融（リフロー）を測定した。

わずかに変化するプロセスパラメーターを用いて、１３個のサンプルを作製した。そのほか、チップを図５に示されるものに等しい基材と交換して、すなわち、ＣＴＥミスマッチが大幅に低減された完全に対称な系を形成して、１個のサンプルを作製した。

接合構成
特定の目的を満たす異なる材料層のスタックを用いることにより、接合部を作製した。Ｎｉ層は組合せ機能を有する。それは、最終的な接合における溶質濃度を低減するために、隣接金属層間に空乏層として基本拡散障壁を提供する。最終的な接合材料組成にシード材料を提供するために、接合層にＡｕを準備する。共晶Ａｕ−Ｇｅプレフォームは液相時に良好な湿潤性を提供する。

特性評価
プロセス終了検証は、接合部リフローの可能性を明らかにするために小さな剪断力を加えながら、作製されたサンプルを初期プレフォームの共晶温度を超えて再加熱することにより評価した。最大試験温度は約６００℃に達した。

接合品質は、破壊剪断試験（２００ｋｇｆロードカートリッジを備えたＮｏｒｄｓｏｎ Ｄａｇｅ ４０００ Ｐｌｕｓ剪断試験機）により試験した。

次いで、光学顕微鏡（オリンパス）を用いて破壊表面の目視検査によりフラクトグラフィーを行った。報告された強度は、実際の接合面積に規格化されている。破損モードは、接着破壊、凝集破壊、又は両者の混合として分類した。接着とは、破壊表面が隣接金属層間、例えば、ＮｉとＡｕ−Ｇｅとの間であったことを意味する。凝集とは、破壊が単層のバルクに位置したことを意味する。

光学顕微鏡法（Ｎｅｏｐｈｏｔ ３２）及び走査電子顕微鏡法（ＳＥＭ）（ＦＥＩ Ｎｏｖａ ＮａｎｏＳＥＭ ６５０）を用いて、「接合したままの」サンプルの断面を評価した。粉砕及び研磨により断面用サンプルを作製した。２０００グレードで粉砕を終了し、その後、作製作業を続けて、クロス及び５μｍダイヤモンドペーストを用いて研磨した。ＳＥＭを行う前に、サンプルを炭素の薄層でコーティングした。

エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ又はＥＤＸ）（Ｏｘｆｏｒｄ Ｘ−ＭＡＸ５０）により接合部組成を評価した。

固相温度（すなわち、約３６０℃の共晶温度）超で数分間の初期加熱を行ってから室温に冷却した接合部の１つのサンプルと、固相温度超で数分間の初期加熱を行ってから約３００℃に冷却しその温度に４時間維持した接合部の１つのサンプルと、で撮影したＳＥＭ写真は、それぞれ、図７ａ）及び７ｂ）に示される。加熱に起因する二元系のモルフォロジー変化は、初期加熱後にアニーリングしなかったサンプルと比較して、３００℃で４時間アニーリングしたサンプルの写真でより明確に例示される。このモルフォロジー変化は、本発明に係るＡ成分及びＢ成分の単相固溶体の多孔性コヒーレント連続構造であると考えられる。この仮定は、以上に述べた応力試験及び以下に与えられる剥離結果により裏付けられる。

信頼性
極度の熱衝撃処理の後の残留強度を１つのサンプルで評価した。サンプルを約６００℃まで約１０分間加熱した。次いで、それを０℃の氷水の入ったグラスに落下させた。次いで、このサイクルをもう一度繰り返した。次いで、サンプルの剪断試験を行い、そしてフラクトグラフィーを行った。

プロセス終了
再加熱された接合部は、温度が３６０℃を超えたときにリフローの兆候をなんら示さなかった。

接合強度
作製されたサンプルの強度は、数ＭＰａ〜約５０ＭＰａの間で変化した。２つの基材を接合一体化した対称サンプルは、剪断試験機で適用可能な最大荷重（２００ｋｇｆ）５６ＭＰａを超える強度を測定した。すなわち、サンプルは破壊しなかった。

フラクトグラフィー
フラクトグラフィーでは、そのほとんどのサンプルが接合時に適正なリフローを示した。過剰のプレフォーム材料がサンプルの周りに存在した。これらのサンプルは、接合部自体の凝集破壊表面を示した。この過剰のプレフォーム材料がサンプルの周りに存在しないサンプルは、プレフォームと１つの隣接Ａｕ層との間の接着破壊と解釈される破壊表面を示した。いくつかのサンプルはまた、接合界面で部分湿潤を起こして有効な接合面積を低減した。

断面化
接合されたサンプルの断面は、典型的には、接合ラインが観測されることなく均一な接合を示す（図６を参照されたい）。最終的な接合厚さは９〜１０μｍであることが判明した。少なくとも２つの識別可能な材料組成が接合部に存在することが、顕微鏡写真からさらに示された。接合材料、すなわち、Ａｕ又はＧｅと、隣接Ｎｉ−Ｐ層と、の間で拡散プロセスが起こることが、さらなる検査から明らかにされた。いくつかの位置で、横方向亀裂を生じた構造が見いだされた。

接合部組成
断面サンプルのＳＥＭ及びＥＤＸによる分析から、接合部は、主に、全体的なＡｕリッチＡｕ−Ｇｅ組成からなり、Ｇｅ濃度は、４ａｔ−％〜５ａｔ−％でありことが示された。Ｇｅは、他のα相（溶解されたＧｅを有するＡｕ）内に小さな「領域」として分離されていることがさらに観測された。元素分析から、Ｇｅは、Ａｕ−Ｇｅ接合を介して拡散して、隣接Ｎｉと共に金属間化合物（ＩＭＣ）を形成することがさらに明らかにされた。ＳＥＭ及びＥＤＳから、接合されたサンプルの周りに過剰のプレフォームが存在することが確認された。

信頼性
熱衝撃処理に付されたサンプルの残留強度を測定したところ、１２．３ＭＰａであった。後続のフラクトグラフィーから、チップ側の接着層で破壊モードが接着破壊に変化したことが示された。

結論
このことから、注目すべき熱サイクル能力と共に固相線超で有意な強度を有する接合部が例示される。

第２の実施形態例
本発明の第２の実施形態例に係る接合部は、Ｓｉの第１の物体をＳｉの第２の物体に接合して一体化するＡｕリッチＡｕ−Ｇｅ二元系である。

材料
シリコンのダミーチップと、接合側に厚さ１５０ｎｍのＴｉＷ層を有するシリコンのダミー基材とをシリコン基材間の二元Ａｕ−Ｇｅ系により接合して一体化した。Ａｕ−Ｇｅ系は、熱処理及び接合形成の前に５．４原子％Ｇｅの全組成を有していた。２つのシリコン基材のスタックは、図８に側面から見て模式的に例示される。

寸法１．９×１．９ｍｍ^２及び厚さ５２５μｍのダミーチップは、ボックス１００として図に例示され、その厚さ２．８μｍの金層は、層１０１として示され、厚さ２５μｍ、幅１ｍｍ、及び奥行き０．７ｍｍの共晶Ａｕ−Ｇｅプレフォームは、ボックス１０５として示され、寸法３．９×３．９ｍｍ^２及び厚さ５２５μｍのダミー基材は、ボックス１０３として示され、そしてその厚さ２．８μｍの金層は、層１０４として示される。

ＳｉのダミーチップとＳｉのダミー基材との間に共晶Ａｕ−Ｇｅプレフォームを挟んだ。厚さ２５μｍ、幅１ｍｍ、及び奥行き０．７ｍｍの市販のプレフォームは、７２原子％Ａｕ及び２８原子％Ｇｅの共晶Ａｕ−Ｇｅ組成と共にＧｏｏｄｆｅｌｌｏｗから供給された。

作製
チップ及びプレフォームを基材のトップに手動でアライメントして対称Ｓｉ／Ａｕ／Ａｕ−Ｇｅ／Ａｕ／Ｓｉ構造体を形成し、そして構造体をスクイズして一体化するために、スプリング付きのカスタムメイドサンプルホルダーを備えたＢｕｄａｔｅｃボンダーＶＳ１６０Ｓの加熱プレート上に配置した。接合プロセスは真空中で行った。温度を共晶融解温度超の約３８０℃に上昇させ、次いで、約３３０℃に低下させ、そしてこの温度に１０時間まで維持した。約２ＭＰａの圧力を加えて接合界面から過剰の材料を絞り出すことにより、接合部を形成する相互拡散プロセスで共晶材料の有効体積を最小限に抑えた。また、圧力によりチップと基材との間の熱機械的接触を確保した。後続のアニーリング工程は、所望のモルフォロジー、すなわち、固相線超で固体コヒーレント多孔性構造を形成するように３３０℃で１０時間行った。

特性評価
作製された接合の健全性試験は、作製されたサンプルを真空中の垂直表面（Ｗａｔｌｏｗ製のホットプレートＵｌｔｒａｍｉｃ６００）に装着することにより行われる。この表面の温度は制御可能である。荷重を構造体に加えて接合全体にわたり２０〜５０ｋＰａの範囲内の剪断力を形成した。最高６００℃まで又はチップが基材から脱離するまで、温度を３０℃／分の速度で上昇させた。この実施形態例で作製された接合は、６００℃に加熱したときの接合の温度で脱離しないことが観測されたことから、本発明に係る接合はかなり「マッシー領域」に入っても、すなわち、約３６０℃の固相（共晶）温度をかなり上回っても、その健全性が維持されることが証明される。

光学顕微鏡法（ＩＩ Ｎｅｏｐｈｏｔ ３２）及び走査電子顕微鏡法（ＳＥＭ）（Ｈｉｔａｃｈｉ ＳＵ８３２０）を用いて、「接合したままの」サンプルの断面を分析した。ダイシング及びＡｒイオンミリング（Ｈｉｔａｃｈｉ ＩＭ４０００）により断面用サンプルを作製した。エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）（Ｏｘｆｏｒｄ Ｓｉｌｉｃｏｎ Ｄｒｉｆｔ Ｄｅｔｅｃｔｏｒ−ＸｍａｘＮ）により接合部組成を評価した。

接合部組成
サンプルの接合層のＳＥＭ及びＥＤＸによる分析から、接合は、主に、全体的なＡｕリッチＡｕ−Ｇｅ組成からなり、Ｇｅ濃度は、約１１ａｔ％であることが示された。所望のモルフォロジーは、共晶モルフォロジーを示す有意な領域をなんら伴うことなく他のα相（溶解されたＧｅを有するＡｕ）内に小さな「領域」として分離されたＧｅ相により達成されることがさらに観測された。このモルフォロジー変化は、接合に亀裂を引き起こす（低温）ストレス試験の後に撮影された接合層の光学写真である図９に明確に見られる。そのため、写真は、ダミーのシリコン基材の切片及び接合層の残りの部分のみを示す。写真では、高Ｇｅ相の灰色領域中にゲルマニウムの一部が偏析することにより、接合層が共晶Ａｕ−Ｇｅからモルフォロジー変化したことがはっきりと分かる。黄色相は、本発明に係る接合の構造体であると考えられる金リッチα相である。灰色領域はゲルマニウムが多く、黄色領域は金リッチα相であることが、ＳＥＭ及びＥＤＸ分析により確認される。図１０は、図９に示される領域の切片のＳＥＭ写真である（鏡面反転で示される）。分析の結果、接合層の全組成は１１原子％Ｇｅであることが判明した。

結論
このことから、固相線超で液相（Ａｕ−Ｇｅ）と共存する構造α相（Ａｕ）が示唆される。固相線超で有意な強度を有する最終な接合部がさらに実証される。

第３の実施形態例
本発明の第３の実施形態に係る接合部は、Ｓｉの第１の物体をＳｉの第２の物体に接合して一体化するＩｎ−Ｓｉ二元系である。

材料
厚さ１μｍの純粋Ｉｎ層をＳｉのダミーチップ及びダミー基材の接合表面上に熱蒸発させた。Ｉｎ堆積後、基材は３．９×３．９ｍｍ^２サンプルにダイシングし、一方、チップは１．９×１．９ｍｍ^２サンプルにダイシングした。ダミーチップ及びダミー基材は両方とも厚さ５２５μｍであった。Ｉｎ−Ｓｉ系は、熱処理及び接合形成の前に９９．８６原子％Ｓｉの全組成を有していた。

作製
チップを基材のトップに手動でアライメントして対称Ｓｉ／Ｉｎ／Ｉｎ／Ｓｉ構造体を形成した。次いで、スタックをホットプレート（ＢｕｄａｔｅｃボンダーＶＳ１６０Ｓ）上に配置した。接合プロセスは真空中で行った。作製サンプルに対してプロセス温度及び滞留時間の両方を変化させた。温度は、約１７０℃に上昇させた。共晶温度超の全時間（滞留時間）は５分間であり、続いて、１３５℃で１０時間アニーリングした。カスタムメイドサンプルホルダー（第２の例を参照されたい）に約２ＭＰａの圧力を加えた。圧力によりチップと基材との間の熱機械的接触を確保した。

脱離温度
実験２に関連して以上に記載したようにサンプルを類似の健全性試験に付した。接合は、Ｉｎ−Ｓｉ系の１５７℃の固相（共晶）温度を十分に上回る４００℃で有意な構造健全性を実証した。

第４の実施形態例
本発明の第４の実施形態例に係る接合部は、Ｓｉの第１の物体をＳｉの第２の物体に接合して一体化するＳｉ−Ｓｎ二元系である。

材料
厚さ２００ｎｍの純粋Ｓｎ層をＳｉのダミーチップ及びダミー基材の接合表面上に熱蒸発させた。Ｓｎ堆積後、基材は３．９×３．９ｍｍ^２サンプルにダイシングし、一方、チップは１．９×１．９ｍｍ^２サンプルにダイシングした。ダミーチップ及びダミー基材は両方とも厚さ５２５μｍであった。Ｓｉ−Ｓｎ系は、熱処理及び接合形成の前に９９．９７原子％Ｓｉの全組成を有していた。

作製
チップを基材のトップに手動でアライメントして対称Ｓｉ／Ｓｎ／Ｓｎ／Ｓｉ構造体を形成した。次いで、スタックを上述したホットプレート（実施例２及び３を参照されたい）及びサンプルホルダー上に配置した。接合プロセスは真空中で行った。作製サンプルに対してプロセス温度及び滞留時間の両方を変化させた。温度は、約２５０℃に上昇させた。共晶温度超の全時間（滞留時間）は１分間であり、続いて、約２００℃で４〜５時間アニーリングした。サンプルホルダー中のスプリングにより約２ＭＰａの接触圧力を生成してチップと基材との間の熱機械的接触を確保する。

脱離温度
実験２に関連して以上に記載したようにサンプルを類似の健全性試験に付した。接合は、Ｓｉ−Ｓｎ系の２３２℃の固相（共晶）温度を十分に上回る４００℃で有意な構造健全性を実証した。

参照文献
［１］A.A.Ahkubekov, S.N.Ahkubekova, O.L.Enaldieva, T.A.Orkvasov and V.A.Sozaev, "The influence of small impurity additions and direct electric current on the kinetics of contact melting in metals," Journal of Physics:Conference Series, vol.98, no.062031, 2008
［２］T.A.Tollefsen, A.Larsson, O.M.Loevvik, and K.Aasmundtveit, "Au-Sn SLID Bonding - Properties and Possibilities," Metallurgical and Materials Transactions B, vol.43, no.2, pp.397-405, April 2012
［３］AAPG Wiki, an open access resource maintained by the American Association of Petroleum Geologists, an international association of technical professionals, available on the internet:http://wiki.aapg.org/Porosity

Claims (14)

1. 第１の固体物体の接合表面と第２の固体物体の接合表面との間に接合部を形成する方法であって、
   Ａ）成分Ａ及びＢの二元系を提供することであって、前記二元系が、
   ｉ）以下の範囲内の全組成Ｃ_０：
   Ｃ_０＝Ｃ_ｌｉｑ−ｆ_α（Ｃ_ｌｉｑ−Ｃ_α）
   （式中、
   Ｃ_ｌｉｑは、前記二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}＋Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}）／２の温度であるときに単相固溶体と共存する液相の組成であり、
   Ｃ_αは、前記二元系がＴ_１の温度であるときに液相と共存する単相固溶体の組成であり、
   Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}は、純度１００％の成分Ａの融解温度であり、
   Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}は、純度１００％の成分Ｂの融解温度であり、且つ
   ｆ_αは、Ｔ_１の温度で相溶性二元系に存在する単相固溶体の分率であり、
   ここで、ｆ_αは、［０．２６，１）の範囲である）
   を有する相溶性二元系、
   ｉｉ）又は固体状態領域で３つの相領域のみを有する亜共晶若しくは過共晶の組成のいずれかの部分相溶性二元系、
   ・但し、前記部分相溶性二元系の組成が亜共晶である場合、
   それは、以下の範囲内の全組成Ｃ_０：
   Ｃ_０＝Ｃ_ｌｉｑ−ｆ_α（Ｃ_ｌｉｑ−Ｃ_α）
   （式中、
   Ｃ_ｌｉｑは、前記二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}＋Ｔ_ｅｕｔ）／２の温度であるときにα相と共存する液相の組成であり、
   Ｃ_αは、前記二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}＋Ｔ_ｅｕｔ）／２の温度であるときに液相と共存するα相の組成であり、
   Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}は、純度１００％の成分Ａの融解温度であり、
   Ｔ_ｅｕｔは、共晶二元系の共晶温度であり、
   ｆ_αは、［０．２６，１）の範囲内である）
   を有し、
   ・若しくは、前記部分相溶性二元系の組成が過共晶である場合、
   それは、以下の範囲内の全組成Ｃ_０：
   Ｃ_０＝ｆ_β（Ｃ_β−Ｃ_ｌｉｑ）＋Ｃ_ｌｉｑ
   （式中、
   Ｃ_ｌｉｑは、前記二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}＋Ｔ_ｅｕｔ）／２の温度であるときにβ相と共存する液相の組成であり、
   Ｃ_βは、前記二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}＋Ｔ_ｅｕｔ）／２の温度であるときに液相と共存するβ相の組成であり、
   Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}は、純度１００％の成分Ｂの融解温度であり、
   Ｔ_ｅｕｔは、共晶二元系の共晶温度であり、
   ｆ_βは、［０．２６，１）の範囲内である）
   を有する、
   のいずれかであることと、
   Ｂ）前記第１の固体物体の接合表面に前記第２の固体物体の接合表面を向き合わせることにより、前記第１の固体物体と前記二元系と前記第２の固体物体とを含むサンドイッチ構造体を形成することであって、前記二元系が第１及び第２の両方の物体の接合表面間に介在してそれらに接触することと、
   Ｃ）温度Ｔ_１を上限とする温度で前記サンドイッチ構造体を熱処理することにより、第１及び第２の物体を接合する接合部を形成することであって、これにより、成分Ａ及びＢの相溶性又は部分相溶性の二元系から、第１及び第２の両方の物体の接合表面間に介在するＡ成分及びＢ成分の単相固溶体の多孔性コヒーレント連続構造体と、Ａ成分及びＢ成分の単相固溶体の多孔性コヒーレント連続構造体に分散されたＡ成分及びＢ成分の第２の相とが形成されることと、
   を含む、方法。
2. ｆ_αが、次の範囲：［０．３０，１）、［０．３６，１）、［０．４２，１）、［０．４８，１）、［０．５４，１）、［０．６０，１）、［０．６６，１）、［０．７２，１）、［０．７８，１）、［０．８４，１）、［０．９０，１）、［０．９５，１）、［０．２６，０．９９］、［０．３０，０．９８］、［０．３６，０．９７］、［０．４２，０．９６］、［０．４８，０．９５］、［０．５２，０．９４］、［０．５８，０．９３］、［０．６４，０．９２］、［０．７２，０．９１］、［０．９５，０．９９］、又は［０．８０，０．９０］の１つである、請求項１に記載の方法。
3. ｆ_βが、次の範囲：［０．３０，１）、［０．３６，１）、［０．４２，１）、［０．４８，１）、［０．５４，１）、［０．６０，１）、［０．６６，１）、［０．７２，１）、［０．７８，１）、［０．８４，１）、［０．９０，１）、［０．９５，１）、［０．２６，０．９９］、［０．３０，０．９８］、［０．３６，０．９７］、［０．４２，０．９６］、［０．４８，０．９５］、［０．５２，０．９４］、［０．５８，０．９３］、［０．６４，０．９２］、［０．７２，０．９１］、［０．９５，０．９９］、又は［０．８０，０．９０］の１つである、請求項１に記載の方法。
4. 前記二元系が、Ｇｅ−Ｓｉ、Ｍｏ−Ｗ、Ｎｂ−Ｗ、Ｖ−Ｗ、Ａｇ−Ｂｉ、Ａｇ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｇｅ、Ａｇ−Ｍｏ、Ａｇ−Ｐｂ、Ａｇ−Ｓｉ、Ａｇ−Ｔｉ、Ａｌ−Ｂｅ、Ａｌ−Ｂｉ、Ａｌ−Ｇａ、Ａｌ−Ｇｅ、Ａｌ−Ｎ、Ａｌ−Ｓｎ、Ａｕ−Ｂｉ、Ａｕ−Ｇｅ、Ａｕ−Ｍｏ、Ａｕ−Ｓｂ、Ａｕ−Ｓｉ、Ａｕ−Ｗ、Ｂｉ−Ｃｕ、Ｂｉ−Ｇｅ、Ｂｉ−Ｎｉ、Ｂｉ−Ｓｎ、Ｃｒ−Ｓｎ、Ｃｕ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｉｎ、Ｇａ−Ｇｅ、Ｇａ−Ｓｉ、Ｇａ−Ｚｎ、Ｇｅ−Ｉｎ、Ｇｅ−Ｐｂ、Ｇｅ−Ｓｂ、Ｇｅ−Ｓｎ、Ｇｅ−Ｚｎ、Ｉｎ−Ｓｉ、Ｉｎ−Ｚｎ、Ｐｂ−Ｗ、Ｐｄ−Ｗ、Ｓｂ−Ｓｉ、Ｓｉ−Ｓｎ、Ｓｉ−Ｚｎ、Ｓｎ−Ｚｎ、又はＳｉＯ_２−Ａｌ_２Ｏ_３の１つから選択される成分Ａ及び成分Ｂの化学的又は物理的混合物である、請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法。
5. 前記二元系が、Ａｌ−Ｇｅ、Ａｌ−Ｓｎ、Ａｕ−Ｇｅ、Ａｕ−Ｓｉ、Ｂｉ−Ｃｕ、Ｂｉ−Ｇｅ、Ｂｉ−Ｓｎ、Ｇａ−Ｇｅ、Ｇｅ−Ｉｎ、Ｉｎ−Ｓｉ、又はＳｉ−Ｓｎの１つから選択される成分Ａ及び成分Ｂの化学的又は物理的混合物である、請求項４に記載の方法。
6. 前記サンドイッチ構造体の加熱処理が、次の区間：［０．５・Ｔ_ｓ、Ｔ_１］、［０．７・Ｔ_ｓ、Ｔ_１］、［０．７５・Ｔ_ｓ、Ｔ_１］、［０．８・Ｔ_ｓ、Ｔ_１］、［０．８５・Ｔ_ｓ、Ｔ_１］、［０．９・Ｔ_ｓ、Ｔ_１］、又は［０．９５・Ｔ_ｓ、Ｔ_１］（但し、Ｔ_ｓは、組成Ｃ_０における前記二元系の固相温度である）の１つで行われる、請求項１〜５のいずれか一項に記載の方法。
7. 前記熱処理が、Ｔ_ｓｏｌ〜Ｔ_１（但し、Ｔ_ｓｏｌは、全組成Ｃ_０における前記二元系の固相温度である）の範囲内の温度で前記二元系を初期加熱することと、数分間にわたりこの温度を維持することと、続いて、０．８・Ｔ_ｓｏｌ〜Ｔ_ｓｏｌの範囲内の温度に前記二元系を冷却することと、数時間にわたりこの温度を維持することと、を含む、請求項１〜５のいずれか一項に記載の方法。
8. ０．８・Ｔ_ｓｏｌ〜Ｔ_ｓｏｌの範囲内の温度が２〜１０時間、好ましくは３〜６時間、より好ましくは３〜４時間維持される、請求項７に記載の方法。
9. 第１の固体物体の接合表面と第２の固体物体の接合表面との間の接合部であって、
   ・前記接合部が、成分Ａ及びＢの二元系から作製された接合層を含み、前記二元系が、
   ｉ）以下の範囲内の全組成Ｃ_０：
   Ｃ_０＝Ｃ_ｌｉｑ−ｆ_α（Ｃ_ｌｉｑ−Ｃ_α）
   （式中、
   Ｃ_ｌｉｑは、二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}＋Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}）／２の温度であるときに単相固溶体と共存する液相の組成であり、
   Ｃ_αは、二元系がＴ_１の温度であるときに液相と共存する単相固溶体の組成であり、
   Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}は、純度１００％の成分Ａの液相温度であり、
   Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}は、純度１００％の成分Ｂの液相温度であり、
   ｆ_αは、［０．２６，１）の範囲内である）
   を有する完全相溶性二元系、
   ｉｉ）又は固体状態領域で３つの相領域のみを有する亜共晶若しくは過共晶の組成のいずれかの部分相溶性二元系、
   ・但し、前記部分相溶性二元系の組成が亜共晶である場合、
   それは、以下の範囲内の全組成Ｃ_０：
   Ｃ_０＝Ｃ_ｌｉｑ−ｆ_α（Ｃ_ｌｉｑ−Ｃ_α）
   （式中、
   Ｃ_ｌｉｑは、二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}＋Ｔ_ｅｕｔ）／２の温度であるときにα相と共存する液相の組成であり、
   Ｃ_αは、二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}＋Ｔ_ｅｕｔ）／２の温度であるときに液相と共存するα相の組成であり、
   Ｔ_{ｌｉｑ，Ａ}は、純度１００％の成分Ａの融解温度であり、
   Ｔ_ｅｕｔは、共晶二元系の共晶温度であり、
   ｆ_αは、［０．２６，１）の範囲内である）
   を有し、
   ・若しくは、前記部分相溶性二元系の組成が過共晶である場合、
   それは、以下の範囲内の全組成Ｃ_０：
   Ｃ_０＝ｆ_β（Ｃ_β−Ｃ_ｌｉｑ）＋Ｃ_ｌｉｑ
   （式中、
   Ｃ_ｌｉｑは、二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}＋Ｔ_ｅｕｔ）／２の温度であるときにβ相と共存する液相の組成であり、
   Ｃ_βは、二元系がＴ_１＝（Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}＋Ｔ_ｅｕｔ）／２の温度であるときに液相と共存するβ相の組成であり、
   Ｔ_{ｌｉｑ，Ｂ}は、純度１００％の成分Ｂの融解温度であり、
   Ｔ_ｅｕｔは、共晶二元系の共晶温度であり、
   ｆ_βは、［０．２６，１）の範囲内である）
   を有する、
   のいずれかであることと、
   ・前記相溶性又は部分相溶性の成分Ａ及びＢの二元系が、第１及び第２の両方の物体の接合表面間に介在するＡ成分及びＢ成分の単相固溶体の多孔性コヒーレント連続構造体と、Ａ成分及びＢ成分の単相固溶体の多孔性コヒーレント連続構造体に分散されたＡ成分及びＢ成分の第２の相と、を構成することと、
   を特徴とする接合部。
10. ｆ_αが、次の範囲：［０．３０，１）、［０．３６，１）、［０．４２，１）、［０．４８，１）、［０．５４，１）、［０．６０，１）、［０．６６，１）、［０．７２，１）、［０．７８，１）、［０．８４，１）、［０．９０，１）、［０．９５，１）、［０．２６，０．９９］、［０．３０，０．９８］、［０．３６，０．９７］、［０．４２，０．９６］、［０．４８，０．９５］、［０．５２，０．９４］、［０．５８，０．９３］、［０．６４，０．９２］、［０．７２，０．９１］、［０．９５，０．９９］、又は［０．８０，０．９０］の１つである、請求項９に記載の接合部。
11. ｆ_βが、次の範囲：［０．３０，１）、［０．３６，１）、［０．４２，１）、［０．４８，１）、［０．５４，１）、［０．６０，１）、［０．６６，１）、［０．７２，１）、［０．７８，１）、［０．８４，１）、［０．９０，１）、［０．９５，１）、［０．２６，０．９９］、［０．３０，０．９８］、［０．３６，０．９７］、［０．４２，０．９６］、［０．４８，０．９５］、［０．５２，０．９４］、［０．５８，０．９３］、［０．６４，０．９２］、［０．７２，０．９１］、［０．９５，０．９９］、又は［０．８０，０．９０］の１つである、請求項９に記載の接合部。
12. 前記二元系が、Ｇｅ−Ｓｉ、Ｍｏ−Ｗ、Ｎｂ−Ｗ、Ｖ−Ｗ、Ａｇ−Ｂｉ、Ａｇ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｇｅ、Ａｇ−Ｍｏ、Ａｇ−Ｐｂ、Ａｇ−Ｓｉ、Ａｇ−Ｔｉ、Ａｌ−Ｂｅ、Ａｌ−Ｂｉ、Ａｌ−Ｇａ、Ａｌ−Ｇｅ、Ａｌ−Ｎ、Ａｌ−Ｓｎ、Ａｕ−Ｂｉ、Ａｕ−Ｇｅ、Ａｕ−Ｍｏ、Ａｕ−Ｓｂ、Ａｕ−Ｓｉ、Ａｕ−Ｗ、Ｂｉ−Ｃｕ、Ｂｉ−Ｇｅ、Ｂｉ−Ｎｉ、Ｂｉ−Ｓｎ、Ｃｒ−Ｓｎ、Ｃｕ−Ｓｉ、Ｆｅ−Ｉｎ、Ｇａ−Ｇｅ、Ｇａ−Ｓｉ、Ｇａ−Ｚｎ、Ｇｅ−Ｉｎ、Ｇｅ−Ｐｂ、Ｇｅ−Ｓｂ、Ｇｅ−Ｓｎ、Ｇｅ−Ｚｎ、Ｉｎ−Ｓｉ、Ｉｎ−Ｚｎ、Ｐｂ−Ｗ、Ｐｄ−Ｗ、Ｓｂ−Ｓｉ、Ｓｉ−Ｓｎ、Ｓｉ−Ｚｎ、Ｓｎ−Ｚｎ、又はＳｉＯ_２−Ａｌ_２Ｏ_３の１つから選択される成分Ａ及び成分Ｂの化学的又は物理的混合物である、請求項９〜１１のいずれか一項に記載の接合部。
13. 前記二元系が、Ａｌ−Ｇｅ、Ａｌ−Ｓｎ、Ａｕ−Ｇｅ、Ａｕ−Ｓｉ、Ｂｉ−Ｃｕ、Ｂｉ−Ｇｅ、Ｂｉ−Ｓｎ、Ｇａ−Ｇｅ、Ｇｅ−Ｉｎ、Ｉｎ−Ｓｉ、又はＳｉ−Ｓｎの１つから選択される成分Ａ及び成分Ｂの化学的又は物理的混合物である、請求項１２に記載の接合部。
14. 前記接合層全体にわたり延在する単相固溶体の多孔性コヒーレント連続構造体を形成する前記熱処理が適用される前の前記接合層の厚さが、次の範囲：１〜１０００μｍ、２〜８００μｍ、３〜６００μｍ、５〜４００μｍ、６〜２００μｍ、７〜１００μｍ、８〜５０μｍ、９〜３０μｍ、又は１０〜２０μｍの１つである、請求項９〜１２のいずれか一項に記載の接合部。

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