JP2020035983A - 半導体素子接合構造、半導体素子接合構造の生成方法及び導電性接合剤 - Google Patents

半導体素子接合構造、半導体素子接合構造の生成方法及び導電性接合剤 Download PDF

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Abstract

【課題】Ｎｉよりも硬度が低く、粒径がマイクロサイズの金属粒子とＮｉとを半導体素子と被接合体との間に介在させることで、半導体素子と被接合体とを強固に接合すると共に、熱膨張差による熱応力を緩和することができる半導体素子接合構造を提供する。【解決手段】ニッケル（Ｎｉ）よりも硬度が低く、粒径がマイクロサイズの金属粒子５（例えば、アルミニウム（Ａｌ））を半導体チップ３と当該半導体チップ３に接合する基板２との間に複数介在させ、金属粒子５をニッケル（Ｎｉ）で固着接合するものである。また、必要に応じて、前記金属粒子５をアルミニウム（Ａｌ）又はアルミニウム合金（Ａｌ合金）とし、前記半導体チップ３の表面、及び／又は基板２の表面がアルミニウム（Ａｌ）又はアルミニウム合金（Ａｌ合金）とするものである。【選択図】図１

Description

本発明は、比較的硬度が低く、粒径がマイクロサイズの一の金属粒子を面心立方の結晶構造を持つ他の金属粒子で固着接着して形成される半導体素子の接合構造に関する。
現在、Ｓｉを用いた半導体は、動作温度が１５０℃程度以下とされているが、化合物半導体であるＳｉＣやＧａＮなどは、さらなる高温動作が可能とされている。高温動作が可能となれば、高電流密度での動作が可能となるなど、特にパワーデバイスでの利点が大きい。電気自動車やハイブリッド自動車のインバータの冷却装置が簡素化されるなどが期待される。しかし、現行の半導体実装技術で広く使用されているはんだを用いた接合は、融点が２００数十℃であり、融点以上での使用は困難である。また、２００℃以下であっても、長期の使用では、熱応力等により接続不良を生じることが知られている。そこで新たな高耐熱実装技術が必要とされている。
その実装技術としてＡｕ−Ｇｅ、Ｚｎ−Ａｌ合金などの比較的高融点の溶融接合材料、高融点と低融点金属の拡散による液相拡散接合、金属ナノ粒子の焼結接合などの接合技術の検討が進められており、その中の金属ナノ粒子による焼結接合は種々検討されてきた。この金属ナノ粒子による焼結接合は、金属をナノ粒子化することで比表面積を大きくし、表面が活性になることで比較的低温の温度で接合が可能である。また、接合後は金属本来の融点になるため、接合材料として高い耐熱性が期待できる。
近年、金属ナノ粒子の低温焼結接合では、銀や銅等の金属ナノ粒子材料での研究開発が進められている。しかし、銀は高コストであり、酸化、マイグレーションの問題を生じる懸念があり、銅は自身の酸化が課題となっている。また、金属ナノ粒子の焼結体は、比表面積が大きいために表面に形成あるいは吸着している、酸素、炭素原子の焼結時の内部への取り込みのため、純金属よりも降伏応力の上昇と同時に脆化する傾向があり、熱応力に対して十分な応力緩和効果が見られなかった。
そこで、発明者らは、特許文献１、２に示すように、融点が１４５３℃と銀や銅よりも高く、電気抵抗は６．９９×１０−８Ωｃｍと比較的低いＮｉ粒子に着目して検討をおこなってきた。なお、従来広く使用されてきたＳｎ−Ｐｂ共晶はんだ及び鉛フリーはんだ（Ｓｎ−Ａｇ−Ｃｕ）の電気抵抗はそれぞれ１５×１０−８Ωｃｍ、１１×１０−８Ωｃｍである。また、Ｎｉの熱膨張率は１３．３×１０−６であり、銅の１７×１０−６、銀の１９×１０−６よりも低く、ＳｉやＳｉＣの熱膨張率により近い。
これまでにＮｉナノ粒子を用いた場合、４００℃以下での接合が可能であり、２５０℃以上における耐熱性を有する接合材料であることが分かっている。また、特許文献１に開示されているように、アルミニウム（以下、Ａｌという）との直接接合が可能であることも明らかとなっている。しかしながら、焼結後の接合層において大きなガスボイドやクラックが発生していることが分かった。これらのボイドは、ナノ粒子表面の有機物などの蒸発に起因するものであるが、金属ナノ粒子の焼結体のいずれにおいても問題となっていた。また、金属ナノ粒子による接合にはＳｉやＳｉＣなどの半導体素子と銅基板等との熱膨張係数（ＣＴＥ）の差により生じる応力を緩和することができず、接合強度を著しく低下させてしまう問題がある。これらの問題に関して、例えば、特許文献１、２に示す技術が開示されている。
特許文献１に示す技術は、第１被接合体の被接合面（第１被接合面）と第２被接合体の被接合面（第２被接合面）との間に金属ナノ粒子を含む接合層が形成され、接合層中の金属ナノ粒子によって第１接合面と第２接合面とが接合されてなる接合構造であって、第１被接合面と第２被接合面の一方又は両方はＡｌ又はＡｌ合金であり、金属ナノ粒子はＮｉナノ粒子とするものであり、金属ナノ粒子としてＮｉナノ粒子を用いることにより、たとえ第１被接合面と第２被接合面の一方又は両方がＡｌ又はＡｌ合金であっても、両者の接合を可能とするものである。
特許文献２に示す技術は、第１被接合体の被接合面（第１被接合面）と第２被接合体の被接合面（第２被接合面）との間に、金属ナノ粒子を含む第１接合層、金属箔層、金属ナノ粒子を含む第２接合層がこの順に形成されており、第１被接合体と第２被接合体の熱膨張量に差があっても、接合構造中の金属箔層が変形することによって熱膨張量の差を吸収することができ、第１接合層と第２接合層のせん断変形量を低減し、接合強度の低下を防止することができるものである。
特開２０１５−９３２９６号公報 特開２０１５−９３２９５号公報
しかしながら、特許文献１に示す技術は、接合層中にＮｉナノ粒子を含むことで、ＡｌやＡｌ合金との接合を可能とするが、Ｎｉは硬いため上述したような熱膨張差による熱応力を緩和することができず、クラックなどが生じてしまう可能性がある。
また、特許文献２に示す技術は、接合構造に金属箔層を設けることで、この金属箔層が変形し、チップと基板との熱膨張差による熱応力を緩和することが可能であるが、焼結接合されたナノＮｉとチップと間の熱膨張差を緩和することができず、十分な熱応力の緩和をおこなうことができない。また、金属箔層を設けることで多層構造を形成するための形成工程が増え、製造効率が悪くなってしまう。
本発明は、比較的硬度が低く粒径がマイクロサイズの一の金属粒子を半導体素子と被接合体との間に介在させ、面心立方の結晶構造を持つナノサイズの他の金属粒子で固着接合することで、半導体素子と被接合体とを強固に接合すると共に、熱膨張差による熱応力を緩和することができる半導体素子接合構造を提供する。
本発明に係る半導体素子接合構造は、第１の金属の金属粒子を第２の金属で固着接合した半導体素子接合構造であって、前記第１の金属は、前記第２の金属よりも硬度が低く、融点が当該第２の金属と同等以下であり、且つ、粒径がマイクロサイズであり、前記第１の金属の金属粒子を半導体素子と当該半導体素子に接合する被接合体との間に複数介在させ、前記第１の金属の金属粒子を前記第２の金属で固着接合するものである。
このように、本発明に係る半導体素子接合構造においては、第１の金属の金属粒子を第２の金属で固着接合した半導体素子接合構造であって、前記第１の金属は、前記第２の金属よりも硬度が低く、融点が当該第２の金属と同等以下であり、且つ、粒径がマイクロサイズであり、前記第１の金属の金属粒子を半導体素子と当該半導体素子に接合する被接合体との間に複数介在させ、前記第１の金属の金属粒子を前記第２の金属で固着接合するため、第２の金属により半導体素子と被接合体とを強固に且つ高品質に接合することができると共に、マイクロサイズの第１の金属の金属粒子の変形により半導体素子と被接合体との熱膨張差による熱応力を吸収し、クラックなどの発生を防止することができるという効果を奏する。
また、接合構造中にマイクロサイズの第１の金属の金属粒子が存在することで、第１の金属の金属粒子間に焼結中に発生するガスの排出パスを生じさせることができ、ガスボイドが内包されることを防止することができるという効果を奏する。
第１の実施形態に係る半導体素子接合構造を示す図である。 図１の接合構造における接合層の構成を示すイメージ図である。 第１の実施形態に係る半導体素子接合構造を焼結結合で形成する場合の形成方法を示す模式図である。 実施例において実験用に作成したサンプル構造を示す図である。 実施例において光学顕微鏡で観察した接合構造の全体断面図である。 実施例においてナノサイズのＮｉ粒子にマイクロサイズのＡｌ粒子を混合した場合の接合材料ペーストを利用したときの接合断面のＳＥＭ像である。 実施例において接合部分の表面を観察した結果を示す図である。 実施例においてチップサイズ別のシェア強度の絶対値の比較結果を示す図である。 実施例において縦軸を接合強度、横軸をせん断応力方向におけるツールの変位量とした応力−ひずみ曲線のグラフを示す図である。 実施例において有限要素法による熱応力解析をおこなった結果を示す図である。 従来においてナノサイズのＮｉ粒子による低温焼結接合した場合の接合構造の全体断面図である。
以下、本発明の実施の形態を説明する。また、本実施形態の全体を通して同じ要素には同じ符号を付けている。
（本発明の第１の実施形態）
本実施形態に係る半導体素子接合構造について、図１ないし図３を用いて説明する。本実施形態に係る半導体素子接合構造は、硬度、融点が比較的低く、粒径がマイクロサイズの第１の金属粒子を面心立方の結晶構造を持つ第２の金属で接着固着したものである。比較的硬度、融点が低い第１の金属として、例えば、アルミニウム（Ａｌ）、銀（Ａｇ）、亜鉛（Ｚｎ）、銅（Ｃｕ）があり、粒径をマイクロサイズとするこれらの第１の金属の金属粒子を半導体素子と当該半導体素子に接合する被接合体との間に複数介在させ、第１の金属の金属粒子を面心立方の結晶構造を持つ、比較的硬度、融点が高い第２の金属で固着接合した構造である。
上記金属の内、例えばＡｌは硬度が低く応力緩和の効果が高い。また、他の金属との間の接合界面のような大気等の酸素が存在する環境下でも、高温安定性にすぐれている。そのため、本実施形態において、第１の金属として主にＡｌを用いた場合について説明する。さらに、例えばＮｉは硬度及び融点が比較的高いことから、本実施形態においては、第２の金属として主にＮｉを用いた場合について説明する。
図１は、本実施形態に係る半導体素子接合構造を示す図、図２は、図１の接合構造における接合層の構成を示すイメージ図である。本実施形態に係る半導体素子接合構造１は、例えば表面をＮｉでコーティングしたＣｕリードフレームなどの基板２と、当該基板２と対向する接合面をＡｌ電極３ａとする例えばＳｉＣの半導体チップ３との間に接合層４を介することで、基板２と半導体チップ３とを接合する構造である。
接合層４は、粒径がマイクロサイズ（以下、マイクロサイズの範囲を０．５μｍより大きく、１ｍｍ未満とし、好ましくは５００μｍ以下とする）の第１の金属であるＡｌの金属粒子５を第２の金属であるＮｉで固着接合して形成されている。特許文献１において示されるように、ＮｉはＡｌやＡｌ合金との接合を可能とするが、硬度が高いため、熱膨張差による熱応力を緩和することができず、上述したようにクラック発生の原因となってしまう。そのため、図２に示すように、Ｎｉよりも硬度が低く、粒径がマイクロサイズの金属粒子５を混合して介在させることで、金属粒子５が熱応力を吸収しつつ、Ａｌ電極３ａとの接合を強固に行うことが可能となる。また、基板２側の接合面は、ＮｉでコーティングしたＣｕリードフレームの場合、Ｎｉとの接合になるため、Ｎｉ同士で強固に接合することが可能となる。なお、基板２の最表面はＮｉ以外に、金（Ａｕ）、Ａｇ、Ａｌ等でもよい。
また、接合層４中にマイクロサイズの金属粒子５が存在することで、金属粒子５間に焼結中に発生するガスの排出パスができ、ガスボイドが接合層４に内包されることを防ぐことができる。ここで、マイクロサイズの金属粒子５が全て同一径である場合には、最密に充填された場合でも容積率は７４％程度となる。したがって、金属粒子５が占める容積以外の金属粒子５間の領域（７４％の残りの２６％領域）でＮｉ粒子とガスの流出パスが形成されることになり、流出パスが分散されてボイドを一か所に凝集して粗大化することを防止することができる。金属粒子５にサイズ分布がある場合には、最大の容積率は７４％以上になるが、それでも十分に一定のガス流出パスを確保することができる。すなわち、金属粒子５が最密に充填されていない場合であっても、応力緩和効果を得られると共に、ガス流出パスを確保し、ボイド成長抑制効果にも寄与することが可能となる。
なお、接合層３に介在させるマイクロサイズの金属粒子５は、Ｎｉよりも硬度が低いものであればよく、例えば、上述したように、Ａｌ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｃｕ等を用いることができるが、特にＡｌを用いた場合は、優れた応力緩和の効果を得ることができる。また、Ｎｉ粒子（後述するように、ここではナノサイズのＮｉ粒子を用いる）の焼結温度、及び半導体チップ３の発熱による耐熱性を考慮した場合には、融点が少なくとも３００℃以上、好ましくは３５０℃以上の金属粒子５を用いることが望ましい。
接合層４の形成方法については、例えば、粉末状のマイクロサイズの第１の金属の金属粒子５と、粒径がナノサイズ（以下、ナノサイズの範囲を５ｎｍ以上、５００ｎｍ以下とする）であって、金属粒子５の粒径の１／１０以下の粒径のＮｉを含む粉末状のＮｉ粒子とを混合した混合体をペースト状にし、当該ペースト状の接合剤を基板２に塗布し、その上に半導体チップ３を載せて焼結接合するようにしてもよい。または、基板２と半導体チップ３との間に金属粒子５を介在させた状態でめっき液を流通し、めっきによりＮｉを析出させて基板２と半導体チップ３との間を金属粒子５で固着接合するようにしてもよい。例えば、無電解Ｎｉの析出により、Ａｌ粒子との良好な接合性が確保できる。いずれの場合にも、例えばＡｌ粒子の表面にＮｉなどの表層を事前に形成しておくことができる。
以下、焼結接合による接合層４の形成方法について説明する。図３は、本実施形態に係る半導体素子接合構造を焼結結合で形成する場合の形成方法を示す模式図である。まず、液相還元法により粒径がナノサイズのＮｉ粒子と粒径がマイクロサイズの金属粒子５（ここでは、Ａｌ粒子を用いるものとし、以下金属粒子５をＡｌ粒子とする）とを用意する（図３（Ａ）及び（Ｂ）を参照）。これを溶媒及びバインダーと混合してペースト状の接合材料を作成する（図３（Ｃ）を参照）。
基板２上にペースト状の接合材料を塗布し、その上に半導体チップ３（ここでは、ＳｉＣのパワー半導体を用いるものとし、以下ＳｉＣチップとする）を載せる（図３（Ｄ）を参照（図３（Ｄ）において基板２及びＳｉＣチップは図示しない））。接合条件として、例えば、昇温速度５（３〜５０）℃／ｍｉｎ、保持温度３５０（３００〜４００）℃、保持時間６０（１０〜１２０）分、加圧１（０．５〜５）ＭＰａで焼結接合する。すなわち、上記のような温度で加熱することで、溶媒が蒸発し（図３（Ｅ）を参照）、ナノサイズのＮｉ粒子が焼結結合することで（図３（Ｆ）を参照）、接合層４を含む半導体素子接合構造１が形成される。
粒径がナノサイズのＮｉ粒子は、金属としてのＮｉの融点（１４５５℃）よりも極めて低い温度（例えば、３００℃程度）で粒子間を結合させることが可能である。また、結合した後の焼結体としての金属は、本来のＮｉの融点を維持することができるため、ＳｉＣチップの発熱に対して、十分な耐熱性を有することが可能となる。
このとき、Ｎｉ粒子の粒径はナノサイズであればよいが、５００ｎｍ以下であることが好ましく、１００ｎｍ以下とすることで、低温での焼結性が増すためさらに好ましい。一方、粒径が小さすぎると表面の酸化物、有機成分の割合が大きくなり、接合性が低下する。したがって、５ｎｍ以上であることが好ましい。なお、これらの粒径のＮｉ粒子は、全ての粒子が上記サイズを満たす必要はなく、少なくとも上記サイズのＮｉ粒子を含む状態であればよく、好ましくは平均粒径が上記サイズを満たすようにすればよい。
また、上記接合材料において、溶媒及びバインダーを除いたＡｌ粒子とＮｉ粒子との混合比率は、Ａｌ粒子の容積率が２０％以上、９０％以下とし、好ましくは５０％以上とする。そうすることで、Ａｌ粒子で格子形成がなされ、Ｎｉ粒子の焼結時に生じるボイドの粗大化を抑制することが可能となる。２０％以下では、応力緩和の効果が十分ではなく、９０％以上では、固着接合する金属部分が少なく、接合力が低下する。
なお、図１の半導体素子接合構造１において、接合層４の厚みは３〜８００μｍ程度とすることが望ましい。３μｍ以下では、応力緩和の効果が十分に得られず、また８００μｍ以上では、熱伝導率の低下が大きくなるため、放熱特性として好ましくない。より好ましくは、１０μｍ〜１５０μｍ程度である。
また、本実施形態においては、第２の金属としてＮｉを使用して説明したが、同様の原理を用いてナノサイズのＣｕを用いることもできる。この場合、ナノサイズのＣｕ粒子焼結体よりも硬度の低い第１の金属の金属粒子５として、例えばＡｌ、Ａｇ、Ｚｎ粒子を用いることができる。これらの第１の金属の金属粒子５とナノサイズの第２の金属としてのＣｕ粒子とを混合することによって、応力緩和、及びガス流出パスの確保を行うことができる。Ｎｉ，Ｃｕ以外のナノサイズの粒子は、Ａｕ、Ａｇなど面心立方の結晶構造をもつものが好ましく、焼結後の金属の特に低温での変形能の低下の程度が少ないので、低温側でのクラックの発生、進展を抑制するために適している。
ＡｌやＡｇのマイクロサイズの第１の金属の金属粒子５は、ナノサイズの場合と比較して酸化の程度が抑制され、またＡｇはマイクロサイズの場合に、マイグレーションの懸念も軽減される。
本発明に係る半導体素子接合構造について、以下の実験を行った。図４は、実験用に作成したサンプル構造を示す図である。なお、本実施例においては、半導体素子接合構造をマイクロサイズのＡｌ粒子とナノサイズのＮｉ粒子とを混合した接合剤を焼結することで図１における接合層４を形成した。
接合には液相還元法により作製した粒径サイズ１００ｎｍ以下のナノサイズのＮｉ粒子と平均粒径１０μｍのマイクロサイズのＡｌ粒子、溶媒及びバインダーから成るペーストを接合材料として用いた。ペースト中のＮｉ粒子とＡｌ粒子との割合は重量割合で１：１（体積割合で０．２４：０．７６）とした。なお、比較材料としてナノサイズのＮｉ粒子のみのペーストも接合材料として用いた。
接合評価には表面にＮｉめっきが施されたＴＯ−２４７リードフレームと、サイズがそれぞれ２．７ｍｍ×２．７ｍｍ，５．０ｍｍ×５．０ｍｍ，７．０ｍｍ×７．０ｍｍのＳｉチップとを用いた。チップの接合表面には厚み1μｍのＡｌ電極が蒸着法により形成されている。厚み０．１ｍｍのステンレス板で作製したメタルマスクを用いてＴＯ−２４７リードフレーム側にペーストを塗布し、チップを塗布部上にのせて、大気中にて昇温速度５℃／ｍｉｎ、保持温度３５０℃、保持時間６０分、加圧３ＭＰａの接合条件で接合を行った。Ａｌ粒子の体積率は約７６Ｖｏｌ％であることから、接合層中で充填率が７４％の最密構造に近い構造を形成していると考えられる。
接合強度の測定については、せん断強度による評価を行った。測定にはボンドテスター(ノードソン・アドバンテージ・テクノロジー製 万能型ボンドテスター４０００Ｐｌｕｓ)を用い、常温で測定を行った。ツールの試験サンプルからの高さは１００μｍ、ツールの移動速度は１００μｍ／ｓｅｃに設定した。接合強度試験後のサンプルは、走査型電子顕微鏡(ＳＥＭ， Ｈｉｔａｃｈｉ Ｈｉｇｈ−Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓ：ＳＵ３５００)を用いて破断面の観察を行った。
以下、実験結果を説明する。接合後の断面及び表面を観察した。図５は、光学顕微鏡で観察した接合構造の全体断面図を示しており、図５（Ａ）はナノサイズのＮｉ粒子にマイクロサイズのＡｌ粒子を混合した場合の接合材料ペーストを利用したときの断面図、図５（Ｂ）は図５（Ａ）における中心付近の断面画像、図５（Ｃ）は図５（Ａ）における右端付近の断面画像である。また、図６は、ナノサイズのＮｉ粒子にマイクロサイズのＡｌ粒子を混合した場合の接合材料ペーストを利用したときの接合断面のＳＥＭ像である。
図１１に示したマイクロサイズのＡｌ粒子を含まない場合の接合構造と比較した場合に、図１１の断面画においては大きなクラックやガスボイドがみられていたが、図５のナノサイズのＮｉ粒子とマイクロサイズのＡｌ粒子とを混合したペーストを用いた接合の断面像からは大きなクラックやガスボイドはみられなかった。また、図６のＳＥＭ断面像から焼結したＮｉ粒子層中にＡｌ粒子がおおよそ均一に分散して存在している様子が確認できた。これは、上述したように、Ａｌ粒子が体心立方格子か六方最密構造の体系を形成することで接合過程における溶剤が気化した際の通り道を確保し、大きなクラックやガスボイドの発生を抑制できたと考えられる。
また、図７は、接合部分の表面を観察した結果を示す図である。図７（Ａ）はマイクロサイズのＡｌ粒子を含まない場合の加熱後における接合部分の表面を示す図、図７（Ｂ）はナノサイズのＮｉ粒子にマイクロサイズのＡｌ粒子を混合した場合の加熱後における接合部分の表面を示す図である。図７（Ａ）において、Ａｌ粒子を含まない場合の接合層では大きなクラックやガスボイドが全体的に存在していることが確認できた。図７（Ｂ）においては、Ａｌ粒子を含む場合の接合層では大きなクラックやガスボイドがないきれいな層状であることが確認できた。すなわち、上述したように、接合過程における溶剤が気化した際の通り道が確保されることで、大きなクラックやガスボイドの発生を抑制できたことが確認された。
次に、接合強度の測定結果について説明する。図８は、チップサイズ別のシェア強度の比較グラフである。２．７ｍｍ角のチップの接合強度を１とし、チップサイズ別にナノサイズのＮｉ粒子とマイクロサイズのＡｌ粒子とを混合した場合と、ナノサイズのＮｉ粒子のみの場合とでせん断応力を比較した。２．７ｍｍ角の小さいサイズのものでは、熱応力による劣化が顕著でないため、マイクロサイズのＡｌ粒子の有無の差がほとんどないが、マイクロサイズのＡｌ粒子を含まない場合の接合材料の混合ペーストでは、チップサイズが大きくなるほど接合強度が低下している。一方、ナノサイズのＮｉ粒子／マイクロサイズのＡｌ粒子の接合材料の混合ペーストでは、チップサイズが大きくなると共に接合強度も増加している。
チップサイズが増大するに連れてチップの熱膨張率は増加する。すなわち、マイクロサイズのＡｌ粒子を含んでいない場合は、熱応力を解放することができないため、チップのサイズが大きくなるに連れて接合強度が低下したと考えられる。一方、Ｎｉ粒子／Ａｌ粒子の混合ペーストの場合は、接合層の中のＡｌ粒子が熱応力の解放部として作用することで高い接合強度が観察されたと考えられる。
図９は、縦軸を接合強度、横軸をせん断応力方向におけるツールの変位量とした応力−ひずみ曲線のグラフである。図９（Ａ）は、マイクロサイズのＡｌ粒子を含んでいる場合の接合材料を用いた結果、図９（Ｂ）は、マイクロサイズのＡｌ粒子を含んでいない場合の接合材料を用いた結果を示している。なお、図９では、５．０ｍｍ×５．０ｍｍのチップの接合強度結果を元にした。
図９に示されるように、Ａｌ粒子が混合されている接合の変位量が、Ａｌ粒子が混合されていない場合の接合に比べて大きく且つ緩やかな曲線を描いている。これは、Ａｌ粒子にせん断応力が加わった際にＡｌ粒子が延びて塑性変形しているとためと考えられる。
次に、マイクロサイズのＡｌ粒子を混合した場合の効果について、有限要素法による熱応力解析をおこなった。検討したモデルは、ＳｉＣチップとＣｕ基板とが接合されており、チップサイズは７．０ｍｍ×７．０ｍｍ、接合表面はＡｇとした。基板サイズは１０．０ｍ×１０．０ｍｍとした。また、ナノサイズのＮｉ粒子とマイクロサイズのＡｌ粒子との混合による接合層中のＡｌ粒子の体積率は７４％として解析を行った。
温度サイクルの上限は２５０℃、下限は−４５℃とし、サイクル数は６回までの解析を行った。熱サイクル開始は２００℃で熱応力が解放された状態から、低温側、高温側の順に温度を変化させた。最大発生応力は、接合部のチップ端面となるが、マイクロサイズのＡｌ粒子を含まない場合の接合における応力は、いずれのサイクル数でもＮｉ粒子／Ａｌ粒子を含む場合に比較して、最大応力は下がっている。図１０に示すように、マイクロサイズのＡｌ粒子を含まない場合の接合の応力値と比べて、Ｎｉ粒子／Ａｌ粒子を混合した場合の接合の応力値が約１／２程低下していることがわかる。
さらに、上記と同様の条件の下、複数の金属混合の組み合わせで以下の表１に示す評価を行った。ナノサイズの金属粒子の焼結（結合体）は、粒子が結合してバルク金属と同等の硬度となることで結合体と考える。ただし、実際のナノサイズの金属粒子の焼結では、酸素、炭素などが混入する場合が多く、硬度はより高くなる場合があるが、その場合は本発明の効果がより顕著となる。なお熱サイクルの最高温度は２００℃とした。表１において、接合用のナノサイズの金属粒子１００％に対して、マイクロサイズの金属粒子を混合した場合に２０％以上最大応力が低減されたものを丸で示した。
表１より、ナノサイズのＮｉ／マイクロサイズのＡｌの混合以外にも、Ｎｉ／Ａｇ、Ｃｕ／Ａｇ、Ｃｕ／Ａｌ（ナノサイズの金属／マイクロサイズの金属）の金属粒子の組み合わせでも、本発明の効果を得ることができることが明らかとなった。
次に、めっきによりマイクロサイズのＡｌをＮｉで固着接合する実験を行った。平均粒径が１５０μｍのＡｌ粒子の表面に０．３μｍのＮｉを無電解Ｎｉめっきにより被覆した粒子を準備し、電極表面がＮｉである５ｍｍ角ＳｉＣチップとＮｉメッキされたＣｕ基板との間に、５００μｍの厚みになるように前記Ａｌ粒子を挟持して固定した。このとき、ＳｉＣチップとＣｕ基板との両側に永久磁石を配置し、Ｎｉの磁性を利用して固定した。Ａｌ粒子の空隙にＮｉめっき液を流通させ、粒子間を電気めっきにより固着接合した。断面から観察し、Ａｌの断面占有率は約７０％、めっきによる固着部分は１２％であった。
すなわち、めっき金属によりマイクロサイズの金属粒子を強固に固着接合することが可能となり、また、マイクロサイズの金属粒子の降伏（塑性変形）により熱応力を吸収することが可能となる。
以上の実験結果から、ナノサイズのＮｉ粒子にマイクロサイズのＡｌ粒子を混合することで、マイクロサイズのＡｌ粒子を含まない接合構造において発生していた大きなクラックやガスボイドの発生を抑制できることが明確となった。また、Ｎｉ／Ａｌ粒子の混合ペーストを用いた接合は、Ａｌ粒子を含まない場合の接合に比べて接合強度の低下がみられなかったことから、Ｎｉ粒子の焼結後においてＡｌ粒子と良好な接合ができていることが明確となった。さらに、上記実験結果からＮｉ粒子層に分散して存在するＡｌ粒子の塑性変形の傾向がみられ、シェアテスト後の破断面観察からもＡｌ粒子が延びて塑性変形している様子が確認できた。したがって、本発明に係る半導体素子接合構造は、Ｎｉにより半導体素子と被接合体とを強固に且つ高品質に接合することができると共に、金属粒子の降伏（塑性変形）により半導体素子と被接合体との熱膨張差による熱応力を吸収し、クラックなどの発生を防止することが可能であることが明確となった。
また、ナノサイズのＮｉ／マイクロサイズのＡｌの混合以外にも、面心立方の結晶構造を持つナノサイズの金属粒子に、当該金属粒子よりも硬度が低く、融点が同等以下のマイクロサイズの金属粒子を混合して接合構造を形成することで、本発明の効果を有する半導体素子接合構造を実現することが可能であることが明確となった。
１ 半導体素子接合構造
２ 基板
３ 半導体チップ
３ａ Ａｌ電極
４ 接合層
５ 金属粒子

Claims (8)

  1. 第１の金属の金属粒子を第２の金属で固着接合した半導体素子接合層を有する半導体素子接合構造であって、
    前記第１の金属は、前記第２の金属よりも硬度が低く、融点が当該第２の金属と同等以下であり、且つ、粒径がマイクロサイズであり、前記第１の金属の金属粒子は半導体素子と当該半導体素子に接合する被接合体との間に複数介在しており、前記第１の金属の金属粒子は前記第２の金属で固着接合されていることを特徴とする半導体素子接合構造。
  2. 請求項１に記載の半導体素子接合構造において、
    前記第１の金属の金属粒子の粒径が０．５μｍより大きく、５００μｍ以下である半導体素子接合構造。
  3. 請求項１又は２に記載の半導体素子接合構造において、
    前記第２の金属がニッケル（Ｎｉ）又は銅（Ｃｕ）である半導体素子接合構造。
  4. 請求項１ないし３のいずれかに記載の半導体素子接合構造において、
    当該半導体素子接合層の厚みが３μｍ以上、８００μｍ以下の範囲である半導体素子接合構造。
  5. 請求項１ないし４のいずれかに記載の半導体素子接合構造において、
    前記第１の金属がアルミニウム（Ａｌ）又はアルミニウム合金（Ａｌ合金）である半導体素子接合構造。
  6. 請求項１ないし５のいずれかに記載の半導体素子接合構造の生成方法であって、
    前記第１の金属の金属粒子を前記半導体素子と前記被接合体との間に複数介在させ、前記第１の金属の金属粒子間に生じる隙間にめっき液を流通し、めっき処理により前記第２の金属を析出させて前記第１の金属の金属粒子を固着接合する半導体素子接合構造の生成方法。
  7. 請求項１ないし５のいずれかに記載の半導体素子接合構造の生成方法であって、
    粒径が５ｎｍ以上、５００ｎｍ以下で、且つ、前記第１の金属の金属粒子の粒径の１／１０以下である前記第２の金属を含む前記第２の金属の金属粒子と前記第１の金属の金属粒子との混合体を２００℃以上で加熱し、前記第２の金属の金属粒子の焼結体で前記第１の金属の金属粒子を固着接合する半導体素子接合構造の生成方法。
  8. ナノサイズのニッケル（Ｎｉ）を含むニッケル（Ｎｉ）粒子と、前記ニッケル（Ｎｉ）よりも硬度が低く、粒径がマイクロサイズの金属粒子との混合体からなり、前記金属粒子の容積率が２０％以上、９０％以下であることを特徴とする導電性接合剤。

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