JP6579551B2 - 合金接合材による接合層構造及びその形成方法、並びに該接合層構造を有する半導体装置及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高温の接合強度が高く、応力緩和効果によって接続信頼性の向上を図ることができる合金接合材による接合層構造及びその形成方法、並びに該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。

パワー半導体素子のダイボンディングやパワー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は周知であるが、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。

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

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がＺｎよりも還元性が強く酸化されやすく濡れ性を低下させるため、その組成の範囲内では合金の濡れ性が十分でない。この濡れ性の低下という問題に加え、はんだ接合における加工性や応力緩和性の点でも問題がある。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。また、応力緩衝材として機能するＡｌ相が十分な比率で存在するとは言えず、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。このことは、前記特許文献２において、「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」と記載されていることからも容易に推察される。

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、前記特許文献２に記載のＺｎ−Ａｌ系はんだと同様に、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ため、応力緩和性に優れる。しかしながら、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。前記Ｚｎ／Ａｌ／Ｚｎクラッド材は、Ａｌ層を薄くして接合加熱時にＡｌ系合金属層を消失することも検討されているが、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く、亀裂進展の抑制効果を十分に得ることが難しい。また、Ｚｎ／Ａｌ／Ｚｎクラッド材の作製工程において、Ｚｎ系合金層とＡｌ合金層との厚さを精度良く加工し、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。さらに、十分な応力緩和性を得るためには、Ｚｎ系合金層とＡｌ合金層の両者の厚さを、適用するデバイスごとに最適化して変える必要があり、汎用性のある接続材料として前記Ｚｎ／Ａｌ／Ｚｎクラッド材が適当である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、且つ、高温の接合強度が高く、応力緩和効果によって接続信頼性の向上を図ることができる合金接合材による接合層構造及びその形成方法、並びに該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を十分に発現できるように前記接合層に含まれるＡｌ（α相）の結晶組織の緻密度を高くした構造を形成することによって、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。

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と前記合金接合材とのそれぞれの接合面において、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含まれるＡｌリッチ相（α相）のデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）が０．０６μｍを超え、０．３μｍ未満であ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、前記被接合材Ａ及びＢと前記合金接合材とのそれぞれの接合面において、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が、３０質量％を超え９７質量％以下のＡｌ−０〜１．５質量％Ｃｕ−０〜０．０５質量％Ｍｇ−Ｚｎ系からなる組成を有す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［１］又は［２］に記載の接合層の構造を形成するための方法であって、前記被接合材ＡとＢとの間に、１７質量％〜３０質量％Ａｌ−０〜１．５質量％Ｃｕ−０〜０．０５質量％Ｍｇ−Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を介在し、加圧しながら前記接合材を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を１回又は２回以上繰り返した後に徐冷することを特徴とする接合層構造の形成方法を提供する。
［４］本発明は、前記［１］又は［２］に記載の接合層の構造を形成するための方法であって、前記被接合材ＡとＢとの間に、３０質量％を超え９７質量％以下のＡｌ−０〜１．５質量％Ｃｕ−０〜０．０５質量％Ｍｇ−Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を介在し、加圧又は無圧の状態で前記接合材を半溶融温度領域に加熱し、所望の時間保持した後に徐冷することを特徴とする接合層構造の形成方法を提供する。
［５］本発明は、前記接合材を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［３］又は［４］に記載の接合層構造の形成方法を提供する。
［６］本発明は、前記接合材を半溶融温度領域に加熱し、加圧した状態で所望の時間保持し、３０質量％を超え９７質量％以下のＡｌ−０〜１．５質量％Ｃｕ−０〜０．０５質量％Ｍｇ−Ｚｎ系からなる組成を有する接合層構造を形成した後、そのまま加圧した状態で冷却し、変態超塑性点を通過させる操作を行うことを特徴とする前記［３］〜［５］の何れかに記載の接合層構造の形成方法を提供する。
［７］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］又は［２］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。
［８］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［７］に記載の半導体装置を提供する。
［９］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［３］〜［６］の何れかに記載の形成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。
［１０］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［９］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の結晶構造が均一に分布したＺｎ−Ａｌ共析系合金を使用するため、接合後にＡｌのα結晶相が微細に分布した接合層が形成されるとともに、応力緩衝機能を有するＡｌの存在量が増えるため、接合層において応力緩和効果が高くなり、接合信頼性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。

本発明のように、従来よりもＡｌ含有量が比較的多い、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金で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、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、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を行う工程を行うことによって、接合界面の濡れ性が確保される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、高信頼性で、長寿命の接合部形成を実現できる。さらに、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金からなる接合材を半溶融温度領域から加圧した状態で冷却し、変態超塑性点を通過させるによって得られる超塑性現象を利用することによって、より高い応力緩和機能を有する接合層構造を形成することができる。

本発明の接合層構造によって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。

Ｚｎ−Ａｌ共析系合金の平衡状態図である。 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。 半溶融温度領域に加熱した共析Ａｌ−Ｚｎはんだの加圧接合時における微細構造変化の組織図を示す図である。 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。 本発明の実施例３によるＳｉＣ半導体装置の接合プロセスと接合信頼性の結果を示す図である。 本発明の実施例６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。 本発明の実施例６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６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９図のＡ−Ａ線に沿う概略断面図である。 第９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層において、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含まれるＡｌリッチ相（α相）の結晶組織が従来よりも緻密な状態で含まれる構造を有することを特徴とする。本発明の接合層においてＡｌリッチ相（α相）はＺｎリッチ相とは明確に区別して観測されるため、Ａｌリッチ相（α相）の結晶組織を接合層内で同定することが容易である。この接合層構造は、応力緩衝材として機能するＡｌ結晶が接合層内部で高密度に存在することを意味し、接合層の応力緩和性を高める効果を得ることができる。

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面である。それに対して、前記被接合材Ａ及びＢのどち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、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含まれるＡｌリッチ相（α相）の結晶組織の緻密さを規定することが本発明において重要な因子となる。

本発明において、Ａｌリッチ相（α相）の結晶組織の緻密さはデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）の値によって規定することができる。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リッチ相（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。

本発明の接合層構造は、前記デンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）が０．０６μｍを超え、０．３μｍ未満であることが必要である。本発明者等の検討によると、前記特許文献３に記載の２２質量％Ａｌ−７８質量％Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を４３０〜４８０℃の温度範囲で１〜３０分加熱して半溶融状態の後に徐冷して得られる接合層は、測定したデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）が０．３μｍである。この組成のＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材は、２００℃のせん断強度が高鉛はんだ（Ｐｂ−Ｓｎ−Ａｇ）よりもやや高いものの、十分な強度とは言えず、温度サイクル試験によって評価した接合信頼性も所望の結果を得ることが困難であった。本発明者等はさらに検討を進め、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材により形成される接合層のＡｌリッチ相（α相）結晶組織の緻密度を高めれば接合信頼性の一層の向上を図れることが分かった。本発明においては、Ａｌリッチ相（α相）結晶組織の緻密度を把握できる物理量としてデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）に着目し、このＤＡＳを０．３μｍ未満と規定することによって所望の効果を奏することができる。

本発明者等は、次に、本発明の接合層についてＺｎ−Ａｌの含有比率を変えたときのデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）の変化を測定した。図１はＺｎ−Ａｌ共析系合金の平衡状態図であり、図中には、各Ａｌ含有比率において測定したデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）の一部を四角で囲んだ枠内に示している。四角で囲んだ枠内のデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）の値は、点線矢印で示す各Ａｌ含有比率に対応するものである。図１の結果に基づいて、Ｚｎ−Ａｌの含有比率とデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）の関係をプロットしたのが図２である。

図２から、デンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）はＡｌ含有比率が大きくなるほど小さな値を示し、Ａｌ含有率が１００％に近づくにつれて０．０６μｍに収束することが分かる。Ａｌ含有率が１００％、すなわち純アルミの場合は融点が６６０℃と非常に高いだけでなく、単独組成では固液相を形成することができず、接合加熱による溶融が非常に困難である。半導体素子として耐熱性を有する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を使用したとしても、短時間に加熱できる温度は６００℃未満、好ましくは５００℃以下であるため、Ａｌ単独組成を接合材として使用することはできない。したがって、本発明の接合層構造は、デンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）が０．０６μｍを超えるＡｌリッチ相（α相）結晶構造を有する必要がある。

本発明の接合層構造は、少なくともデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）が０．０６μｍを超え、０．３μｍ未満であることが必要であるが、応力緩和性の効果を十分に得るためには、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金からなる接合層においてＡｌの含有比率が３０質量％を超え、９７質量％以下であることが好ましい。Ａｌの含有比率が３０質量％を超え、９７質量％以下であるときに、Ａｌが有する応力緩衝機能を十分に発現することができる。Ａｌの含有率増大に伴う応力緩衝機能は、Ａｌの含有比率が２２〜３０質量％の範囲で発現するようになり、３０質量％を超えたときに接合信頼性に対して顕著な効果を示すようになる。また、Ａｌの含有比率が９７質量％を超えると、接合材中のＺｎ含有比率が非常に小さいため、濡れ性の点で接合材としての使用が困難になる。さらに、図１に示すように、Ａｌの含有比率の増大に伴い固液溶融状態を示す温度が高くなるため、半導体素子の耐熱限界温度を超えた加熱温度で接合を行うことが必要になる場合がある。ＳｉＣ、ＧａＮ、Ｃ（ダイヤモンド）又はＧａ_２Ｏ_３の半導体素子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℃未満がより好ましく、５００℃以下が特に好ましい。したがって、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金からなる接合層に含まれるＡｌの含有比率の上限は９７質量％以下にあることが好ましく、８０質量％未満がより好ましく、さらに６０質量％未満が特に好ましい。

本発明のＡｌの含有比率が３０質量％を超え、且つ、９７質量％以下、より好ましくは８０質量％未満、特に好ましくは７０質量％未満の範囲を有するＺｎ−Ａｌ共析系合金接合層は、図２に示す曲線から概算されるデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）によって規定しても良い。その場合は、デンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）として０．２２μｍ未満で、且つ、０．０６８μｍ、より好ましくは０．０８μｍ、特に好ましくは０．０９μｍを超える範囲を有する接合層構造に規定することができる。

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等を微量成分として添加しても良い。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及びＭｇの少なくとも何れかの元素を、微量成分として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、微量添加成分である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。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、本発明においてＡｌの含有比率が８０質量％を超える場合であっても、ある程度の効果が得られることが分かった。

本発明においては、デンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）が０．０６μｍを超え、０．３μｍ未満である接合層構造を、次の２つの形成方法によって形成することができる。第１の形成方法は、前記被接合材ＡとＢとの間に、１７質量％〜３０質量％Ａｌ−０〜１．５質量％Ｃｕ−０〜０．０５質量％Ｍｇ−Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を介在し、加圧しながら前記接合材を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を１回又は２回以上繰り返した後に徐冷する方法である。第２の形成方法は、前記被接合材ＡとＢとの間に、３０質量％を超え９７質量％以下のＡｌ−０〜１．５質量％Ｃｕ−０〜０．０５質量％Ｍｇ−Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を介在し、加圧又は無圧の状態で前記接合材を半溶融温度領域に加熱し、所望の時間保持した後に徐冷する方法である。

まず、第１の形成方法について説明する。第１の形成方法は、デンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）が０．０６μｍを超え、０．３μｍ未満である接合層構造を形成するために、前記特許文献３に記載の１７質量％〜３０質量％Ａｌ−０〜１．５質量％Ｃｕ−０〜０．０５質量％Ｍｇ−Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を用いて、被接合材間に介在させた前記Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材を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を行うときに、同時に加圧を行う必要がある。接合材を加圧することによって半溶融温度領域に加熱したＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材が変形し、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、Ａｌリッチ相（α相）はその半溶融温度領域では溶解しないで前記接合面の内側に留まる。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リッチ相（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も存在する。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、図３の模式図に示すように、共析Ａｌ−Ｚｎはんだの加圧接合時における微細構造の組織図が変化し、半溶融接合後においてＡｌリッチ相（α相）の樹枝状晶（図３の黒線部分）がより緻密な状態で形成される。それにより、Ａｌリッチ相（α相）のデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）が０．０６μｍを超え、０．３μｍ未満となる接合層構造を得ることができる。半溶融温度領域で一定時間保持して形成された後の接合層の厚さは、Ａｌリッチ相（α相）のデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）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〜２００μｍが実用的である。接合後の整合層の厚さが２０μm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２００μｍ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リッチ相（α相）のデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）が小さく、接合面の垂直方向において熱伝導性がＺｎより優れるＡｌの含有量が多くなっているため、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という特徴を有するものであるが、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。

前記第１の形成方法においては、接合時に接合材を半溶融温度領域に加熱した状態で加圧する工程の前に、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ため、超塑性流動を利用する工程を採用することができる。１７質量％〜３０質量％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（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、本発明において前記第１の形成方法を採用する上で鍵となる技術である。

図４に、超塑性現象を利用した本発明の接合方法の一例として、２００〜２７５℃の温度領域の加熱で発現する超塑性現象を利用したときの接合法の工程模式図を示す。図４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、半溶融状態を示す温度域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、前記の半溶融状態を示す温度域では相互拡散層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、すなわち半溶融温度域としては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できる温度として４１０℃を超える温度が好ましい。

前記第１の形成方法において、加圧するときの圧力は１〜５０ＭＰａが好ましく、５〜３０Ｍｐａがより好ましい。圧力が１ＭＰａ未満では前記の清浄化及び密着性の向上がほとんど得られない。また、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１〜５０ＭＰａ、より好ましくは５〜３０ＭＰａに設定することによって、Ａｌリッチ相（α相）のデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）が０．０６μｍを超え、０．３μｍ未満となる接合層構造を形成することが容易になる。

前記第１の形成方法は超塑性現象を利用し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、加熱しながら昇温した後に保持するときの温度を、半溶融状態を示す温度域の６００℃近くの高温にまで上げる必要がなくなる。したがって、半溶融状態を示す温度を比較的低温に設定することが可能となり、接合時の被接合材へのダメージ及び高温加熱によって発生する応力を低減できるという効果が得られる。

次に、第２の形成方法について説明する。第２の形成方法は、前記第１の形成方法と比べて、Ａｌ含有量が多いＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を接合材として適用する方法である。具体的には、３０質量％を超え９７質量％以下のＡｌ−０〜１．５質量％Ｃｕ−０〜０．０５質量％Ｍｇ−Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を使用する。このＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材は、インゴットの状態でＡｌリッチ相（α相）のデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）が０．０６μｍを超え、０．３μｍ未満であるため、被接合材の間に介在させて半溶融温度領域に加熱するときに、必ずしも加圧する必要は無く、無圧の状態で所望の時間保持した後に徐冷しても本発明の接合層構造を得ることができる。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。

一方、Ａｌ含有量が３０質量％に近い組成の合金インゴットを接合材として適用する場合は、Ａｌリッチ相（α相）のデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）を小さくするため、半溶融温度領域に加熱するときに加圧しても良い。

このように、第２の形成方法は、前記第１の形成方法と比べて無圧又は低圧で接合を行うことができるため、接合装置の簡略化を図る上で好適な接合方法である。前記第２の方法において、加圧を行う場合、そのときの圧力は３０ＭＰａ以下が好ましく、２０Ｍｐａ以下がより好ましい。３０ＭＰａを超えると、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。

なお、前記第２の形成方法において、Ａｌ含有量が３０質量％に近い組成の合金インゴットを接合材として適用する場合は、本発明で使用するＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材で発現する超塑性現象を利用することができる。接合材を,超塑性現象を示す温度域で加圧しながら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できる。超塑性現象は３０ＭＰａ以下の圧力で十分に発現させることができるが、圧力の下限値としては０．５ＭＰａ以上であることが好ましい。圧力が０．５ＭＰａ未満であると、超塑性現象を利用しても接合界面の清浄化及び接合材の変形が十分でなく、Ａｌリッチ相（α相）のデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）が０．０６μｍを超え、０．３μｍ未満となる接合層構造を形成することが困難になるためである。

本発明は、上記で説明したように、接合時に接合材を半溶融温度領域に加熱した状態で加圧する工程の前に、超塑性流動による超塑性変形を利用することによって応力緩和機能を有する接合層構造を形成できるが、それ以外にも、超塑性変形を発現する別の方法を利用することができる。超塑性変形は、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変態超塑性を利用しても発現することが知られている。そこで、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、変態超塑性を利用することでも本発明の応力緩和機能を有する接合層構造が得られることが分かった。この変態超塑性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。本発明において変態超塑性を利用して接合層構造を形成する場合、前記第１の形成方法だけでなく、前記第２の形成方法においても適用することが可能である。

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１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１において、固液共存領域を温度であればいずれの温度でも変態超塑性の効果は同じように得られるが、例として、前記第１の方法に従って、Ｚｎ−２２％Ａｌ合金を用いて４５０℃に加熱した場合を説明する。

図１において、加熱温度を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は接合部の外部へ押し出され、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においてはａ→ｂに相当する。このまま冷却することによって、Ａｌの組成が３０質量％を超える接合層は、図１においてｃ１で示す変態超塑性点を通過する（図においてｂ→ｃ１）。さらに、冷却が進むと、図１においてｄ１で示す別の変態超塑性点を通過する（図においてｃ１→ｄ１）。このように、変態超塑性点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１においてｂ→ｅのように加熱温度を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ｅ→ｆ）。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及びｄ２で示す変態超塑性点を通過するため（図においてｆ→ｃ２→ｄ２）、Ａｌが６０質量％の接合層、すなわち、より高い応力緩和機構を有する接合部を形成することができる。

図１から分かるように、固液共存領域を有する温度範囲であれば、いずれの温度でも同じ効果が得られる。また、接合材に含まれるＡｌの含有量も任意に選択することができ、例えば、接合材としてあらかじめＡｌの組成が３０質量％を超えるものを使用しても、Ｚｎが接合層から押し出されて排出される加熱温度を選べば、その加熱温度で加圧することによって、同じように応力緩和機能を有する接合層を形成することができる。このとき、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。このように、変態超塑性を利用して形成する方法は、前記第１の形成方法に限定されず、前記第２の形成方法にも加圧することによって適用できる。

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、図４に示す２００〜２７５℃の温度領域の加熱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。その場合は、図４に示す半溶融・拡散接合の温度として、接合材に含まれるＺｎが液相となり接合層の外部へ排出されるような温度に加熱すればよい。

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ー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５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４に示す方法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（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。）で加圧しながら２５０℃１０分間保持した後、その状態で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リッチ相（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２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、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、２４ＭＰａで加圧しながら３９０℃の温度で５分間保持した後、室温まで徐冷した。接合後の接合層の厚さは６０μから５３μｍに薄くなり、ＤＡＳの値は０．２１μｍであった。

＜比較例１＞
比較例１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１及び比較例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６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６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、接合材として１７質量％〜３０質量％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。

なお、本実施例において、加圧条件を５ＭＰａ、１０ＭＰａ及び２４ＭＰａと変えても接合層厚さ及びＤＡＳの変化が小さかった理由は、半溶融温度が３９０℃とやや低く、半溶融状態を維持するために十分な温度ではなかったためと考えられる。そこで、半溶融状態になる温度を３９０℃から４３０〜４８０℃まで高めたときの接合層構造及びせん断強度を測定した。

＜実施例２＞
実施例１で使用したものと同じ接合材（厚さ６０μｍ）及び被接合材を用いて、１０〜２０ＭＰａの範囲で加圧しながら２５０℃１０分間保持した後、その状態で４３０〜４８０℃まで昇温し、同じ４３０〜４８０℃の温度で５分間保持してから室温まで徐冷した。

接合後のＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材は、加圧しながら４３０〜４８０℃の温度で５分間保持することによってＺｎ及びＺｎ−Ａｌ合金の一部が優先的に接合面から押し出されて変形するため、厚さを初期の６０μｍから３０〜２５μと半分以下に薄くすることができた。接合後の接合層についてＡｌリッチ相（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１０〜２０Ｍにおいて、ＤＡＳの値は０．１４〜０．１２μｍの範囲であった。図２に示す曲線から分かるように、Ａｌ含有量は５０質量％以上にまで高めることができる。

このようにして得られた各接合層構造を有する接合部について測定したせん断強度は、実施例１において同じ加圧条件で超塑性現象を利用して接合を行ったＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材と比べて同じか、又はやや低い値を示した。この理由として、本実施例の接合層は応力緩和機構に大きな効果を有するＡｌ含有量が増えるものの、Ａｌリッチ相（α相）の樹枝状結晶がやや大きくなったり、互いに接近するため、接合層内に形成されるＺｎ−Ａｌ合金層との界面で破断が起きやすくなることが考えられる。

＜実施例３＞
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６０μｍ）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５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半導体装置の接合信頼性の結果を、接合プロセスと合わせて図７に示す。

図７の（ａ）に示すように、接合プロセスは、窒素ガス雰囲気中、１８ＭＰａで加圧しながら２４０℃約２０分間保持した後、加圧した状態で３９０℃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。２４０℃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。図７の（ａ）に示す接合プロセスによって形成された接合層は、測定したＡｌリッチ相（α相）のデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）が０．２０μｍであり、図２に示す曲線から求めたＡｌ含有量は３２質量％である。

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左端部、中央部及び右端部の３箇所で観察した断面写真を図７の（ｂ）に示す。図７の（ｂ）の結果は、室温⇔３００℃の条件で１００サイクルの温度サイクル試験を行った後のものである。図７の（ｂ）には、断面の他にも、ＳｉＣ／はんだ接合材との界面、及びはんだ接合材／Ｃｕ界面の両者について、それぞれ５００倍及び２０００倍に拡大して撮影した写真を合わせて示している。

図７の（ｂ）に示すように、本実施例の接合層はボイドレスであり、室温⇔３００℃の厳しい条件で行った温度サイクル試験後でも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ず、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。

＜実施例４＞
実施例３に示す接合プロセスにおいて、半溶融温度として設定した３９０℃に代え、４５０℃にしたときの実半導体装置の接合部微細構造と接合信頼性を実施例３と同じ方法で評価した。本実施例の接合プロセスは、窒素雰囲気中で１８ＭＰａに加圧しながら２４０℃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５〜１０分間保持してから徐冷を行う方法である。本実施例では、接合面の表面清浄化及び密着化を促進させるため、実施例３と同様に２４０℃の加熱によってＺｎ−Ａｌ共析系合金の超塑性現象を利用した。

このようにして形成された接合層はボイドレスであり、測定したＡｌリッチ相（α相）のデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）が０．１３μｍであり、図２に示す曲線から求めたＡｌ含有量は５０質量％である。また、接合後の実半導体装置の温度サイ.クル試験を室温⇔３００℃の条件で行い、１００サイクル、３００サイクル及び５００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、５００サイクル後でも、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ず、優れた接続信頼性を有することが確認された。

一方、実施例３で形成した接合部においても、室温⇔３００℃の条件でサイクル数を３００及び５００と増やして温度サイクル試験を行った結果、３００サイクル後では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、５００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。

＜比較例２＞
実施例３に示す接合プロセスにおいて、半溶融状態を示す３９０℃の加熱温度に代えて、半溶融状態を示さない温度である３００℃を採用して接合したときの実半導体装置の接合部微細構造と接合信頼性を、実施例３と同じ接合材（厚さ６０μｍ）を用いて、同じ方法で評価した。本比較例の接合プロセスは、窒素雰囲気中、１８ＭＰａで加圧しながら２４０℃約２０分間保持した後、加圧した状態で３００℃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方法である。この接合プロセスでは、３００℃の再加熱時に接合層の変形はほとんど見られず、接合材の厚さも初期の６０μｍとほとんど同じであった。

このようにして形成された接合層は、測定したＡｌリッチ相（α相）のデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）が０．３０μｍであり、図２に示す曲線から求めたＡｌ含有量は２２質量％と組成の変化はなかった。また、接合後の実半導体装置の温度サイクル試験を室温⇔３００℃の条件で行い、１００サイクル、３００サイクル及び５００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、３００サイクル後で、すでにＳｉＣ／はんだ接合材及びはんだ接合材／Ｃｕの両接合界面に両端縁から微小な亀裂の存在が観測され、５００サイクルでは大きな亀裂に進展することが分かった。

＜実施例５＞
本実施例において、Ｚｎ−Ａｌ共析系合金の接合材を加圧しながら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を２回以上繰り返すことによって形成される接合構造の例を示す。
実施例３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系を用いて、まず１回目の操作として、実施例４で示すものと同じ条件に従って半溶融温度域の４５０℃で加圧後、固相温度域の４００℃まで冷却した。本操作で接合部の組成は実施例４で示したように５０質量％Ａｌ−５０質量％Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金になる。前記組成の接合材は半溶融温度域が４７０℃から５００℃以上に変わることが図１から分かる。そこで２回目の操作として再度窒素ガス雰囲気中、加圧しながら、半溶融温度域の５００℃まで昇温し、その温度で２０分間保持した後、徐冷した。

このようにして形成された接合層はボイドレスであり、測定したＡｌリッチ相（α相）のデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）が０．１１μｍであり、図２に示す曲線から求めたＡｌ含有量は５５質量％である。接合後の実半導体装置の温度サイクル試験を室温⇔３００℃の条件で行い、１００サイクル、３００サイクル及び５００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、５００サイクル後でも、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ず、実施例４と同じように優れた接続信頼性を有することが確認された。

以上のように、ＳｉＣ半導体素子を有する実半導体装置は、Ａｌリッチ相（α相）のデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）を小さくし、接合層に含まれるＡｌ含有量を多くした本発明の接合層構造を形成することによって、大きな応力緩衝効果を得ることができる。上記の実施例では半導体素子としてＳｉＣを使用した例を示したが、ＧａＮ、Ｃ（ダイヤモンド）及びＧａ_２Ｏ_３の何れかによる実半導体装置においても上記実施例と同じ効果を得ることができる。

＜実施例６＞
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）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、実施例４と同じように、図５に示すものと同じ構成と構造を有する。本実施例によるＳｉＣ半導体装置の接合は、実施例４と同じように、図７の（ａ）に示す温度プロファイルにおいて、超塑性時の温度として２４０℃に代えて２５０℃を、拡散接合時の半溶融状態となる温度として３９０℃に代えて４５０℃を採用する以外は、図７に示すものと同じプロセスで行った。４５０℃で接合後、図１に示すｇ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。図８に本実施例による接合プロセスの模式図を示す。

図８に示すように、本実施例で形成した接合層は、測定したＡｌリッチ相（α相）のデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）が０．１６μｍであり、図２に示す曲線から求めたＡｌ含有量は４２質量％（６３原子％）である。図９に接合後の外観写真を示す。図９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。

このようにして接合が行われたＳｉＣ半導体デバイス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１０に示す。図１０の結果は、−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１０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１０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。

＜実施例７＞
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４又は６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８＞
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４又は６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４又は６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４又は６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９＞
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４又は６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４又は６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。

本発明の接合層構造は応力緩衝機能を有するＡｌの存在量が増えるため、接合層において応力緩和の効果が高くなり、接合信頼性の向上を図ることができ、熱伝導性も向上できる。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、産業上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 Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材
１２ Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材
１３ Ｚｎ−Ａｌ共析系合金接合材
１４ シリコーンゴム

Claims (10)

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それぞれの接合面において、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含まれるＡｌリッチ相（α相）のデンドライドアームスペーシング（ＤＡＳ）が０．０６μｍを超え、０．３μｍ未満であることを特徴とする合金接合材による接合層構造。
2. 前記被接合材Ａ及びＢと前記合金接合材とのそれぞれの接合面において、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は、３０質量％を超え９７質量％以下のＡｌ−０〜１．５質量％Ｃｕ−０〜０．０５質量％Ｍｇ−Ｚｎ系からなる組成を有す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. 請求項１又は２に記載の接合層の構造を形成するための方法であって、
   前記被接合材ＡとＢとの間に、１７質量％〜３０質量％Ａｌ−０〜１．５質量％Ｃｕ−０〜０．０５質量％Ｍｇ−Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を介在し、加圧しながら前記接合材を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を１回又は２回以上繰り返した後に徐冷することを特徴とする接合層構造の形成方法。
4. 請求項１又は２に記載の接合層の構造を形成するための方法であって、
   前記被接合材ＡとＢとの間に、３０質量％を超え９７質量％以下のＡｌ−０〜１．５質量％Ｃｕ−０〜０．０５質量％Ｍｇ−Ｚｎ系からなるＺｎ−Ａｌ共析系合金接合材を介在し、加圧又は無圧の状態で前記接合材を半溶融温度領域に加熱し、所望の時間保持した後に徐冷することを特徴とする接合層構造の形成方法。
5. 前記接合材を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３又は４に記載の接合層構造の形成方法。
6. 前記接合材を半溶融温度領域に加熱し、加圧した状態で所望の時間保持し、３０質量％を超え９７質量％以下のＡｌ−０〜１．５質量％Ｃｕ−０〜０．０５質量％Ｍｇ−Ｚｎ系からなる組成を有する接合層構造を形成した後、そのまま加圧した状態で冷却し、変態超塑性点を通過させる操作を行うことを特徴とする請求項３〜５の何れかに記載の接合層構造の形成方法。
7. 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又は２に記載の構造を有することを特徴とする半導体装置。
8. 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７に記載の半導体装置。
9. 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３〜６の何れかに記載の形成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。
10. 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９に記載の半導体装置の製造方法。

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