JPWO2016027593A1 - 接合構造、接合材、及び接合方法 - Google Patents

Abstract

接合構造（２０）は、Ｃｕ配線（１２）と素子電極（１４）とを接合する接合構造である。接合構造（２０）は、Ｃｕ配線（１２）と素子電極（１４）との間に存在し、Ｃｕ配線（１２）の界面に生成された第１のＩＭＣ層（２１）（ＣｕとＳｎの金属間化合物層）と、素子電極（１４）の界面に生成された第２のＩＭＣ層（２２）（ＣｕとＳｎの金属間化合物層）と、両金属間化合物層との間に存在する中間層（２５）とを備える。中間層（２５）では、Ｓｎ（２３）中にネットワーク状ＩＭＣ（ネットワーク状のＣｕとＳｎの金属間化合物）（２４）が存在する。

Description

本発明は、鉛フリーで、温度階層接続の高温側の温度に耐える接合構造、その接合構造を形成するための接合材、及び接合方法に関する。

電子部品の実装等の接合材として使われる半田の鉛フリー化が、近年の環境対応に応じてなされつつある。特に、最も多用される低温半田では、現在、ほぼ１００％鉛フリー化がなされている。一方、階層半田付けに使用される高温半田については、技術的ハードルが高く、実用的な鉛フリー半田が開発されていないため、現在、規制が除外されている。

高温半田には、殆どの場合、Ｐｂ−５Ｓｎ半田が用いられる。この半田は、融点が３０３／３０５℃であり、階層半田付けに適している上、濡れ性が良く、耐熱衝撃性が良いため、多用されている。

これに対し、高温鉛半田を代替し鉛フリー化を図るため、鉛フリーで温度階層接続の高温側の接続に用いる接合材として、Ｃｕ粒子と、半田粒子としてのＳｎ粒子とを含む半田材料を圧延した半田箔が提案されている（特許文献１参照）。この半田箔では、部材間に半田箔を配置して加熱すると、溶融したＳｎとＣｕ粒子とが反応して、Ｃｕ粒子同士がＣｕ_６Ｓｎ_５（金属間化合物）により結合される。その結果、半田箔による接合強度が２８０℃でも確保される。

ところが、特許文献１の接合材はＣｕ粒子とＳｎ粒子とを含む半田材料を圧延して形成されるため、Ｃｕ粒子とＳｎ粒子とを均一に混合する必要がある。このため、混合作業に手間がかかるだけでなく、圧延により所定の厚さにするための製造コストも高くなる。また、ＣｕとＳｎとの金属間化合物であるＣｕ_６Ｓｎ_５自体は、濡れ性が悪い上、固くて脆い特性を有する。また、特許文献１のように粒子を配合した上で圧縮成型すると、接合構造の全域が多くのＣｕ_６Ｓｎ_５によって均一に構成されるため、濡れ性の悪化や耐熱衝撃性が劣る可能性がある。

更に、特許文献１では、Ｃｕ及びＳｎの各粒子を配合した上で圧縮成型するため、ボイドを十分に低減するのが難しい。即ち、特許文献１では、圧縮成型時にＳｎを塑性流動させてＣｕボールの隙間を埋めており、Ｓｎを溶融させてＣｕボールの隙間を埋めているわけではない。この場合、Ｓｎの塑性流動のみでＣｕボールの微細な隙間を完全に充填するのは困難である。このため、従来技術のＣｕ及びＳｎ粒子配合ペースト半田では、ある程度のボイドは低減するものの、鉛半田レベルまでボイドを低減することはできない。

又、特許文献１には、圧縮成型する際にある程度発熱し、Ｓｎの流動性を上げるために若干の温度を上げる、とも記載されている。この場合、Ｃｕ及びＳｎの粒子間における金属間化合物Ｃｕ_６Ｓｎ_５の生成は、避けられない。これは、Ｃｕは、Ｓｎと拡散反応し易いため、Ｓｎが溶融しない程度の温度の上昇によっても、Ｓｎと容易に反応するからである。この場合、金属間化合物Ｃｕ_６Ｓｎ_５の存在により、圧縮成型時にＳｎの流動性が損なれ、ボイドが一層発生し易くなる。

更に、接合前に金属間化合物Ｃｕ_６Ｓｎ_５が生成されると、半田箔による接合性が損なわれる。金属間化合物Ｃｕ_６Ｓｎ_５自体は、上述した通り、濡れ性が悪いため、粒子配合されたＳｎの濡れを阻害するからである。

特開２００４−２４７７４２号公報

本発明の目的は、フラックスレスで接合作業を行うことができ、かつ鉛フリーで従来の高温鉛半田で接合された接合構造と同等の特性を有する接合構造、その接合構造を形成するための接合材、及び接合方法を提供することにある。

上記課題を解決するため、本発明の第一の態様によれば、第１部材と前記第２部材との間に、接合前において、ＳｎがＣｕに積層された状態で配置され、ＣｕとＳｎの金属間化合物を生成して、第１部材と第２部材とを接合する接合構造が提供される。

本発明の構成では、ＣｕとＳｎとが積層状態であるため、接合の際、溶融したＳｎは、Ｃｕの界面を隙間なく確実に充填し、金属間化合物をＣｕの全面にわたって層状に生成する。よって、特許文献１のようなＣｕボール周辺の隙間の未充填部分に発生するボイドを解消することができ、良好な接合を得ることができる。

又、特許文献１のようにＳｎを圧縮成型して塑性流動させる必要がない。このため、接合前は、金属間化合物の生成を抑制でき、接合時は、Ｃｕの全面に溶融Ｓｎが容易に接する。このため、良好な濡れ性を確保することができる。

更に、ＣｕとＳｎとが積層状態であるため、ボール構造を有するペースト半田とは異なり、フラックスレスで接合を行うことができる。
上記の接合構造において、金属間化合物は、接合部分における第１部材の界面、及び第２部材の界面の全面に各々層状に配置されると共に、第１部材の界面と第２部材の界面との間に存在するＳｎリッチ層内に、両界面間を繋ぐようにネットワーク状に分散して配置されていることが好ましい。

ＩＭＣ（金属間化合物）のネットワーク構造は、耐熱衝撃性に有効であると思われる。即ち、ＩＭＣは、比較的硬い特性を有するが、広く希釈された状態で３次元方向に分散して析出したＩＭＣ粒子同士のネットワーク構造を有している。このため、ＩＭＣは、その構造上、変形し易い。その上、ＩＭＣの周囲を埋める単独Ｓｎは、展性、延性に富む特性を有している。このため、接合部に生じた熱応力を吸収することができる。

上記の接合構造において、接合前において、Ｃｕは、第１部材、第２部材、或いはそれ以外の別部材層の少なくとも何れか一つによって配置されていることが好ましい。この構成では、Ｃｕを配置する手間が少なくなる。

上記の接合構造において、ＳｎとＣｕは、直接接した状態で積層されていることが好ましい。この構成は、ＳｎとＣｕとの間に他の層が存在する場合に比べて、接合構造が単純である。

上記の接合構造において、ＳｎとＣｕは、ＳｎとＣｕとの間にＮｉ層を配置した状態で積層されていることが好ましい。この構成では、Ｎｉ層は、濡れ性の良いＳｎが溶融して十分濡れ広がるまでの間、ＳｎとＣｕとの接触を遅延させることができる。これにより、Ｓｎ溶融直後のＩＭＣ生成による濡れ阻害を防止して、Ｓｎが濡れ広がる時間を確保することができる。そして、その後に、高温接合材として機能するＩＭＣが生成されるため、Ｓｎによる良好な濡れと、ＩＭＣによる高温接合とを両立させることができる。

上記の接合構造は、第１部材と第２部材との間に存在し、第１部材の界面に接合されたＣｕとＳｎの金属間化合物層と、第２部材の界面に接合されたＣｕとＳｎの金属間化合物層と、両金属間化合物層間に存在し、Ｓｎ中にネットワーク状のＣｕとＳｎの金属間化合物が存在する中間層とを備えることが好ましい。

ＣｕとＳｎとの金属間化合物であるＣｕ_６Ｓｎ_５は、その融点４１５℃までは溶融しない。しかし、Ｃｕ_６Ｓｎ_５自体は、濡れ性が悪い上、固くて脆い特性を有する。このため、接合構造の多くがＣｕ_６Ｓｎ_５から均一に構成されると、濡れ性の悪化や耐熱衝撃性が劣る可能性があり、好ましくない。一方、Ｓｎは、濡れ性が良い上、Ｃｕ_６Ｓｎ_５に比べて展性、延性に富む傾向にある。

本発明の構成では、第１部材と第２部材とを接合する接合構造が、第１部材の界面に生成されたＣｕとＳｎとの金属間化合物と、第２部材の界面に接合されたＣｕとＳｎとの金属間化合物と、両金属間化合物層間に存在し、Ｓｎ中にネットワーク状のＣｕとＳｎの金属間化合物が存在する中間層とを備える。そのため、接合構造全体がＣｕとＳｎの金属間化合物から均一に構成される場合と異なり、Ｓｎ中にネットワーク状のＣｕとＳｎの金属間化合物が存在する中間層が、濡れ性や耐熱衝撃性を発揮する。これにより、Ｓｎと同等の良好な濡れ性を確保できると共に、高い耐熱衝撃性を有する。また、接合作業は、Ｓｎの融点より高く、ＣｕとＳｎの金属間化合物がＳｎに溶融する２５０〜３５０℃程度の、従来の鉛半田と同等かそれ以下の低温で行うことができる。それと共に、一旦接合した後は、４１５℃の高温の融点まで接合が確保される。したがって、フラックスレスで接合作業を行うことができ、鉛フリーで、従来の鉛半田で接合された接合構造と同等の特性を有することができる。

使用環境がＳｎの融点以上の高温域である場合、Ｃｕ_６Ｓｎ_５ＩＭＣがネットワーク状に形成されたＳｎリッチ層では、Ｓｎが単独で再溶融する。このことは、耐熱衝撃性に大きな影響を及ぼすと推定される。何故なら、Ｓｎの再溶融により、接合部を繋ぎ止める構造が変形し易いＩＭＣネットワークのみとなり、接合部に生じた熱応力の大部分が解放されるからである。この特性は、化合物半導体で将来予想される３００℃前後の高温動作環境下で特に有用である。

上記の接合構造において、両金属間化合物層のうちの一方の金属間化合物層の界面は、他方の金属間化合物層の界面に比べて凹凸が大きいことが好ましい。そのため、両金属間化合物層のうちの一方の金属間化合物層を介して接合される部材は、アンカー効果によって、中間層から離脱し難くなる。

上記の接合構造において、第１部材はＣｕからなり、第１部材の界面に生じるＣｕとＳｎの金属間化合物層は、Ｃｕ_３Ｓｎ層及びＣｕ_６Ｓｎ_５層からなることが好ましい。この構成では、第１部材としてのＣｕと中間層との間にＣｕ_６Ｓｎ_５のみが存在する場合に比べて、中間層からＣｕまでに存在する隣り合う層間の熱膨張率の差が小さくなり、耐熱衝撃性が向上する。

上記課題を解決するため、本発明の第二の態様によれば、Ｃｕ層と、少なくともＣｕ層の片面全体にＳｎ層とが存在する接合材が提供される。
この構成の接合材によれば、例えば、Ｃｕ配線上に素子を接合する場合、Ｃｕ配線上において、Ｓｎ層を、少なくともＣｕ層の片面全体に接するよう積層し、更にその上に素子を載置する。そして、Ｓｎの融点より高く、溶融したＳｎがＣｕと金属間化合物を生成する２５０〜３５０℃程度に加熱する。加熱により、Ｓｎが溶融すると、直ちにＣｕと反応する。そして、Ｃｕ配線の界面に、ＣｕとＳｎの金属間化合物（ＩＭＣ）が形成される。その時、ＩＭＣ化しなかった残りのＳｎは、溶融状態にある。Ｓｎ内にＩＭＣの一部が固溶すると、固溶したＩＭＣは、Ｓｎ内を移動し、その大半が素子電極の界面に集まる。これにより、素子電極の界面に、ＩＭＣ層が生成される。したがって、Ｃｕ層とＳｎ層が積層されて配置されるため、フラックスレスで接合作業を行うことができる。また、ＩＭＣ層とＳｎ内にＩＭＣの一部が固溶するため、従来の鉛半田で接合された接合構造と同等の特性を有することができる。

上記の接合材において、Ｃｕ層とＳｎ層は、クラッド材を構成していることが好ましい。接合材がＣｕ層とＳｎ層とのクラッド材である場合、別々の箔を積層する場合に比べて、使用時の作業性が良くなる。

上記の接合材において、Ｓｎ層は、Ｃｕ層に形成されたメッキ層からなることが好ましい。Ｓｎ層をメッキにより形成した場合、薄い層を容易に積層することができる。また、接合材としてＣｕ箔の上にＳｎ箔を載置して使用する場合、Ｃｕ箔の酸化された表面上にＳｎ箔が載置される。この場合、酸化膜の悪影響を回避するには、Ｈ_２還元炉で作業を行う必要がある。しかし、Ｓｎ層がメッキで形成された場合、Ｃｕ層とＳｎ層との間に酸化被膜が形成されることはない。

上記の接合材において、Ｃｕ層及びＳｎ層は、箔からなることが好ましい。この場合、事前に所定の厚みに加工した箔を用いるため、厚みの制御が容易である。
上記の接合材において、Ｃｕ層はＣｕ板からなり、Ｓｎ層は箔からなることが好ましい。この場合、Ｃｕ板の酸化された表面にＳｎ箔が載置されるため、酸化膜の悪影響を受けることが想定される。これを回避するため、Ｈ_２還元炉中で接合作業を行うことが好ましい。表面に酸化防止被膜が形成されたＣｕ板の場合、還元炉ではなく、空気雰囲気の炉で作業を行うことも可能である。但し、酸化防止皮膜の厚さは、Ｓｎが溶融時にＣｕに拡散しＩＭＣ生成を阻害しない厚さである必要がある。

また、事前に所定の厚みに加工したＣｕ板及び箔を用いれば、厚みを容易に制御できる。
上記課題を解決するため、本発明の第三の態様によれば、第１部材と前記第２部材との間に、ＳｎをＣｕに積層した状態で加熱する工程と、第１部材と第２部材との間に、ＣｕとＳｎの金属間化合物を生成して、第１部材と前記第２部材とを接合する工程とを備える接合方法が提供される。

本発明によれば、フラックスレスで接合作業を行うことができ、接合構造は、鉛フリーで従来の高温鉛半田で接合された接合構造と同等の特性を有する。

第１の実施形態の接合構造を示す模式図。 接合前の半導体素子と配線基板との関係を示す模式図。 接合構造の元素マップの模式図。 第２の実施形態の接合方法を示す模式図。 （ａ）は第３の実施形態の接合前の半導体素子と配線基板との関係を示す模式図、（ｂ）は接合構造の模式図。 第４の実施形態の接合方法を示す模式図。 別の実施形態の接合前の半導体素子と配線基板との関係を示す模式図。

（第１の実施形態）
以下、本発明を配線基板の配線上への半導体素子の実装に適用した第１の実施形態を図１〜図３にしたがって説明する。

図１に示すように、配線基板１１上に形成された第１部材としてのＣｕ配線１２上に、第２部材としての半導体素子（例えば、ＭＯＳチップ）１３の素子電極１４が、接合構造２０を介して接合されている。半導体素子１３の裏面に形成された素子電極１４は、Ｓｉ製の素子本体１３ａ側から順に、Ｔｉ層１４ａ及びＮｉ層１４ｂを積層して形成されている。

接合構造２０は、第１部材と第２部材とを接合する接合構造であって、Ｃｕ配線１２と半導体素子１３との間に存在する。接合構造２０は、第１のＩＭＣ層２１、第２のＩＭＣ層２２、中間層２５を備える。第１のＩＭＣ層２１は、Ｃｕ配線１２の界面に生成されたＣｕとＳｎの金属間化合物層（ＩＭＣ層）である。第２のＩＭＣ層２２は、半導体素子１３の界面に生成されたＣｕとＳｎの金属間化合物層である。中間層２５は、第１のＩＭＣ層２１と第２のＩＭＣ層２２との間に存在している。中間層２５では、Ｓｎ２３中に、ＣｕとＳｎの金属間化合物としてのネットワーク状ＩＭＣ２４が存在している。第１のＩＭＣ層２１は、図３に示すように、Ｃｕ_３Ｓｎ層２１ａ及びＣｕ_６Ｓｎ_５層２１ｂから構成されている。

次に、配線基板１１のＣｕ配線１２上に半導体素子１３を接合する方法を説明する。
図２に示すように、全面にＳｎメッキ１５が施されたＣｕ配線１２上に、半導体素子１３を載置する。この段階では、半導体素子１３の素子電極１４は、Ｓｉ製の素子本体１３ａ側から順に、Ｔｉ層１４ａ、Ｎｉ層１４ｂ及びＡｕ層１４ｃを積層して形成されている。Ｓｎメッキ１５の厚みは１〜３μｍ、Ｔｉ層１４ａの厚みは０．１５μｍ、Ｎｉ層１４ｂの厚みは０．５３μｍ、Ａｕ層１４ｃの厚みは０．１μｍである。

その後、Ｈ_２還元炉にて４４０℃程度の温度でＳｎメッキ１５のみを溶融し、Ｃｕ配線１２と素子電極１４との間に、ＣｕとＳｎの金属間化合物層を有する接合構造２０を形成して、Ｃｕ配線１２と半導体素子１３とを接合する。この場合、ＣｕとＳｎの金属間化合物層は低温半田接合温度レベルの２４０℃程度でも十分生成されるが、Ｈ_２還元による確実な濡れ性確保のために４４０℃程度まで昇温した。

接合の結果、ボイド率が平均で３％の良好な接合が得られた。ボイド率は、接合構造２０を撮影したＸ線写真を使用して、ボイド部分の面積の割合から算出した。
また、３００℃程度で再溶融することなく、狙い通りに高温接合しているか否かを確認するため、素子が垂直となるようにワークを配置した上、ピーク温度が３２７℃のＨ_２還元炉に、ワークを再投入した。その結果、素子の脱落、及び位置ずれは一切発生しなかった。このことから、狙い通りの高温接合が得られていることが確認できた。

単独Ｓｎ層の有無、第１のＩＭＣ層２１及び第２のＩＭＣ層２２の厚さ等を詳しく調べるため、断面のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察及び元素マップ分析を行った。その結果、配線基板１１のＣｕ配線１２の界面には第１のＩＭＣ層２１が、半導体素子１３の素子電極１４の界面には第２のＩＭＣ層２２が、また、その間には単独Ｓｎ層と思われる層の存在が確認された。

第１のＩＭＣ層２１の厚みは９μｍ程度、第２のＩＭＣ層２２の厚みは５μｍ程度、単独Ｓｎ層と思われる層の厚みは２９μｍ程度、それらの合計である接合構造（接合層）２０の厚みは４３μｍ程度とわかった。

図１に示すように、接合構造２０が形成された後の素子電極１４では、Ｓｉ製の素子本体１３ａ側から順に、Ｔｉ層１４ａ及びＮｉ層１４ｂが積層して形成されており、接合前に存在したＡｕ層１４ｃは無くなった。これは、Ａｕの拡散性が高いため、溶融状態のＳｎ中にＡｕが拡散したためと考えられる。

これらの分析結果からは、以下の２つの不明点がある。
一つは、元のＳｎメッキ１５の厚みが１〜３μｍ程度であるのに対し、得られた接合構造２０の厚みがその２０倍程度となっている点である。もう一つは、上述の通り、３２７℃で再溶融は発生しないことが確認されており、単独Ｓｎ層（ｍｐ：２３２／２３４℃）が存在するのであれば上記の結果と矛盾する点である。

前者の不明点に対しては、Ｃｕ配線１２の全面に施されたＳｎメッキ１５の内、ダイボンド以外の領域のＳｎが溶融後にダイボンド領域に集まった結果、厚みが増加したものと推定した。この推定の裏付けを確認するため、ダイボンド以外の領域のＳｎメッキ１５を除去し、同様のダイボンドを実施した。その結果、接合構造（接合層）２０がダイボンドの領域全体に行き渡らず、Ｃｕ配線１２と半導体素子１３とを一部の箇所でしか接合できなかった。これは、Ｓｎ量が不足し、ＩＭＣが十分に形成されなかったことを示している。このことから、上述の推定が裏付けられた。

後者の不明点については、単独Ｓｎ層と思われる層を、詳しく元素マップ分析した。その結果、図３に示すように、上記層内に所々、ＩＭＣ（Ｃｕ_６Ｓｎ_５）と同濃度レベルの細かいＣｕ元素の塊２６が点在していた。このことから、ＩＭＣが、単独Ｓｎ層と思われた層内に点在し、相互にネットワーク状に繋がっていると思われる。即ち、第１のＩＭＣ層２１と第２のＩＭＣ層２２との間には、Ｓｎ２３中にＣｕとＳｎの金属間化合物としてのネットワーク状ＩＭＣ２４を有する中間層２５が存在することが分かった。

この結果、Ｓｎの融点以上の高温状態に置かれても、単独Ｓｎは再溶融するが、層内に存在するネットワーク状ＩＭＣ２４は、第１のＩＭＣ層２１と第２のＩＭＣ層２２とを繋ぎ止め、接合構造２０全体を再溶融させることなく、高温接合材として機能させるものと推定される。

また、第１のＩＭＣ層２１は単一層ではなく、Ｃｕ_３Ｓｎ層２１ａとＣｕ_６Ｓｎ_５層２１ｂとの２層が、Ｃｕ配線１２近傍にＣｕ_３Ｓｎ層２１ａを配置した状態で積層されていた。これは、ダイボンドをＨ_２還元炉にて４４０℃程度の温度でＳｎメッキ１５のみを溶融させて、Ｃｕ配線１２と素子電極１４との間にＣｕとＳｎの金属間化合物層を有する接合構造２０を形成したため、ＣｕリッチであるＣｕ配線１２近傍にＣｕ_３Ｓｎ層２１ａが形成されたと考えられる。Ｃｕ_３Ｓｎの融点は４１５℃融点のＣｕ_６Ｓｎ_５よりも高温であることから、Ｃｕ_３Ｓｎの存在が高温接合材としての機能を損なわせるような融点の低下を招くことはない。

以上の結果から、３００℃以上の高温に耐える接合構造２０を得るための接合材は、接合前のＳｎ厚を４３μｍ程度にすると良好な接合が得られる一方、１〜３μｍでは不足であることがわかった。また、昇温によりＳｎが溶融すると直ちにＣｕと反応してＩＭＣ層が生成され、その残存分がＳｎリッチな層、即ち中間層２５を形成することが推定される。このことから、接合前のＳｎの厚さが第１のＩＭＣ層２１及び第２のＩＭＣ層２２の合計厚み１４μｍ以下の場合、Ｓｎリッチな層は僅かとなり、大部分がＩＭＣ層になることが予想される。

ところで、ＩＭＣは、濡れ性が悪い上、固くて脆い特性を有する。一方、Ｓｎは、濡れ性が良い上、ＩＭＣに比べて展性、延性に富む傾向にある。よって、接合構造２０の大半がＩＭＣとなると、濡れ性の悪化や耐熱衝撃性が劣る可能性があり、好ましくない。一方、第１のＩＭＣ層２１及び第２のＩＭＣ層２２の間にＳｎリッチ層を残存させた方が、濡れ性、耐熱衝撃性の面で、好ましい。

よって、接合前のＳｎの厚さは、１４μｍ以上であることが好ましい。但し、Ｓｎ層の厚さが大き過ぎると、溶融後にネットワーク状ＩＭＣ２４が十分に形成されずに、単独Ｓｎ層が残存してしまう。その結果、昇温時に単独Ｓｎ層が完全に再溶融し、素子の脱落、変位が生じてしまう可能性がある。

今回の評価結果から、Ｓｎの厚さの上限を正確に限定することは困難である。例えば、上述した断面元素マップにおけるＳｎリッチ層内に形成された微量ＩＭＣの分布状態を考慮し、Ｓｎリッチ層内にネットワーク状ＩＭＣ２４を形成可能な厚みが、ＩＭＣ層の厚さの２倍程度までは、ＩＭＣ相互にネットワーク形成できる程度の分布濃度を維持できると仮定する。この仮定により、現状厚みの４３μｍに２９μｍを加算した７２μｍ程度が、Ｓｎの厚さの上限と推定される。よって、接合前のＳｎの厚さは１４〜７２μｍ程度が好ましく、特に４０μｍ前後がより好ましい。

ＩＭＣ層は、Ｃｕ配線１２近傍において第１のＩＭＣ層２１と、素子電極１４近傍において第２のＩＭＣ層２２とがそれぞれ存在することが判明している。Ｃｕ配線１２近傍では、Ｃｕが存在しているのでＩＭＣが存在することに矛盾はない。しかしながら、素子電極１４近傍では、元々Ｃｕが存在していないのにＩＭＣが存在することに矛盾が生じている。発明者は、技術調査と考察を行った結果、元々ＩＭＣはＣｕ配線１２近傍にのみ発生し、その後、ＩＭＣの一部が素子電極１４に移動することを見出した。

即ち、ＩＭＣは、昇温されてＳｎが溶融すると、直ちにＣｕ配線１２の界面に生成される。その時、ＩＭＣ化しなかった残りのＳｎは、溶融状態にある。また、Ｓｎ内にＩＭＣの一部が固溶した結果、ＩＭＣは過飽和状態となる。固溶したＩＭＣはＳｎ内を移動し、その大半が素子電極１４の界面に集まる。これにより、素子電極１４の界面に、第２のＩＭＣ層２２が生成される。実際、断面観察によれば、素子電極１４の界面に存在する第２のＩＭＣ層２２がＣｕ配線１２の界面の第１のＩＭＣ層２１に比べより大きな粒形状を有し、より大きな凹凸形状を有している。これは、Ｃｕ配線１２の界面に生じたＩＭＣの一部が素子電極１４の界面に移動して集まった結果であることを示唆している。

更に、固溶したＩＭＣの大半は素子電極１４の界面に移動するが、固溶したＩＭＣの少量はＳｎ層内にそのまま残存する。こうしてＳｎ層内に残存したＩＭＣが、Ｓｎリッチ層内に形成されるネットワーク状ＩＭＣ２４に繋がると推定される。

次に、上記の接合構造２０の作用を説明する。
上述したように、ＩＭＣは、濡れ性が悪い上、固くて脆い特性を有する。一方、Ｓｎは、濡れ性が良い上、ＩＭＣに比べて展性、延性に富む傾向にある。この実施形態の接合構造２０は、Ｃｕ配線１２に接合された第１のＩＭＣ層２１と、素子電極１４に接合された第２のＩＭＣ層２２と、第１のＩＭＣ層２１と第２のＩＭＣ層２２との間に中間層２５とを備えている。中間層２５では、Ｓｎ２３中に、ネットワーク状ＩＭＣ２４が存在している。そのため、Ｓｎと同等の良好な濡れ性を確保できると共に、高い耐熱衝撃性を有する。また、接合作業は、Ｓｎの融点より高く、溶融したＳｎがＣｕと金属間化合物を生成する２５０〜３５０℃程度の、従来の鉛半田と同等かそれ以下の低温で行うことができる。それと共に、一旦接合した後は、４１５℃の高温の融点まで接合が確保される。したがって、Ｃｕ層とＳｎ層とが積層されて配置されるため、フラックスレスで接合作業を行うことができる。また、第１のＩＭＣ層２１、第２のＩＭＣ層２２及び中間層２５により、従来の高温鉛半田で接合された接合構造と同等の特性を有することができる。

Ｓｎリッチ層のＳｎの量を多くすることは、濡れ性、耐熱衝撃性の面で有利である。しかしながら、Ｓｎリッチ層が厚くなると、ＩＭＣネットワークが不十分となり、Ｓｎの融点（２３２℃）を超える高温で再溶融する可能性がある。よって、上記の特性を両立できるように、接合前のＳｎの厚さを適切な値にコントロールすることが重要である。前記の通り、接合前のＳｎの厚さは１４〜７２μｍ程度が好ましく、特に４０μｍ前後がより好ましい。

この実施形態によれば、以下に示す効果を得ることができる。
（１）接合構造２０は、Ｃｕ配線１２（第１部材）と半導体素子１３（第２部材）の素子電極１４とを接合する接合構造である。接合構造２０は、Ｃｕ配線１２と素子電極１４との間に存在し、Ｃｕ配線１２の界面に生成された第１のＩＭＣ層２１（ＣｕとＳｎの金属間化合物層）と、素子電極１４の界面に生成された第２のＩＭＣ層２２（ＣｕとＳｎの金属間化合物層）と、両金属間化合物層との間に存在しかつＳｎ２３中にネットワーク状ＩＭＣ（ネットワーク状のＣｕとＳｎの金属間化合物）２４が存在する中間層２５とを備える。

そのため、接合構造２０は、Ｓｎと同等の良好な濡れ性を確保できると共に、高い耐熱衝撃性を有する。また、接合作業は、Ｓｎの融点より高く、溶融したＳｎがＣｕと金属間化合物を生成する２５０〜３５０℃程度の、従来の高温鉛半田と同等かそれ以下の低温で行うことができる。それと共に、一旦接合した後は、４１５℃の高温の融点まで接合が確保される。したがって、フラックスレスで接合作業を行うことができ、鉛フリーで従来の高温鉛半田で接合された接合構造と同等の特性を有することができる。

（２）素子電極１４に接合された第２のＩＭＣ層２２と中間層２５との界面は、Ｃｕ配線１２に接合された第１のＩＭＣ層２１と中間層２５との界面に比べて、より大きな凹凸を有している。そのため、アンカー効果によって素子電極１４が中間層２５から離脱し難い。

（３）第１部材はＣｕからなり、第２部材はＣｕ以外の金属からなり、第１部材と接合されたＣｕとＳｎの金属間化合物層（第１のＩＭＣ層２１）はＣｕ_３Ｓｎ層２１ａ及びＣｕ_６Ｓｎ_５層２１ｂからなる。この構成では、第１部材としてのＣｕ配線１２と中間層２５との間にＣｕ_６Ｓｎ_５層２１ｂのみが存在する場合に比べて、中間層２５からＣｕ配線１２までに存在する隣り合う層間の熱膨張率の差が小さくなり、耐熱衝撃性が向上する。

（４）接合構造２０は、表面にＳｎメッキ１５を行ったＣｕ配線１２の所定位置に半導体素子１３を載置した状態で、Ｈ_２還元炉にて溶融接合させることで形成される。したがって、フラックスレスで実装でき、フラックス残渣による悪影響を排除できる。

（５）接合構造２０の製造時、Ｃｕは基板配線として、Ｓｎは基板配線のメッキ層として、それらを積層した状態で供給される。このため、接合の際、溶融したＳｎは、Ｃｕの界面を隙間無く確実に充填し、金属間化合物を、Ｃｕの全面にわたって層状に生成する。よって、特許文献１のようなボール周辺の隙間の未充填部分に発生するボイドを解消することができ、良好な接合を得ることができる。

（６）接合構造２０の製造時、Ｓｎを溶融してＩＭＣを生成するため、特許文献１のようにＳｎの塑性流動をさせる必要がない。このため、接合前は、ＩＭＣの生成を抑制でき、接合時は、Ｃｕの全面に溶融Ｓｎが容易に接するため良好な濡れ性を確保することができる。

（第２の実施形態）
次に、第２の実施形態を説明する。第２実施形態は、接合構造２０を構成するために必要なＳｎを、Ｃｕ配線１２の表面全体に形成したＳｎメッキ１５として供給するのではなく、Ｓｎ箔を用いて接合する点で、第１の実施形態と大きく異なる。このＳｎ箔は、ダイボンドを行う半導体素子１３の素子電極１４のサイズと合うように加工されている。図４に示すように、まず、Ｃｕ配線１２上において、ダイボンドを行う所定の位置に、接合材としてのＳｎ箔１６を配置する。Ｓｎ箔１６は、ダイボンドする半導体素子１３のサイズに合うように加工されている。そして、Ｓｎ箔１６の上に半導体素子１３を載せた状態で、Ｈ_２還元炉にて溶融接合が行われる。

Ｓｎ箔１６の厚さは、第１実施形態における接合前のＳｎの厚さと同様に、１４〜７２μｍである。この実施形態では、加工容易なＳｎ箔１６を用いるため、従来のＰｂ−５Ｓｎ板半田を用いる場合と同様、低コストである。また、位置決めも、従来の板半田同様、治具を用いて容易に行うことができる。事前に所定の厚みに加工したＳｎ箔１６を用いるため、接合部分の厚みを容易に制御できる。

この実施形態の場合、Ｃｕ配線１２にＳｎメッキ１５が形成されていないため、Ｃｕ配線１２の表面が酸化している。しかし、表面酸化層は、Ｈ_２雰囲気で容易に還元可能であるため、Ｈ_２還元炉で作業を行えば、接合状態が損なわれることは無い。よって、Ｃｕ配線１２の表面全体にＳｎメッキ１５を施した第１実施形態と同様に、良好な接合が得られる。また、必要に応じて、酸化防止のため、Ｃｕ配線１２の表面に、Ｎｉメッキ１７を施してもよい。Ｃｕ配線１２の表面にＮｉメッキ１７処理を行った場合、酸化防止に加え、以下に示す２つの更なる作用効果を得ることが可能である。

作用効果の一つは以下の通りである。
ＩＭＣは、Ｓｎが溶融するのとほぼ同時に、Ｃｕの界面に生成される。また、濡れ性はＳｎが良い一方、ＩＭＣは悪い。よって、濡れ性の良いＳｎが十分に濡れ広がる前に界面に発生したＩＭＣによって、Ｓｎの濡れ広がりが阻害された結果、ボイドが発生し易くなる可能性がある。そこで、適した厚さのＮｉ膜をＣｕ配線１２の表面に形成することで、ＩＭＣによる濡れ性の阻害を抑制することができる。

この構造では、Ｎｉ膜は、優れたバリア層として機能する。このため、Ｓｎが溶融して濡れ広がる間、Ｃｕとの接触を避けることができる。従って、ＩＭＣは殆んど生成されないため、濡れ性が良いＳｎがＮｉメッキ１７面上にて容易に濡れ広がることができる。但し、このままではＩＭＣが生成されないため、高温接合材として機能しない。しかし、Ｎｉ膜の厚さを適切な値に制御することで、Ｓｎが濡れ広がった後にＮｉをＳｎ内に拡散及び固溶させて、Ｎｉ膜を消失させることができる。そして、Ｎｉ膜が消失した時点で、ＣｕとＳｎとが接触し、ＩＭＣが生成される。

即ち、Ｎｉ膜は、濡れ性の良いＳｎが溶融して十分濡れ広がるまでの間、Ｃｕとの接触を遅延させることができる。これにより、Ｓｎ溶融直後のＩＭＣ生成による濡れ阻害を防止して、Ｓｎが濡れ広がる時間を確保することができる。そして、その後に、高温接合材として機能するＩＭＣが生成されるため、Ｓｎによる良好な濡れと、ＩＭＣによる高温接合とを両立させることができる。

この作用を得るため、Ｎｉ膜の厚さが大きすぎると、Ｓｎが濡れ広がった後もバリア層であるＮｉ層が破れないため、ＩＭＣが十分に生成されない。一方、Ｎｉ膜の厚さが小さすぎると、Ｓｎが十分濡れ広がる前にバリア層が破れてＩＭＣが生成されるため、Ｓｎが十分に濡れ広がらない可能性がある。このため、Ｎｉ膜の厚さ制御は重要であり、Ｎｉ膜の厚さは１〜１５μｍ程度で、好ましくは１〜５μｍ程度である。

もう一つの作用効果は以下の通りである。
ＩＭＣのＣｕ_６Ｓｎ_５は、温度により、その結晶構造を六方晶と単斜晶との間で変態することが知られている。高温では、六方晶が安定した結晶構造であり、低温では、単斜晶が安定した結晶構造である。また、両結晶構造間の変化に伴い、体積も変化する。具体的には、六方晶から単斜晶に変化する際、２．１５％程度の体積増加を伴う。よって、この体積増加が、接合部分に内部応力を発生させるため、クラック発生の要因となり得る。

これに対し、Ｃｕ配線１２の表面にＮｉメッキ１７を施した場合、接合界面のＩＭＣは（Ｃｕ，Ｎｉ）_６Ｓｎ_５となる。このＩＭＣは、温度変化によっても、その結晶構造を六方晶に維持したままで相変態しない。このため、体積変化が生じず、接合部分に内部応力が発生することを抑制できる。よって、接合部の信頼性を高く維持することができる。この２つ目の作用効果を得るには、Ｎｉを第１部材表面に成膜する以外に、例えば、Ｓｎ箔の材料にＮｉを混入してもよい。

（第３の実施形態）
次に、第３の実施形態を説明する。第３実施形態は、接合構造２０を構成するために必要なＳｎを、Ｃｕ配線１２の表面全体に形成したＳｎメッキ１５として供給するのではなく、接合材を用いて接合する点で、第２の実施形態と同じである。しかし、第３実施形態は、単層からなるＳｎ箔１６ではなく、複数層からなる接合材を用いる点で、第２実施形態と大きく異なる。

Ｓｎ箔１６を用いる場合、Ｓｎ箔１６の適切な厚さは、上述した通り、１４〜７２μｍ程度である。この厚さは、従来の合金半田材と比べるとかなり薄い。例えば、ダイボンド用に多く用いられるＰｂ−５Ｓｎ板半田の場合、１００〜３００μｍ程度の厚さの半田を使用することが一般的である。

厚みが１４〜７２μｍ程度のＳｎ箔１６を用いてＩＭＣを形成した場合、接合厚さが小さいため、耐熱衝撃性の面で不利となる。即ち、薄い厚みの接合材は熱応力を十分吸収することができず、クラックが発生し易くなる。

しかし、上述したように、再溶融を防ぎ高温接合材として機能させるため、Ｓｎリッチ層内にＩＭＣネットワークを形成する必要があるため、単層のＳｎ箔１６を１４μｍ〜７２μｍ程度より大きくすることは、好ましくない。そこで、この問題を解決するため、部材間に配置する単層のＳｎ箔１６からなる接合材に代えて、複数層のＳｎ箔１６を用いた。具体的には、図５（ａ）に示すように、Ｃｕ箔１８の両側にＳｎ箔１６を配置してＳｎ箔／Ｃｕ箔／Ｓｎ箔の３層構造を有する接合材１９を用いた。

まず、Ｃｕ配線１２上において、ダイボンドを行う所定の位置に、３層構造の接合材１９を配置する。この接合材１９は、ダイボンドする半導体素子１３のサイズに合うように加工されている。そして、接合材１９の上に半導体素子１３を載せた状態で、Ｈ_２還元炉にて溶融接合が行われる。その結果、図５（ｂ）に示すように、接合構造２０が、Ｃｕ配線１２と半導体素子１３との間においてＣｕ箔（Ｃｕ層）１８の両側に、第１のＩＭＣ層２１、中間層２５及び第２のＩＭＣ層２２からなる層構造がそれぞれ一つずつ存在するように形成される。

各Ｓｎ層の厚さは、両Ｓｎ箔１６を単層とした場合と同様に、１４〜７２μｍ程度である。Ｃｕ箔１８の厚さは、取り扱い、加工性、コスト等を考慮して、３０〜３００μｍ程度、好ましくは５０〜１００μｍ程度である。この構造はＣｕ箔１８の上下各々にＳｎ箔１６を配置した３層構造であるため、接合材としての総厚みを、従来の鉛半田と同等レベルの１００〜３００μｍ程度にすることができる。

更に、単に厚みを増加させたことによる応力緩和効果のみならず、上下一対のＳｎ層間にＣｕ層を配置することにより、特別の応力緩和効果も期待できる。即ち、高放熱金属回路基板に一般的に用いられるＡｌに比べ、Ｃｕ箔１８と実装部品との間の線膨張係数差は小さく、Ｃｕ箔１８に生じる熱応力も低い。よって、実装基板のＡｌと実装部品の素子との間に、Ｃｕ材の層を介在させることで、基板及び素子間における線膨張係数の変化の度合いを小さくすることができる。よって、熱応力を、より一層緩和することが可能となる。

また、３層構造中のＣｕ箔１８の表面に、Ｎｉを成膜してもよい。更に、接合材１９は、３層構造以外に、Ｃｕを２層とした５層構造であってもよく、５層以上の多層構造であってもよい。

（第４の実施形態）
次に、第４の実施形態を説明する。第４実施形態は、配線基板１１上に形成された第１部材としてのＣｕ配線１２上に、第２部材としての半導体素子１３の素子電極１４が接合されるのではなく、第１部材としてのＣｕ板に対し、第２部材としての半導体素子１３の素子電極１４が接合構造２０を介して接合されている点で、前記各実施形態と異なる。

図６に示すように、第１部材としてのＣｕ板２６に対し、Ｓｎ箔１６を介して半導体素子１３のダイボンドを行った。半導体素子１３の素子電極１４は、素子本体１３ａ側から順に、Ｔｉ層１４ａ、Ｎｉ層１４ｂ及びＡｕ層１４ｃを積層して形成されている。この場合、厚みが３０μｍ及び５０μｍのＳｎ箔１６を使用して、ダイボンドを行った。接合は、Ｈ_２還元リフロー炉にて４４０℃程度で行った。その結果、良好な実装が得られた。

Ｓｎ箔１６によるＳｎとＣｕとのＩＭＣ接合の濡れ性について、接合部のＸ線写真からボイド率を計算した。その結果、ボイド率は、３０μｍ厚で最大で３％以下、５０μｍ厚で２％以下となった。また、両厚みでボイド率が１％程度の場合もあり、何れも良好であった。

相対比較で５０μｍ厚の方がやや良好であった。Ｓｎ箔の厚みによる上記ボイド率の差は、Ｓｎ量の違いによる濡れ易さが起因していると思われる。即ち、Ｓｎ量の多い５０μｍ厚の方が、溶融時により全体に広がり易く、充填され易い。外観上でも、半導体素子１３の全周囲にきれいなフィレットが形成されており、巣の発生は無かった。

又、高温接合として成立しているか否かを確認するため、ダイボンドしたＣｕ板２６を縦に配置して、３２０℃ピークのリフロー炉に再投入した。そして、素子が脱落したり変移したりしないか、接合部分の再溶融によりボイドが発生しないかを確認した。その結果、素子の脱落、変移は発生しなかった。さらに、Ｘ線観察でも、接合内部に変化は見られなかった。これらの結果から、少なくとも３２０℃までの高温接合を形成できたことが確認された。

即ち、第４実施形態でも、Ｓｎ箔１６を用いた状態でＳｎとＣｕとのＩＭＣ高温接合が得られることを確認できた。また、Ｓｎ箔１６を用いることにより、従来のＰｂ半田同様の取り扱いによって、良好なＳｎとＣｕとのＩＭＣ高温接合が得られることも確認できた。

上記各実施形態は、例えば、次のように具体化してもよい。
・配線基板１１上にＣｕ配線１２を形成したものに代えて、例えば、図７に示すように、ＤＢＡ基板（Direct Brazed Aluminum基板）と呼ばれるセラミック基板（絶縁板）３１にアルミニウム板（金属板）３２をろう付した基板を用いてもよい。この場合、Ｃｕ層３５とＳｎ層３６の両層を有する接合材１９を使用する必要がある。また、アルミニウム板３２の表面にＮｉ層３３を形成してもよい。

・Ｓｎ層を多層化する際、Ｃｕ箔１８の両面にＳｎ箔１６を配置するのに代えて、Ｃｕ箔１８の両面をＳｎメッキ処理してもよい。この場合、Ｃｕ箔１８は、実装部品の形状に合わせたサイズに成形されている。このため、Ｃｕ箔１８の全面をメッキ処理すればよく、基板上のＣｕ配線１２の表面にのみＳｎメッキ処理する場合のマスキング処理が不要となる。

・Ｓｎ層及びＣｕ層を多層化する際、Ｓｎ箔１６及びＣｕ箔１８を部材間に積層して配置するのに代えて、Ｓｎ層及びＣｕ層をクラッド加工したクラッド材を、接合材として用いてもよい。この場合、Ｓｎ箔１６及びＣｕ箔１８を積層して接合する場合と異なり、接合時、各層間にボイドが生じる虞がない。また、クラッド加工した単材を配置することで、多数の箔材を配置する場合に比べ、作業性が向上する。更に、クラッド加工した単材を配置することで、接合材の総厚さを正確に制御できる。

更に、クラッド加工した単材を配置することで、Ｃｕ材の両面をＳｎ材が被覆する形で供給することができ、酸化し易いコアのＣｕ材の表面を保護して、Ｃｕの酸化を抑制することができる。更に、クラッド加工した単材を配置することで、各層間が密着し圧延した状態で供給されるため、接合時の強度が向上する。更に、クラッド加工により、メッキ処理したり各層に箔を用いたりする場合よりも、製造コストが低減される。

・接合材は、Ｃｕ層と、少なくともＣｕ層の片面全体にＳｎ層とを有していればよい。
・上記の接合構造において、第１部材と第２部材とを接合する前に、Ｃｕは、第１部材、第２部材、或いはそれ以外の別部材層の少なくとも何れか一つによって、第１部材と第２部材との間に配置されてもよい。

・接合作業は、Ｈ_２還元炉以外の他形式の還元炉で行ってもよい。例えば、蟻酸を用いた還元炉によって、接合作業を行ってもよい。
・更に、接合作業を還元炉ではなく、Ｎ_２炉で行ってもよい。この場合、還元炉で行う場合よりも濡れ性はやや低下するが、十分に実用レベルの接合が可能である。

・更に、接合材料である基板配線が、表面酸化を抑えるためにＳｎメッキ処理やＮｉメッキ処理されていれば、接合作業を、通常の空気雰囲気炉で行ってもよい。この場合、還元炉で行う場合よりも濡れ性はやや低下するが、十分に実用レベルの接合が可能である。

１２…第１部材としてのＣｕ配線、１３…第２部材としての半導体素子、１６…Ｓｎ箔、１８…Ｃｕ箔、１９…接合材、２０…接合構造、２１ａ…Ｃｕ３Ｓｎ層、２１ｂ…Ｃｕ６Ｓｎ５層、２３…Ｓｎ、２４…ネットワーク状ＩＭＣ、２５…中間層、３５…Ｃｕ層、３６…Ｓｎ層。

上記課題を解決するため、本発明の第一の態様によれば、第１部材と前記第２部材との間に、接合前において、ＳｎがＣｕに積層された状態で配置され、ＣｕとＳｎの金属間化合物を生成して、第１部材と第２部材とを接合し、金属間化合物は、接合部分における第１部材の界面、及び第２部材の界面の全面に各々層状に配置されると共に、第１部材の界面と第２部材の界面との間に存在するＳｎリッチ層内に、両界面間を繋ぐようにネットワーク状に分散して配置されている、接合構造が提供される。

また、事前に所定の厚みに加工したＣｕ板及び箔を用いれば、厚みを容易に制御できる。
上記課題を解決するため、本発明の第三の態様によれば、第１部材と前記第２部材との間に、ＳｎをＣｕに積層した状態で加熱して、前記第１部材との界面に第１の金属間化合物層を形成し、前記第２部材との界面に第２の金属間化合物層を形成し、前記第１の金属間化合物層と前記第２の金属間化合物層との間にネットワーク状金属間化合物を形成する、第１部材と前記第２部材とを接合する工程とを備える接合方法が提供される。

Claims (14)

1. 第１部材と第２部材とを接合する接合構造であって、
   前記第１部材と前記第２部材との間に、
   接合前において、ＳｎがＣｕに積層された状態で配置され、
   ＣｕとＳｎの金属間化合物を生成して、前記第１部材と前記第２部材とを接合することを特徴とする接合構造。
2. 前記金属間化合物は、
   接合部分における前記第１部材の界面、及び前記第２部材の界面の全面に各々層状に配置されると共に、
   前記第１部材の界面と前記第２部材の界面との間に存在するＳｎリッチ層内に、前記両界面間を繋ぐようにネットワーク状に分散して配置されている請求項１に記載の接合構造。
3. 接合前において、前記Ｃｕは、前記第１部材、前記第２部材、或いはそれ以外の別部材層の少なくとも何れか一つによって配置されている請求項１又は請求項２に記載の接合構造。
4. 前記Ｓｎと前記Ｃｕは、直接接した状態で積層されている請求項１〜請求項３のいずれか一項に記載の接合構造。
5. 前記Ｓｎと前記Ｃｕは、前記Ｓｎと前記Ｃｕとの間にＮｉ層を配置した状態で積層されている請求項１〜請求項３のいずれか一項に記載の接合構造。
6. 前記第１部材と前記第２部材との間に、
   前記第１部材の界面に生成されたＣｕとＳｎの金属間化合物層と、
   前記第２部材の界面に生成されたＣｕとＳｎの金属間化合物層と、
   前記両金属間化合物層間に存在し、Ｓｎ中にネットワーク状のＣｕとＳｎの金属間化合物が存在する中間層と
   を備える請求項１に記載の接合構造。
7. 前記両金属間化合物層のうちの一方の金属間化合物層の界面は、他方の金属間化合物層の界面に比べて凹凸が大きい請求項６に記載の接合構造。
8. 前記第１部材はＣｕからなり、前記第１部材の界面に生じるＣｕとＳｎの金属間化合物層は、Ｃｕ_３Ｓｎ層及びＣｕ_６Ｓｎ_５層からなる請求項６又は請求項７に記載の接合構造。
9. Ｃｕ層と、少なくとも前記Ｃｕ層の片面全体にＳｎ層とが存在することを特徴とする接合材。
10. 前記Ｃｕ層と前記Ｓｎ層とは、クラッド材を構成している請求項９に記載の接合材。
11. 前記Ｓｎ層は、前記Ｃｕ層に形成されたメッキ層からなる請求項９に記載の接合材。
12. 前記Ｃｕ層及び前記Ｓｎ層は、箔からなる請求項９に記載の接合材。
13. 前記Ｃｕ層はＣｕ板からなり、前記Ｓｎ層は箔からなる請求項９に記載の接合材。
14. 第１部材と第２部材とを接合する接合方法であって、
    前記第１部材と前記第２部材との間に、ＳｎをＣｕに積層した状態で加熱する工程と、
    前記第１部材と前記第２部材との間に、ＣｕとＳｎの金属間化合物を生成して、前記第１部材と前記第２部材とを接合する工程と
    を備えることを特徴とする接合方法。

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