TW202415778A

TW202415778A - 接合材用金屬粒子

Info

Publication number: TW202415778A
Application number: TW112103796A
Authority: TW
Inventors: 關根重信
Original assignee: 日商納普拉有限公司
Priority date: 2022-10-03
Filing date: 2023-02-03
Publication date: 2024-04-16

Abstract

本發明之課題為提供即使對於從極高溫至極低溫環境之過於嚴酷的溫度變動，亦能克服金屬間化合物之脆弱性，維持優良之接合強度及機械強度的接合材用金屬粒子。本發明之解決手段為藉由下述金屬粒子而解決上述課題：一種金屬粒子，其為在包含Sn、Sn-Cu合金及Sb之母相中具有包含Sn、Cu、Ni、Ge、Si及Ti之金屬間化合物結晶的金屬粒子，其中其組成為0.7～15質量%之Cu、0.1～5質量%之Ni、0.1～14質量%之Sb、0.001～0.1質量%之Ge、0.001～0.1質量%之Si、0.001～0.1質量%之Ti、其餘部分為Sn，母相之組成為85～99.9質量%之Sn、5質量%以下之Cu、0.1～14質量%之Sb，且母相及金屬間化合物之至少1部分係內延(endotaxial)接合而成。

Description

接合材用金屬粒子

本發明係關於接合材用金屬粒子。

在物聯網(IoT(Internet of Things))之進展、尋求進一步節省能源方面，擔任其技術核心之功率半導體的重要性日益增高。然而，其活用方面有許多問題。功率半導體，由於操作高電壓、大電流之大量電力，及以超高速傳輸，因此散發許多熱，而為高溫。雖現今之Si功率半導體所要求的耐熱性係對應約175℃左右，而耐受約200℃之溫度的Si功率半導體之開發尚在進行中，又，如SiC、GaN之次世代功率半導體，為了高速通信傳輸，會在裝置之正背面使用金以維持傳輸特性，並要求耐受250～500℃的極高溫耐熱性。

惟另一方面，若論及關於接合材，則不存在如上述之具有如SiC、GaN之次世代功率半導體所要求之高耐熱性的接合材。例如，專利文獻1所揭示之SnAgCu系接合材(粉末焊錫材料)，只不過能適用於對應約125℃的功率半導體，卻不能適用於次世代之功率半導體。

另一方面，本申請人在專利文獻2中提出一種金屬粒子，其包含外殼及核心部，前述核心部包含金屬或合金，前述外殼包含金屬間化合物之網目狀且包覆前述核心部，前述核心部包含Sn或Sn合金，前述外殼包含Sn與Cu之金屬間化合物。藉由此金屬粒子所形成之接合部，即使在長時間持續高溫作動狀態的情況，又，即使在伴隨著從高溫作動狀態至低溫停止狀態之大幅溫度變動等過於嚴酷的環境中使用的情況，亦可長期維持高耐熱性、接合強度及機械強度。但是，金屬間化合物具有脆弱之弱點，若能解決此問題，則可進一步提供具有高耐熱性、接合強度及機械強度的接合材。

因此，本申請人進一步在專利文獻3中提出一種金屬粒子，其在包含Sn及Sn-Cu合金之母相中具有包含Sn、Cu及Ni的金屬間化合物，前述母相中之Sn-Cu合金及前述金屬間化合物之至少1部分係內延(endotaxial)接合而成。但是，在260℃之加熱氣體環境以上時，圍繞金屬間化合物之母相會收縮，判定其將引起內延接合之崩壞而助長空洞(void)之發生。因此，在高溫之過於嚴酷的環境中使用的情況，恐怕無法長期維持高耐熱性、接合強度及機械強度。 [先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特開2007-268569號公報 [專利文獻2]日本專利第6029222號公報 [專利文獻3]日本專利第6799649號公報

[發明欲解決之課題]

本發明之目的為提供即使對於從極高溫至極低溫環境之過於嚴酷的溫度變動，亦能克服金屬間化合物之脆弱性，維持優良之接合強度及機械強度的接合材用金屬粒子。 [用以解決課題之手段]

本發明人重複專心檢討的結果發現，藉由使不引起母相之收縮的膨脹金屬(Sb、Bi或Ga)存在於母相中，可抑制上述內延接合之崩壞，於是完成本發明。

亦即本發明提供一種接合材用金屬粒子，其為在包含Sn、Sn-Cu合金、及Sb或Bi或Ga之母相中具有包含Sn、Cu、Ni、Ge、Si及Ti之金屬間化合物結晶的接合材用金屬粒子，其特徵為該金屬粒子之組成為0.7～15質量%之Cu、0.1～5質量%之Ni、0.1～14質量%之Sb或Bi或Ga、0.001～0.1質量%之Ge、0.001～0.1質量%之Si、0.001～0.1質量%之Ti、其餘部分為Sn(其中，可包含0.1質量%以下之不可避免的雜質)，該母相之組成為85～99.9質量%之Sn、5質量%以下之Cu、0.1～14質量%之Sb或Bi或Ga，該母相中包含並存在有該金屬間化合物，粒徑為1μm～50μm，且該母相與該金屬間化合物之至少1部分係內延接合而成。 [發明之效果]

若依照本發明，可提供即使對於從極高溫至極低溫環境之過於嚴酷的溫度變動，亦能克服金屬間化合物之脆弱性，維持優良之接合強度及機械強度的接合材用金屬粒子。

[用以實施發明的形態]

以下，進一步詳細說明本發明。首先，本說明書中之術語法則，在無特別說明的情況，如以下說明。 (1)在稱為金屬時，不僅指金屬元素單質，有時亦包含複數種金屬元素的合金、金屬間化合物。 (2)在述及某個單質的金屬元素的情況，並非完全意指純粹僅包含該金屬元素之物質而已，亦意指包含微量的其他物質之情況。亦即，當然並非意指要排除包含對該金屬元素之性質幾乎無影響的微量雜質者，例如在母相之情況，也非意指要排除Sn之結晶中之原子的一部分被其他元素(例如Cu)置換者。例如有：在金屬粒子中包含0～0.1質量%之前述其他物質或其他元素的情形。 (3)內延接合，意指在為金屬・合金之物質中(在本發明中為母相)有金屬間化合物析出，在該析出之期間Sn-Cu合金與金屬間化合物以結晶格層級接合，構成結晶粒。內延之用語係為周知，例如在Nature Chemisry 3(2): 160-6, 2011年之160頁左欄最後一段中有所記載。

本發明之金屬粒子，其特徵為在包含Sn、Sn-Cu合金、及Sb或Bi或Ga之母相中具有包含Sn、Cu、Ni、Ge、Si及Ti之金屬間化合物結晶。

圖1為將下述實施例1所得到之本發明之金屬粒子以FIB(聚焦離子束)進行薄切片所得之截面的STEM圖像。圖1所示之金屬粒子的粒徑為約5μm，而本發明之金屬粒子的粒徑，例如較佳在1μm～50μm之範圍。若參照圖1之金屬粒子，則該金屬粒子在包含Sn、Sn-Cu合金及Sb之母相140中具有包含Sn、Cu、Ni、Ge、Si及Ti之金屬間化合物結晶120。

本發明之金屬粒子，例如其組成為0.7～15質量%之Cu、0.1～5質量%之Ni、0.1～14質量%之Sb、Bi或Ga、0.001～0.1質量%之Ge、0.001～0.1質量%之Si、0.001～0.1質量%之Ti、其餘部分為Sn。其中，可包含0.1質量%以下之不可避免的雜質。

本發明之金屬粒子，例如可由包含8質量%之Cu、5質量%之Sb、Bi或Ga、0.1質量%之Ni、0.001質量%之Ge、0.001質量%之Si、0.001質量%之Ti及其餘部分為Sn的原料進行製造。例如，可將該原料熔融，將其供給至氮氣環境中高速旋轉的皿形碟上，利用離心力使該熔融金屬以小滴形式飛散，於減壓下冷卻固化而藉以得到。

將本發明之金屬粒子之製造的較佳製造裝置之一例，參照圖2加以說明。粒狀化室1，其上部為圓筒狀、下部為圓錐狀，上部具有蓋2。在蓋2的中心部，垂直地插入有噴嘴3，在噴嘴3的正下方，設置有皿形旋轉碟4。符號5為支撐皿形旋轉碟4可上下移動的機構。又，在粒狀化室1的圓錐部分的下端，連接有生成之粒子的排出管6。噴嘴3的上部連接至將粒狀化之金屬熔融的電爐7(高周波電爐：以往使用陶瓷坩堝，然而本發明中使用碳坩堝)。在混合氣體槽8中調整至規定之成分的環境氣體係藉由配管9及配管10而分別供給至粒狀化室1內部及電爐7上部。粒狀化室1內之壓力係藉由閥11及排氣裝置12控制，電爐7內之壓力係藉由閥13及排氣裝置14控制。從噴嘴3供給至皿形旋轉碟4上之熔融金屬係藉由皿形旋轉碟4之離心力變成微細的液滴狀而飛散，於減壓下冷卻而變成固體粒子。生成之固體粒子係從排出管6供給至自動過濾器15而分類。符號16為微粒子回收裝置。

使熔融金屬進行高溫熔解至冷卻固化的過程，對於用來形成本發明之金屬粒子來說至為重要。例如可列舉如下列之條件。將熔解爐7中之金屬之熔融溫度設定為600℃～800℃，在保持為該溫度之狀態將熔融金屬從噴嘴3供給至皿型旋轉碟4上。就皿形旋轉碟4而言，使用內徑35mm、旋轉體厚度5mm之皿形碟，設定成每分鐘8萬～10萬轉。就粒狀化室1而言，在使用具有減壓至約9×10 ^-2Pa之性能的真空槽進行減壓後，供給15～50℃之氮氣並同時進行排氣，將粒狀化室1內之氣壓設定成1×10 ^-1Pa以下。

又，本發明之金屬粒子中的母相之組成，以85～99.9質量%之Sn、5質量%以下(例如0.3～5質量%)之Cu、0.1～14質量%之Sb、Bi或Ga及0.1質量%以下的不可避免之雜質為較佳。

又，本發明之金屬粒子的含有金屬間化合物結晶及內延接合部分之組成較佳為 50～70質量%之Sn、 30～50質量%之Cu、 0～3質量%之Sb、 0.1～6.5質量%之Ni、 0.001～0.1質量%之Ge、 0.001～0.1質量%之Si、 0.001～0.1質量%之Ti。又，本發明之金屬粒子中的金屬間化合物之比率，相對於金屬粒子全體而言，例如為20～60質量%，較佳為30～40質量%。前述金屬間化合物係包含並存在於前述母相中。

前述母相及金屬間化合物之組成及比率，可藉由依照前述金屬粒子之製造條件而滿足。

本發明之金屬粒子，較佳為前述母相及前述金屬間化合物之至少1部分係內延接合而成。如上述，內延接合，意指在為金屬・合金之物質中(在本發明中為母相)有金屬間化合物析出，在該析出之期間Sn-Cu合金與金屬間化合物以結晶格層級接合，構成結晶粒。藉由內延接合之形成，可解決金屬間化合物之脆弱性的問題，同時亦可抑制下述所說明的藉由Sn之結晶結構變化造成的機械強度之降低，可提供具有更高耐熱性、接合強度及機械強度的接合材。再者，本發明人等已確認到使用本發明之金屬粒子所形成的接合部，可維持金屬粒子之內延接合。本發明之金屬粒子之內延接合，如上述，可依照使熔融金屬進行高溫熔解至冷卻固化以形成本發明之金屬粒子的條件而形成。

又，本發明之金屬粒子中，當將前述母相中之Sn-Cu合金與金屬間化合物結晶的接合面全體當作100%時，內延接合以30%以上為較佳，以60%以上為進一步更佳。前述內延接合之比率，可依照例如下列之方法算出。將如下述圖1所示之金屬粒子的截面，進行電子顯微鏡照相攝影，於Sn-Cu合金與金屬間化合物結晶之接合面任意取樣50處。繼而，將該其接合面進行影像解析，調查如下述實施例所示之內延接合相對於取樣的接合面係以何種程度存在。

Sn之結晶結構在約13℃～約160℃之溫度區域中為正方晶(具有正方晶之結晶結構的Sn又被稱為β-Sn)，若變成比此低之溫度區域，則結晶結構變成立方晶(具有立方晶之結晶結構的Sn又被稱為α-Sn)。又，β-Sn之結晶結構，在超過約160℃的溫度區域，變成為高溫相結晶之斜方晶(具有斜方晶之結晶結構的Sn又被稱為γ-Sn。)。再者，眾所周知在正方晶β-Sn與立方晶α-Sn之間的相轉移時會產生很大的體積變化。本發明之金屬粒子，即使於約160℃以下(例如即使於常溫)亦含有高溫相結晶。例如，將包含該金屬粒子之接合材於接合步驟加熱時，只要形成使該接合材不完全熔融的半熔融狀態，作成包含金屬間化合物與母相之內延接合的狀態，則即使在冷卻後之160℃以下之溫度區域，亦維持包含高溫相結晶的狀態。於是，該高溫相結晶，縱使在將溫度下降至某種程度，亦不易引起朝正方晶的低溫相結晶β-Sn進行的相轉移，且未朝正方晶β-Sn進行相轉移而為原樣的Sn，其不會發生朝α-Sn進行的相轉移，不會發生伴隨因溫度降低而朝α-Sn相轉移所而來的大的體積變化。因此，包含即使在160℃以下之溫度區域(即使在例如常溫)仍具有高溫相結晶之Sn的接合材，與在組成中含Sn之其他接合材(亦即，即使在160℃以下之溫度區域仍刻意不包含高溫結晶相者)相比，可減低因溫度變化所造成的體積變化。又，電子零件方面，雖使用Cu、Ag、Au、Ni及其他各式各樣金屬，但Sn可與此等各式各樣金屬良好地接合。因此，本發明之金屬粒子，具有「即使在寬廣溫度區域(即使在例如常溫)仍含有高溫相結晶相，藉由盡可能地避免產生正方晶之低溫相β-Sn，而不易引起伴隨溫度變化造成的從正方晶之β-Sn朝立方晶之α-Sn進行之相轉移而來的大的體積變化」之性質，且由於會與電子零件所用的各式各樣金屬良好地接合，因此尤其在作為微細接合處的接合材料上至為有用。

藉由上述Sn之結晶結構的變化之抑制所得到的效果，可藉由金屬粒子中之內延接合而良好地達到。

本發明之金屬粒子，藉由加工成薄片狀或糊狀，以使其連接接合對象物之狀態於160℃～180℃保持3分鐘以上，並於235℃～265℃熔融後固化，可形成良好的接合。本發明之金屬粒子包含於材料中的薄片，可藉由將該金屬粒子，例如如下述般藉由滾筒壓接而得到。亦即，藉由供給本發明的金屬粒子至以相對方向旋轉的一對壓接滾筒之間，由壓接滾筒對金屬粒子施加約100℃至150℃程度之熱，將金屬粒子進行壓接，可得到薄片。又，例如，若使導電性比Sn高之Cu、Ni合金粒子、氫化Ti粉末，與本發明之金屬粒子(IMC粒子)組合，則導電性良好，且可在比較寬廣之溫度區域抑制體積變化，故可製作陶瓷等之異質接合材薄片，亦可得到作為具有放熱功能之接合材而發揮功能的機材。

又，亦可使本發明之金屬粒子混雜在有機媒液中，而得到導電性糊。

再者，前述薄片或前述導電性糊，亦可添加如SnAgCu系合金粒子、Cu、Cu合金粒子、Ni、Ni合金粒子或此等混合物之其他粒子，形成與金屬粒子的混合物。此等其他粒子，視需要，能以如Si之金屬塗覆。例如，若使導電性比Sn高之Cu或Ni合金粒子與金屬粒子組合，可得到導電性良好且在比較寬廣之溫度區域抑制體積變化的金屬接合層。

本發明之接合結構部，可使用前述本發明之金屬粒子而形成。圖8為用於說明本發明之接合結構部之結構的模式截面圖。在圖8中，接合結構部300係將形成在對向配置之基板100、500的金屬/合金體101、501(圖8中為Cu電極)接合。接合結構部300，其特徵為具有前述組成，前述母相及前述金屬間化合物之至少1部分係內延接合而成；前述母相係與前述金屬體或合金體101、501接合。

基板100、500具備半導體元件，例如為構成功率裝置等之電子・電氣機器之基板，金屬/合金體101、501為作為電極、凸塊、端子或引線導體等而一體地設置在基板100、500的連接構件。功率裝置等之電子・電氣機器中，金屬/合金體101、501一般係由Cu或其合金構成。當然，相當於基板100、500之部分，不排除以金屬/合金體構成者。

本發明之接合結構部，可使用本發明之金屬粒子形成。本發明人等已確認到使用該金屬粒子加熱後所得到的本發明之接合結構部，具有與該金屬粒子之結晶結構同樣的結晶結構(其中，在金屬/合金體101、501包含Cu之情況係進一步在接合結構部中加Cu)。

本發明之接合結構部，其特徵為在包含Sn、Sn-Cu合金、Sb或Bi或Ga之母相中具有含有包含Sn、Cu、Ni、Ge、Si及Ti之金屬間化合物結晶及內延接合部分之組成，前述金屬粒子之組成為8～40質量%之Cu、0.1～5質量%之Ni、0.1～14質量%之Sb或Bi或Ga、0.001～0.1質量%之Ge、0.001～0.1質量%之Si、0.001～0.1質量%之Ti、其餘部分為Sn(其中，可包含0.1質量%以下之不可避免的雜質)，前述母相之組成為85～99.9質量%之Sn、5質量%以下之Cu、0.1～14質量%之Sb或Bi或Ga、0.001～0.1質量%之Ge、0.001～0.1質量%之Si、0.001～0.1質量%之Ti，前述母相中包含並存在有前述金屬間化合物，前述母相及前述金屬間化合物之至少1部分係內延接合而成。

又，本發明之接合結構部中的前述金屬間化合物之組成較佳為 50～70質量%之Sn、 30～50質量%之Cu、 0～3質量%之Sb、 0.1～6.5質量%之Ni、 0.001～0.1質量%之Ge、 0.001～0.1質量%之Si、 0.001～0.1質量%之Ti。

又，本發明之接合結構部中的金屬間化合物之比率，相對於接合結構部，例如為20～60質量%，以30～40質量%為較佳。

本發明之接合結構部，較佳為前述母相中的Sn-Cu合金及前述金屬間化合物之至少1部分係內延接合而成。當將前述母相中之Sn-Cu合金與金屬間化合物的接合面全體當作100%時，內延接合以30%以上為較佳，以60%以上為更佳。

又，本發明之接合結構部，亦以具有下述結構為較佳態樣：前述Sn-Cu合金及/或前述金屬間化合物係與金屬/合金體101、501外延(epitaxial)接合。 [實施例]

以下，將本發明藉由實施例及比較例進一步說明，然而本發明不受下述例所限制。

實施例1 就原料而言，使用包含8質量%之Cu、5質量%之Sb、0.1質量%之Ni、0.001質量%之Ge、0.001質量%之Si、0.001質量%之Ti及其餘部分為Sn之組成的原料，藉由圖2所示之製造裝置，製造直徑約3～13μm的金屬粒子1。此時，採用以下之條件。在熔解爐7中設置熔融坩堝，於其中加入上述原料，於650℃熔融，在保持為該溫度之狀態將熔融金屬從噴嘴3供給至皿型旋轉碟4上。就皿形旋轉碟4而言，使用直徑35mm、旋轉盤厚度3～5mm之皿形碟，設定成每分鐘8萬～10萬轉。就粒狀化室1而言，在使用具有減壓至約9×10 ^-2Pa之性能的真空槽進行減壓後，供給15～50℃之氮氣並同時進行排氣，將粒狀化室1內之氣壓設定成1×10 ^-1Pa以下。

所得到之金屬粒子1，具有如前述圖1所示的截面，藉由金屬粒子1截面之EDS進行元素分布分析後(參照圖3A)，判定金屬粒子之組成為7.32質量%之Cu、4.35質量%之Sb、0.13質量%之Ni、0.001質量%之Ge、0.001質量%之Si、0.001質量%之Ti、其餘部分為Sn。又，判定含有金屬間化合物結晶及內延接合部分之組成為 50～65質量%之Sn、 30～45質量%之Cu、 1～2.5質量%之Sb、 0.3～0.5質量%之Ni、 0.001質量%之Ge、 0.001質量%之Si、 0.001質量%之Ti。

又，金屬粒子1中之金屬間化合物，在金屬粒子中佔30～35質量%。

圖3B為實施例1所得到之金屬粒子1之截面的STEM圖像及部分分析結果。若參照圖3B左下部，則可知包含Sn、Sn-Cu合金及Sb的母相140中包含並存在有金屬間化合物120，其中該金屬間化合物120包含Sn、Cu、Ni、Ge、Si及Ti。又，若依照圖3B右部之放大圖，則可確認到母相140中的Sn-Cu合金與金屬間化合物120之間，晶格常數(及結晶方位)一致，各個結晶連續地以晶格等級接合。亦即，若依據圖3B右部之放大圖，可確認到由於實現晶格之接合，故其為內延接合，更且，若依據圖3B左上部之母相140及金屬間化合物120之界面的透過型電子繞射圖，亦可確認到在其結晶間無緩衝層。

又，從圖3B可知本實施例之金屬粒子1中的Sn之至少一部分即使於常溫下亦含有高溫相結晶。

繼而，將金屬粒子1進行乾粉壓接而製成薄片，將該薄片使用於金電極及銅基板之接合，形成接合結構部並進行260℃之高溫保持試驗(HTS)後，可得到如下的試驗結果：從試驗開始時約100小時為止，剪切強度從約50MPa上升至約60MPa，在超過100小時之時間區域，則幾乎為60MPa而為穩定。又，在(-40～200℃)之冷熱循環試驗(TCT)，可得到如下的試驗結果：在整個全循環(1000循環)，剪切強度皆為約50MPa而為穩定。將其結果示於圖4A。圖4A下段為圖4A上段之一部分放大圖。從圖4A之結果，可知實施例1所製成的接合結構部，完全未見到龜裂等，據此，即使對於過於嚴酷的溫度變動，亦能克服金屬間化合物的脆弱性，而維持優良之接合強度及機械強度。又，將實施例1所製作的接合結構部之截面的STEM圖像及部分分析結果示於圖4B。圖4B之左圖為實施例1所製作的接合結構部之截面的STEM圖像，中央圖為其放大照片，右圖為進一步放大照片。從圖4B之右圖，可確認到母相140中的Sn-Cu合金與金屬間化合物120之間，各個結晶連續地以晶格等級接合。亦即，從圖4B之右圖，可確認到由於實現晶格之接合，故其為內延接合，更且，若藉由圖4B之右圖之母相140與金屬間化合物120之界面的透過型電子繞射圖(Diffraction pattern)，亦可確認到在其結晶間無緩衝層。

實施例2 就原料而言，使用包含15質量%之Cu、4.26質量%之Sb、0.22質量%之Ni、0.001質量%之Ge、0.001質量%之Si、0.001質量%之Ti及其餘部分為Sn之組成的原料，以與實施例1同樣的方法製造金屬粒子2。又，在金屬粒子2中，亦可確認到母相之Sn-Cu合金與金屬間化合物之間，為如圖3B所示的內延接合。

繼而，將70質量份之金屬粒子2與30質量份之90質量%Cu/10質量%Ni合金粉末均勻地混合，進行乾粉壓接而製成薄片(50μm厚)。將該薄片使用於銅基板與矽元件之接合，進行260℃之高溫保持試驗(HTS)後，可得到如下的試驗結果：從試驗開始時至約100小時為止，剪切強度從約60MPa上升至約70MPa，在超過100小時之時間區域，則幾乎為60MPa而為穩定。又，在(-40～200℃)之冷熱循環試驗(TCT)，可得到如下的試驗結果：在整個全循環(1000循環)，剪切強度皆為約50MPa而為穩定。將其結果示於圖5。圖5下段為圖5上段之一部分放大圖。從圖5之結果，可知實施例2所製成的接合結構部，完全未見到龜裂等，據此，即使對於過於嚴酷的溫度變動，亦能克服金屬間化合物的脆弱性，而維持優良之接合強度及機械強度。

實施例3 使用包含8質量%之Cu、0.3質量%之Sb、0.9質量%之Ni、0.001質量%之Ge、0.001質量%之Si、0.001質量%之Ti及其餘部分為Sn之組成的原料，以與實施例1同樣的方法製造金屬粒子3。

所得到之金屬粒子3，具有如圖6A所示的截面，藉由金屬粒子3截面之EDS進行元素分布分析後(參照圖6B)，判定金屬粒子之組成為8.26質量%之Cu、1.0質量%之Sb、0.09質量%之Ni、0.001質量%之Ge、0.001質量%之Si、0.001質量%之Ti、其餘部分為Sn。又，在金屬粒子3中，亦可確認到母相之Sn-Cu合金與金屬間化合物之間，為如圖3B所示的內延接合。又，判定含有金屬間化合物結晶及內延接合部分之組成為 50～65質量%之Sn、 30～45質量%之Cu、 0.1～0.5質量%之Sb、 0.3～0.5質量%之Ni、 0.001質量%之Ge、 0.001質量%之Si、 0.001質量%之Ti。

繼而，將70質量份之金屬粒子3與30質量份之90質量%Cu/10質量%Ni合金粉末均勻地混合，進行乾粉壓接而製成薄片(50μm厚)。將該薄片使用於銅基板與矽元件之接合，進行260℃之高溫保持試驗(HTS)後，可得到如下的試驗結果：從試驗開始時至約100小時為止，剪切強度從約60MPa上升至約70MPa，在超過100小時之時間區域，則幾乎為60MPa而為穩定。又，在(-40～200℃)之冷熱循環試驗(TCT)，可得到如下的試驗結果：在整個全循環(1000次循環)，剪切強度皆為約50MPa而為穩定。

比較例另外，作為比較例，在實施例1之原料中使用包含8質量%之Cu、0質量%之Sb、0.1質量%之Ni、0.001質量%之Ge、0.001質量%之Si、0.001質量%之Ti及其餘部分為Sn之組成的原料，除此之外，重複實施例1操作，形成接合結構部，進行(-40～200℃)之冷熱循環試驗(TCT)，以光學顯微鏡像來觀察金電極-銅基板之接合結構部的截面。將其結果示於圖7。圖7下段為圖7上段之一部分的放大圖。從圖7之結果，可知比較例所製作之接合結構部發生龜裂，據此，對於過於嚴酷的溫度變動，無法維持接合強度及機械強度。

以上，參照所附之圖式而詳細地說明了本發明，然而本發明並未受此等之限定，顯見若為本技術領域人士，即可基於其基本技術思想及教示，想到各種變形例。

1:粒狀化室 2:蓋 3:噴嘴 4:皿形旋轉碟 5:旋轉碟支撐機構 6:粒子排出管 7:電爐 8:混合氣體槽 9:配管 10:配管 11:閥 12:排氣裝置 13:閥 14:排氣裝置 15:自動過濾器 16:微粒子回收裝置 100:基板 101:金屬/合金體 120:金屬間化合物 140:母相 300:接合結構部 500:基板 501:金屬/合金體

圖1為將實施例1所得到之本發明之金屬粒子以FIB(聚焦離子束(focused ion beam))進行薄切片所得之截面的STEM圖像。圖2為說明在本發明之金屬粒子的製造上適合的製造裝置之一例的圖。圖3A為展示實施例1所得到之金屬粒子1截面藉由EDS進行元素分布(elemental mapping)分析之結果的圖。圖3B為實施例1所得到之金屬粒子1之截面的STEM影像及部分分析結果。圖4A為將實施例1所得到之金電極-銅基板之接合結構部供給至冷熱循環試驗(TCT)後的接合結構部截面之光學顯微鏡圖像。圖4B為實施例1所得到之接合結構部之截面的STEM圖像及部分分析結果。圖5為將實施例2所得到之銅基板-矽基板之接合結構部供給至冷熱循環試驗(TCT)後的接合結構部截面之光學顯微鏡圖像。圖6A為將實施例3所得到之金屬粒子3以FIB(聚焦離子束)進行薄切片所得之截面的STEM圖像。圖6B為展示實施例3所得到之金屬粒子3截面藉由EDS進行元素分布分析之結果的圖。圖7為將比較例所得到之金電極-銅基板之接合結構部供給至冷熱循環試驗(TCT)後的接合結構部截面的光學顯微鏡圖像。圖8為用於說明本發明中之接合結構部之結構的模式截面圖。

Claims

一種接合材用金屬粒子，其為在包含Sn、Sn-Cu合金、及Sb或Bi或Ga之母相中具有包含Sn、Cu、Ni、Ge、Si及Ti之金屬間化合物結晶的接合材用金屬粒子，其特徵為該金屬粒子之組成為0.7～15質量%之Cu、0.1～5質量%之Ni、0.1～14質量%之Sb或Bi或Ga、0.001～0.1質量%之Ge、0.001～0.1質量%之Si、0.001～0.1質量%之Ti、其餘部分為Sn(其中，可包含0.1質量%以下之不可避免的雜質)，該母相之組成為85～99.9質量%之Sn、5質量%以下之Cu、0.1～14質量%之Sb或Bi或Ga，該母相中包含並存在有該金屬間化合物，粒徑為1μm～50μm，且該母相及該金屬間化合物之至少1部分係內延(endotaxial)接合而成。
如請求項1之金屬粒子，其中含有該金屬間化合物結晶及內延接合部分之組成為 50～70質量%之Sn、 30～50質量%之Cu、 0～3質量%之Sb、 0.1～6.5質量%之Ni、 0.001～0.1質量%之Ge、 0.001～0.1質量%之Si、 0.001～0.1質量%之Ti。
一種接合結構部，其為在包含Sn、Sn-Cu合金、以及Sb或Bi或Ga之母相中具有含有包含Sn、Cu、Ni、Ge、Si及Ti之金屬間化合物結晶及內延接合部分之組成且將金屬體或合金體接合的接合結構部，其特徵為該接合結構部之組成為8～45質量%之Cu、0.1～5質量%之Ni、0.1～14質量%之Sb或Bi或Ga、0.001～0.1質量%之Ge、0.001～0.1質量%之Si、0.001～0.1質量%之Ti、其餘部分為Sn(其中，可包含0.1質量%以下之不可避免的雜質)，該母相之組成為85～99.9質量%之Sn、5質量%以下之Cu、0.1～14質量%之Sb或Bi或Ga，該母相中包含並存在有該金屬間化合物，該母相及該金屬間化合物之至少1部分係內延接合而成。