TWI845654B - Al接合線 - Google Patents
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Abstract
本發明提供一種於使使用Al接合線之半導體裝置作動之高溫狀態下，可充分獲得接合線之接合部之接合可靠性之Al接合線。該Al接合線之特徵在於：以質量%計含有0.02～1%之Fe，進而含有合計為0.05～0.5%之Mn、Cr之至少1種以上，剩餘部分包含Al及不可避免之雜質，Fe、Mn、Cr之合計固溶量為0.01～1%。藉由除了包含Fe以外亦含有Mn、Cr，於固溶處理後之急冷處理中可促進Fe、Mn、Cr之固溶，故而可發揮利用Fe、Mn、Cr之合計固溶量之增大所獲得之線之固溶加強效果、及防止高溫下長時間使用半導體裝置時之再結晶之進行之效果。
Description
本發明係關於一種Al接合線。
於半導體裝置中，藉由接合線使形成於半導體元件上之電極與引線框架或基板上之電極之間連接。作為接合線使用之材質，於超LSI(Very large scale integration，超大型積體電路)等積體電路半導體裝置中使用金(Au)或銅(Cu)，另一方面，於功率半導體裝置中主要使用鋁(Al)。例如，專利文獻1中展示有於功率半導體模組中使用300 μm之鋁接合線(以下稱為「Al接合線」)之例。又，於使用Al接合線之功率半導體裝置中，作為接合方法，與半導體元件上電極之連接、與引線框架或基板上之電極之連接均使用楔形接合。
使用Al接合線之功率半導體裝置大多係用作空調或太陽能發電系統等大功率機器、車輛用之半導體裝置。於該等半導體裝置中，Al接合線之接合部暴露於100～150℃之高溫下。於使用僅由高純度之Al構成之材料作為Al接合線之情形時，於此種溫度環境中，線易軟化，故而難以於高溫環境中使用。
專利文獻2中揭示有一種含有0.02～1重量%之Fe之Al線。不含有Fe之Al線中，於使用半導體時之高溫下於線接合界面之正上方發生再結晶，成為較小之結晶粒，成為龜裂產生之原因。與此相對，藉由含有0.02%以上之Fe，而可提高再結晶溫度。藉由拉線後之退火，而將接合前之線結晶粒徑設為50 μm以上。結晶粒徑較大，進而於使用半導體時之高溫下亦不進行再結晶，故不產生龜裂。
專利文獻3之發明品3中揭示有一種直徑300 μm之線：其係製成99.99 wt%(4N)高純度Al-0.2 wt%Fe合金鑄錠，於拉線加工後於300℃下進行30分鐘退火後，進行緩冷，並去除加工應變，使其軟化而成。若於接合後於100～200℃下進行1分鐘～1小時之間熟化，則即使達到最高動作溫度200℃，亦可抑制因使用時之大電流反覆通電導致連接部產生龜裂。
專利文獻4中揭示有一種接合線：其係鐵(Fe)為0.2～2.0質量%，且剩餘部分包含純度為99.99%以上之鋁(Al)者，為Al基質中固溶有0.01～0.05%之Fe，且拉線基質組織為數μm左右之均質之微細再結晶組織，Fe-Al金屬間化合物粒子均勻地晶化。藉由於調質熱處理前追加固溶處理、急冷處理，而將固溶之Fe量提高至650℃下之固溶限度即0.052%，藉由其後之拉線加工及其後之調質熱處理而使結晶粒徑微細化，使Al高純度化，藉此，於接合時表現出動態再結晶而避免晶片損壞。又，專利文獻5中揭示有如下一種鋁合金細線：其係Fe為0.01～0.2質量%、Si為1～20質量ppm以及剩餘部分包含純度為99.997質量%以上之Al，且Fe之固溶量為0.01～0.06%，Fe之析出量為Fe固溶量之7倍以下，且平均結晶粒徑為6～12 μm之微細組織。藉由抑制Fe之含量，並使Fe之析出量與Fe固溶量之比率保持為一定範圍而使再結晶溫度穩定化，進而藉由添加微量之Si而使強度提昇，結果為，使熱衝擊試驗結果穩定化。
[先前技術文獻]
[專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開2002-314038號公報
[專利文獻2]日本專利特開平8-8288號公報
[專利文獻3]日本專利特開2008-311383號公報
[專利文獻4]日本專利特開2013-258324號公報
[專利文獻5]日本專利特開2014-129578號公報
[發明所欲解決之問題]
如專利文獻2～5所記載之使用含有Fe之Al接合線之半導體裝置於使半導體裝置作動之高溫狀態下，亦存在無法充分地獲得接合線之接合部之接合可靠性之情況。
本發明之目的在於提供一種於使使用Al接合線之半導體裝置作動之高溫狀態下，可充分獲得接合線之接合部之接合可靠性之Al接合線。
[解決問題之技術手段]
即，本發明之主旨如下。
[1]一種Al接合線，其特徵在於：其以質量%計含有0.02～1%之Fe，進而含有合計為0.05～0.5%之Mn、Cr之至少1種以上，剩餘部分包含Al及不可避免之雜質，且Fe、Mn、Cr之合計固溶量為0.01～1%。
[2]如[1]中記載之Al接合線，其特徵在於：其於與線長度方向垂直之剖面中之平均結晶粒徑為0.1～50 μm。
[3]如[1]或[2]中記載之Al接合線，其特徵在於：其於與線長度方向垂直之剖面中，結晶＜111＞方位與線長度方向之角度差為15°以內之結晶之面積比率為30～90%。
[4]如[1]至[3]中任一項中記載之Al接合線，其特徵在於：其維克氏硬度為Hv 20～40之範圍。
[5]如[1]至[4]中任一項中記載之Al接合線，其特徵在於：其線直徑為50～600 μm。
[發明之效果]
本發明之Al接合線以質量%計含有0.02～1%之Fe，進而含有合計為0.05～0.5%之Mn、Cr之至少1種以上，剩餘部分包含Al及不可避免之雜質，且Fe、Mn、Cr之合計固溶量為0.01～1%，藉此，於使使用Al接合線之半導體裝置作動之高溫狀態下，充分地獲得接合線之接合部之接合可靠性。
於專利文獻4、5所記載之發明中，欲藉由使Al接合線中含有Fe，進而藉由製造線時之固溶熱處理與其後之急冷處理而使線中之固溶Fe量增大，而獲得如下結果：線之強度增大，並且再結晶溫度上升，防止於高溫下使用時之再結晶之進行，維持線強度。
然而，即使是使用含有Fe且使固溶之Fe量增大之Al合線之半導體裝置，若使半導體裝置於高溫狀態下長時間作動，則亦發現接合線之接合部之接合強度降低之現象，即，判明無法充分地獲得接合可靠性。觀察高溫下長時間作動後之半導體裝置之接合線剖面，推定與接合時相比線之結晶粒徑增大，因高溫下長時間作動，故而線之再結晶進一步進行，藉此，線強度降低，接合部之可靠性降低。
與此相對，本發明中，藉由於Al接合線中除含有Fe以外亦含有特定量之Mn、Cr之一者或兩者，而於固溶熱處理與其後之急冷處理中，使Fe、Mn、Cr合計固溶量成為0.01～1%。藉此，線之再結晶溫度上升，即使於高溫環境下長時間持續使用半導體裝置時，亦可充分地抑制接合線之再結晶之進行，可防止線之強度降低。以下詳細說明。
對高溫下長時間歷程後之接合部可靠性評價試驗進行說明。
使用之接合線之成分如下：僅含有0.5質量%之Fe之比較例之Al接合線與含有0.5%之Fe、0.5%之Mn之本發明之Al接合線。拉線後之金屬線線徑為200 μm。於拉線步驟之途中實施固溶熱處理及其後之急冷處理，使Fe、Mn固溶量增大，並且對拉線後之線實施調質熱處理，將接合線之維克氏硬度調整為Hv 40以下。線之平均結晶粒徑均為10 μm左右。
關於線中之Fe、Mn、Cr之合計固溶量 (質量%)，藉由剩餘電阻比(RRR)進行評價。所謂剩餘電阻比，係室溫(293 K)下之電阻ρ293K
與液態氦溫度(4 K)之電阻ρ4K
之比ρ293K
/ρ4K
。固溶之雜質之量越少，則液態氦溫度(4K)下之電阻ρ4K
越低，故剩餘電阻比(RRR)越大。以此方式，超導狀態下電阻根據雜質之量不同而發生變化，將固溶量設為反映之值，藉此，可算出鋁中之Fe、Mn、Cr之合計固溶量 (質量%)。比較例之Al接合線之Fe之固溶量為0.005～0.009%，與此相對，本發明之Al接合線之Fe與Mn之合計固溶量為0.02～0.94%。再者，剩餘電阻比(RRR)可利用四端子法，對室溫(293K)下之電阻ρ293K
與液態氦溫度(4K)下之電阻ρ4K
進行測定而算出。
於半導體裝置中，半導體晶片與接合線之間之第1接合部、外部端子與接合線之間之第2接合部均設為楔形接合。
高溫下長時間歷程藉由功率循環試驗進行。功率循環試驗係對接合有Al接合線之半導體裝置反覆進行加熱與冷卻。加熱係花費2秒鐘進行加熱使半導體裝置中之接合線之接合部之溫度達140℃，其後，花費5秒鐘進行冷卻使接合部之溫度降至30℃。將該加熱-冷卻之循環反覆20萬次。
上述高溫下長時間歷程後，測定第1接合部之接合剪切強度，進行接合部可靠性之評價。其結果為，關於僅含有0.5質量%之Fe之比較例之Al接合線，接合部剪切強度與初期相比未達50%，接合部之可靠性不充分。與此相對，關於含有0.5%之Fe、0.5%之Mn之本發明之Al接合線，接合部剪切強度與初期相比為90%以上，可充分地確保接合部之可靠性。
上述高溫下長時間歷程後，進行線剖面之結晶觀察，結果為，含有0.5%Fe、0.5%之Mn之本發明之Al接合線之平均結晶粒徑維持50 μm以下，與此相對，關於僅含有0.5質量%之Fe之比較例之Al接合線，平均結晶粒徑超過50 μm。認為同時含有Fe與Mn，且結果為Fe與Mn之合計固溶量為0.01%以上之本發明之線，再結晶溫度高，高溫下長時間歷程後再結晶亦未進行。與此相對，認為僅含有Fe，且結果為Fe之固溶量未達0.01%之比較例之線，再結晶溫度低，於高溫下長時間歷程中再結晶進行，強度降低，故無法充分地確保接合部之可靠性。
對本發明之接合線之成分組成進行說明。%意為質量%。
《使Fe為0.02～1%》
藉由於Al接合線中含有0.02%以上之Fe，結合與下述Mn、Cr之複合添加效果，可發揮利用Fe、Mn、Cr之合計固溶量之增大所獲得之線之固溶加強效果、及防止高溫下長時間使用半導體裝置時之再結晶之進行之效果。Fe更佳為0.1%以上，進而較佳為0.3%以上，進而更佳為0.5%以上。另一方面，若Fe含量超過1%，則線硬度變得過高，引起晶片龜裂之產生、接合性之劣化、接合部可靠性之降低等，故將上限設為1%。更佳為Fe為0.8%以下。
《使Mn、Cr之至少1種以上為合計為0.05～0.5%》
藉由含有合計為0.05%以上之Mn、Cr之至少1種以上，結合與上述Fe之複合添加效果，可發揮利用線之Fe、Mn、Cr之合計固溶量之增大所獲得之固溶加強效果、及防止高溫下長時間使用半導體裝置時之再結晶之進行之效果。Mn、Cr之任一者均以相同之方式發揮效果。Mn、Cr之合計含量更佳為0.1%以上。進而較佳為0.3%以上。另一方面，若Mn、Cr之合計含量超過0.5%，則線硬度變得過高，引起晶片龜裂之產生、接合性之劣化、接合部可靠性之降低等，故將上限設為0.5%。Mn、Cr之合計含量更佳為0.4%以下。
對於接合線中之Fe、Mn、Cr之濃度分析，可利用ICP發光分光分析裝置、ICP質量分析裝置。於本發明中所示之Fe、Mn、Cr之含量基於藉由ICP發光分光分析或ICP質量分析所測定之濃度。
接合線之剩餘部分包含Al及不可避免之雜質。作為不可避免之雜質元素，可列舉：Si、Cu。不可避免之雜質之合計含量越少，則越可將材料特性之差異控制為較小，故而較佳。作為製造線時之鋁原料，藉由使用純度為4 N(Al：99.99%以上)之鋁，而可獲得較佳之結果。
《Fe、Mn、Cr之合計固溶量為0.01～1%》
藉由將Fe、Mn、Cr合計固溶量設為0.01%以上，而可使線之再結晶溫度充分地上升。結果為，可發揮防止高溫下長時間使用半導體裝置時之再結晶之進行之效果。Fe、Mn、Cr之合計固溶量更佳為0.02%以上，更佳為0.03%以上或0.05%以上，進而較佳為0.1%以上、0.3%以上或0.5%以上。另一方面，若Fe、Mn、Cr之合計固溶量超過1%，則線硬度變得過高，引起晶片龜裂之產生、接合性之劣化等，故將上限設為1%。更佳為Fe、Mn、Cr之合計固溶量為0.9%以下。進而較佳為0.8%以下。再者，藉由自Fe含量減去Fe固溶量，而可算出Fe析出量。
《線之平均結晶粒徑》
於本發明中，較佳為接合線之與線長度方向垂直之剖面(C剖面)中之平均結晶粒徑為0.1～50 μm。作為平均結晶粒徑之測定方法，使用EBSD(Electron Back Scatter Diffraction Patterns，電子背向散射繞射圖案)等測定方法求出各結晶粒之面積，將各結晶粒之面積換算為圓之面積，取其直徑之平均值。只要平均結晶粒徑為0.1 μm以上，則由拉線時之調質熱處理導致之再結晶適度進行，並與於製造線之過程中進行固溶熱處理使線含有成分強制固溶互起作用，線軟化，可防止接合時產生晶片破裂、接合部之接合性降低等。另一方面，若平均結晶粒徑超過50 μm，則表示線之再結晶過度進行，不易能夠獲得充分之強度。藉由於金屬線拉線之過程中進行調質熱處理，而可將線之C剖面中之平均結晶粒徑設為0.1～50 μm。
《線之＜111＞方位面積率》
於本發明中，較佳為於接合線之與長度方向垂直之剖面(C剖面)中，結晶＜111＞方位與線長度方向之角度差為15°以內之結晶之面積比率(＜111＞方位面積率)為30～90%。對於＜111＞方位面積率之測定，可使用EBSD。藉由將接合線之與長度方向垂直之剖面設為檢查面，並利用裝置所附帶之解析軟體，而可算出＜111＞方位面積率。於求出＜111＞方位面積率之過程中，將無法測定結晶方位之部位、或雖然可進行測定但方位解析之可靠性低之部位等除外之後進行計算。只要＜111＞方位面積率為90%以下，則由拉線時之調質熱處理導致之再結晶適度進行，線軟化，可防止接合時產生晶片破裂、接合部之接合性降低等。另一方面，若＜111＞方位面積率未達30%，則表示線之再結晶過度進行，不易能夠獲得充分之強度。藉由於金屬線拉線之過程中進行調質熱處理，而可將與線長度方向垂直之剖面中之＜111＞方位面積率設為30～90%。
《線之維克氏硬度》
於本發明中，較佳為於接合線之與線長度方向垂直之剖面(C剖面)中，維克氏硬度為Hv 20～40之範圍。藉由設為Hv 40以下，而接合時不會產生晶片破裂，可實現良好之接合性，又，可容易地形成迴路對半導體裝置進行佈線。另一方面，若維克氏硬度降低至未達Hv 20，則表示線之再結晶過度進行，有接合部之可靠性降低之虞。因此，維克氏硬度之下限較佳設為Hv 20。如上所述，於製造線之過程中進行固溶熱處理及急冷處理使Fe、Mn、Cr合計固溶量增大，並進而於拉線之過程中進行調質熱處理，藉此，可將線之維克氏硬度設為Hv 20～40之範圍。
《線直徑》
於本發明中，較佳為接合線直徑為50～600 μm。功率系裝置中有大電流流動，故一般而言使用50 μm以上之線，但若直徑成為600 μm以上，則變得不易操作，或打線接合機不匹配，故使用600 μm以下之線。
《接合線之製造方法》
本發明之接合線藉由於獲得含有特定成分之Al合金之後進行慣例之壓延與拉線加工而製造。
於製造之途中進行固溶熱處理及其後之急冷處理。固溶熱處理可於線徑為1 mm左右之階段進行。固溶熱處理條件較佳為設為570～640℃、1～3小時。固溶熱處理後之急冷處理較佳為設為於水中進行急冷。藉此，與使Al於本發明範圍內含有Fe及Mn、Cr之一者或兩者互起作用，可將Fe、Mn、Cr合計固溶量設為本發明範圍內。
於拉線加工中與拉線加工後之一者或兩者中進行調質熱處理。越提高調質熱處理之溫度，延長時間，則平均結晶粒徑越增大，可越降低＜111＞方位比率，降低維克氏硬度。可於熱處理溫度250～350℃之範圍、熱處理時間2～4小時之範圍內，以實現較佳之平均結晶粒徑、＜111＞方位比率、維克氏硬度之方式選擇調質熱處理條件。
[實施例]
將純度為99.99質量%(4 N)之鋁及純度為99.9質量%以上之Fe、Mn、Cr作為原料進行熔融，獲得表1所示之組成之Al合金。對該合金進行鑄塊，並對鑄塊進行有槽軋輥壓延，進而進行拉線加工。於線徑為800 μm之階段於620℃下進行3小時之固溶熱處理，並進行冷卻。冷卻條件設為急冷(水中冷卻)、緩冷(空氣冷卻)2種。其後，進行眼模拉線加工以使最終線直徑為200 μm，拉線加工結束後於270℃下進行10秒鐘調質熱處理。
關於線中之Fe、Mn、Cr含量，使用ICP(發光分光分析)進行分析。又，關於線中之Fe、Mn、Cr之合計固溶量(質量%)，藉由剩餘電阻比(RRR)進行評價。
使用該線，對與線長度方向垂直之剖面中之平均結晶粒徑、結晶＜111＞方位與線長度方向之角度差為15°以內之結晶之面積比率(＜111＞方位面積率)、維克氏硬度進行測量。
平均結晶粒徑之測定以如下方式進行：使用EBSD求出各結晶粒之面積，並取將各結晶粒之面積看作圓時之直徑之平均值。
關於＜111＞方位面積率之測定，藉由於接合線之與長度方向垂直之剖面中，利用EBSD進行測定，並利用裝置所附帶之解析軟體，而算出＜111＞方位面積率。
關於維克氏硬度之測定，使用C剖面之硬度，對以C剖面中之半徑方向之中心之位置中之硬度進行測定。
於半導體裝置中，半導體晶片電極使用Al-Cu，外部端子使用Ag。半導體晶片電極與接合線之間之第1接合部、外部端子與接合線之間之第2接合部均設為楔形接合。
關於半導體裝置中之接合線之接合性，以第1接合部於初期(高溫下長時間歷程前)是否存在接合不良(不著)進行判斷。將得以接合者設為○，將未接合者設為×，記載於表1之「接合性」欄中。
關於半導體裝置中之晶片龜裂評價，利用酸使焊墊表面之金屬溶解，利用顯微鏡觀察焊墊下是否存在晶片龜裂而進行評價。將無龜裂設為○，將有龜裂設為×，並記載於表1之「晶片龜裂」欄中。
高溫下長時間歷程藉由功率循環試驗進行。功率循環試驗係對接合有Al接合線之半導體裝置反覆進行加熱與冷卻。加熱係花費2秒鐘進行加熱使半導體裝置中之接合線之接合部之溫度達140℃，其後，花費5秒鐘進行冷卻使接合部之溫度降至30℃。使該加熱-冷卻之循環反覆20萬次。
上述高溫下經過長時間後，對第1接合部之接合剪切強度進行測定，進行接合部可靠性之評價。剪切強度測定以與初期之接合部之剪切強度進行比較之方式進行。將初期之接合強度之95%以上設為◎，將90%以上且未達95%設為○，將50%以上且未達90%設為△，將未達50%設為×，並記載於表1之「可靠性試驗」欄中。
將製造條件、製造結果示於表1中。將Mn、Cr設為「第2成分」而展示。於表1中，對成分含量偏離本發明範圍之數值、評價結果偏離本發明較佳之範圍之數值劃下劃線。
[表1]
| No. | 成分含量(質量%) | 固溶處理後冷卻 | Fe、Mn、Cr合計固溶量 (質量%) | 線品質 | 使用效果 | ||||||||
| Fe | 第2成分 | 結晶粒徑(μm) | ＜111＞ 方位比率 (%) | 硬度 Hv | 接合性 | 晶片龜裂 | 可靠性試驗 | ||||||
| Mn | Cr | 合計 | |||||||||||
| 本發明例 | 1 | 0.02 | 0.05 | 0 | 0.05 | 急冷 | 0.02 | 49 | 57 | 27 | ○ | ○ | ○ |
| 2 | 0.02 | 0 | 0.05 | 0.05 | 〃 | 0.02 | 40 | 58 | 25 | ○ | ○ | ○ | |
| 3 | 0.02 | 0.025 | 0.025 | 0.05 | 〃 | 0.03 | 50 | 57 | 24 | ○ | ○ | ○ | |
| 4 | 0.02 | 0.5 | 0 | 0.5 | 〃 | 0.05 | 28 | 70 | 28 | ○ | ○ | ○ | |
| 5 | 0.02 | 0 | 0.5 | 0.5 | 〃 | 0.04 | 33 | 68 | 28 | ○ | ○ | ○ | |
| 6 | 0.02 | 0.25 | 0.25 | 0.5 | 〃 | 0.04 | 35 | 69 | 31 | ○ | ○ | ○ | |
| 7 | 0.5 | 0.05 | 0 | 0.05 | 〃 | 0.07 | 15 | 71 | 27 | ○ | ○ | ◎ | |
| 8 | 0.5 | 0 | 0.05 | 0.05 | 〃 | 0.08 | 15 | 69 | 27 | ○ | ○ | ◎ | |
| 9 | 0.5 | 0.025 | 0.025 | 0.05 | 〃 | 0.06 | 14 | 72 | 29 | ○ | ○ | ◎ | |
| 10 | 0.5 | 0.5 | 0 | 0.5 | 〃 | 0.09 | 9 | 74 | 33 | ○ | ○ | ◎ | |
| 11 | 0.5 | 0 | 0.5 | 0.5 | 〃 | 0.09 | 3 | 74 | 32 | ○ | ○ | ◎ | |
| 12 | 0.5 | 0.25 | 0.25 | 0.5 | 〃 | 0.10 | 6 | 73 | 31 | ○ | ○ | ◎ | |
| 13 | 1.0 | 0.05 | 0 | 0.05 | 〃 | 0.33 | 1.7 | 75 | 35 | ○ | ○ | ○ | |
| 14 | 1.0 | 0 | 0.05 | 0.05 | 〃 | 0.25 | 1.1 | 73 | 36 | ○ | ○ | ○ | |
| 15 | 1.0 | 0.025 | 0.025 | 0.05 | 〃 | 0.47 | 1.1 | 77 | 33 | ○ | ○ | ○ | |
| 16 | 1.0 | 0.5 | 0 | 0.5 | 〃 | 0.63 | 0.3 | 87 | 36 | ○ | ○ | ○ | |
| 17 | 1.0 | 0 | 0.5 | 0.5 | 〃 | 0.94 | 0.2 | 86 | 39 | ○ | ○ | ○ | |
| 18 | 1.0 | 0.25 | 0.25 | 0.5 | 〃 | 0.54 | 1.0 | 86 | 35 | ○ | ○ | ○ | |
| 比較例 | 1 | 0.01 | 0 | 0 | 0 | 急冷 | 0.005 | 27 | 60 | 17 | ○ | ○ | × |
| 2 | 0.01 | 0.3 | 0 | 0.3 | 〃 | 0.001 | 13 | 59 | 18 | ○ | ○ | × | |
| 3 | 0.01 | 0.8 | 0 | 0 . 8 | 〃 | 0.001 | 14 | 56 | 19 | ○ | ○ | × | |
| 4 | 0.5 | 0 | 0 | 0 | 〃 | 0.009 | 14 | 69 | 18 | ○ | ○ | × | |
| 5 | 0.5 | 0.01 | 0 | 0.01 | 〃 | 0.008 | 6 | 69 | 18 | ○ | ○ | × | |
| 6 | 0.5 | 0.8 | 0 | 0 . 8 | 〃 | 0.009 | 13 | 71 | 41 | × | × | × | |
| 7 | 1 . 5 | 0 | 0 | 0 | 〃 | 1.22 | 0.3 | 84 | 44 | × | × | × | |
| 8 | 1 . 5 | 0.01 | 0 | 0.01 | 〃 | 1.18 | 0.8 | 83 | 43 | × | × | × | |
| 9 | 1 . 5 | 0.3 | 0 | 0.3 | 〃 | 1.26 | 0.9 | 83 | 44 | × | × | × | |
| 10 | 1 . 5 | 0.8 | 0 | 0 . 8 | 〃 | 1.17 | 0.09 | 93 | 47 | × | × | × | |
| 11 | 0.02 | 0.05 | 0 | 0.05 | 緩冷 | 0.005 | 15 | 58 | 15 | ○ | ○ | × | |
| 12 | 0.5 | 0.05 | 0 | 0.05 | 〃 | 0.006 | 10 | 71 | 17 | ○ | ○ | × | |
| 13 | 1.0 | 0.05 | 0 | 0.05 | 〃 | 0.009 | 2 | 78 | 18 | ○ | ○ | × |
表1之本發明例No.1～18為本發明例。固溶處理後設為急冷。含有本發明所規定之成分，進行固溶熱處理與急冷處理，使析出Fe/固溶Fe比降低，進而藉由調質熱處理進行適度之再結晶，結果為，線之成分含量及Fe、Mn、Cr之合計固溶量處於本發明範圍內，又，線之平均結晶粒徑、＜111＞方位面積率、維克氏硬度均處於本發明之較佳之範圍內，接合性與晶片龜裂之評價結果均為「○」。
關於本發明例No.1～18之高溫下長時間歷程後之接合部可靠性之評價，均為「○」或「◎」。原因在於，含有本發明所規定之成分及Fe、Mn、Cr合計固溶量，結果為實現線之固溶加強，並且使再結晶溫度上升，阻止高溫下長時間歷程中之再結晶之進行。尤其關於本發明例No.7～12，Fe含量為本發明之較佳之範圍內，接合部可靠性評價結果均為「◎」。
表1之比較例No.1～13為比較例。關於固溶處理後之冷卻條件，比較例1～10為急冷，比較例11～13為緩冷。
比較例No.1～3之Fe含量未達本發明下限，進而，比較例No.1之Mn、Cr之合計含量亦未達本發明之下限，進而，比較例No.3之Mn、Cr之合計含量超過本發明上限。可靠性評價結果均為「×」。又，對高溫下長時間歷程後之線內質進行評價，結果為，比較例No.1～3之平均結晶粒徑均超過50 μm。推定原因在於，線中之Fe不足，再結晶溫度無法充分地上升，而於高溫下長時間歷程中再結晶過度進行。
比較例No.4、5之Mn、Cr之合計含量未達本發明之下限，Fe、Mn、Cr之合計固溶量未達0.01%。可靠性評價結果均為「×」。對高溫下長時間歷程後之線內質進行評價，結果為，平均結晶粒徑均超過50 μm。推定原因在於，線中之Mn、Cr之合計含量不足，藉由固溶處理與急冷亦無法使Fe、Mn、Cr之合計固溶量為0.01%以上，再結晶溫度無法充分地上升，而於高溫下長時間歷程中再結晶過度進行。
比較例No.6之Mn、Cr之合計含量超過本發明之上限。其結果為，線之維克氏硬度超過較佳之範圍之上限。又，接合後之接合性、晶片龜裂均為「×」，可靠性評價結果亦為「×」。
比較例No.7～10之Fe含量超過本發明之上限。進而，比較例No.7、8之Mn、Cr之合計含量亦未達本發明之下限，比較例No.10之Mn、Cr之合計含量超過本發明之上限。比較例No.7～10之Fe含量均超過本發明之上限，故維克氏硬度超過本發明之較佳之上限。比較例No.10之Mn、Cr之合計含量亦超過上限，故即使進行強制固溶亦無法完全固溶而析出，平均結晶粒徑未達本發明之較佳之下限，＜111＞方位面積率超過本發明之較佳之上限。其結果為，比較例No.7～10任一者之接合性、晶片龜裂均為「×」，並且高溫下長時間歷程後之接合部可靠性評價結果亦為「×」。
比較例No.11～13之成分範圍為本發明範圍內，但製造時之固溶處理後之冷卻條件為「緩冷」，結果為，線中之Fe、Mn之固溶無法充分進行，結果Fe、Mn、Cr之合計固溶量未達0.01%。線之硬度亦未達較佳之範圍之下限。可靠性評價結果均為「×」。又，對高溫下長時間歷程後之線內質進行評價，結果為，平均結晶粒徑均超過50 μm。推定原因在於，由於無法使Fe、Mn、Cr之合計固溶量為0.01%以上，故再結晶溫度無法充分地上升，於高溫下長時間歷程中再結晶過度進行。
Claims (4)
- 一種Al接合線，其特徵在於：其以質量%計含有0.02~1%之Fe，進而含有合計為0.05~0.5%之Mn、Cr之至少1種以上，剩餘部分包含Al及不可避免之雜質，Fe、Mn、Cr之合計固溶量為0.01~1%，且該Al接合線與線長度方向垂直之剖面中之平均結晶粒徑為0.1~50μm。
- 如請求項1之Al接合線，其中於與線長度方向垂直之剖面中，結晶<111>方位與線長度方向之角度差為15°以內之結晶之面積比率為30~90%。
- 如請求項1之Al接合線，其維克氏硬度為Hv 20~40之範圍。
- 如請求項1至3中任一項之Al接合線，其線直徑為50~600μm。
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| CN103276255A (zh) * | 2012-06-13 | 2013-09-04 | 田中电子工业株式会社 | 用于连接至半导体装置的铝合金线 |
| CN105970035A (zh) * | 2009-10-30 | 2016-09-28 | 住友电气工业株式会社 | 铝合金线 |
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