WO2016027593A1 - 接合構造、接合材、及び接合方法 - Google Patents

接合構造、接合材、及び接合方法 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a lead-free joining structure that can withstand the temperature on the high temperature side of the temperature hierarchy connection, a joining material for forming the joining structure, and a joining method.
  • Pb-5Sn solder is used for the high temperature solder.
  • This solder has a melting point of 303/305 ° C., is suitable for hierarchical soldering, has good wettability, and has good thermal shock resistance, and is widely used.
  • solder material containing Cu particles and Sn particles as solder particles is used as a bonding material used for connection on the high temperature side of the lead-free temperature hierarchy connection.
  • a rolled solder foil has been proposed (see Patent Document 1). In this solder foil, when the solder foil is placed between the members and heated, the melted Sn and Cu particles react with each other, and the Cu particles are bonded together by Cu 6 Sn 5 (intermetallic compound). As a result, the bonding strength by the solder foil is ensured even at 280 ° C.
  • the bonding material of Patent Document 1 is formed by rolling a solder material containing Cu particles and Sn particles, it is necessary to uniformly mix Cu particles and Sn particles. For this reason, not only the mixing operation takes time, but also the manufacturing cost for obtaining a predetermined thickness by rolling increases.
  • Cu 6 Sn 5 itself which is an intermetallic compound of Cu and Sn, has poor wettability and has hard and brittle characteristics.
  • the entire bonding structure is uniformly composed of a large amount of Cu 6 Sn 5 , so that the wettability may deteriorate and the thermal shock resistance may be inferior. is there.
  • Patent Document 1 it is difficult to sufficiently reduce voids because of compression molding after blending Cu and Sn particles. That is, in Patent Document 1, Sn is plastically flowed during compression molding to fill a gap between Cu balls, and Sn is not melted to fill a gap between Cu balls. In this case, it is difficult to completely fill the fine gaps of the Cu balls with only Sn plastic flow. For this reason, in the Cu and Sn particle-containing paste solder of the prior art, although a certain amount of voids is reduced, the voids cannot be reduced to the lead solder level.
  • Patent Document 1 also describes that heat is generated to some extent during compression molding and that the temperature is raised slightly in order to increase the fluidity of Sn.
  • the production of the intermetallic compound Cu 6 Sn 5 between the Cu and Sn particles is inevitable. This is because Cu easily reacts with Sn even when the temperature rises to such an extent that Sn does not melt.
  • Sn fluidity is impaired during compression molding, and voids are more likely to occur.
  • the bondability by the solder foil is impaired. This is because the intermetallic compound Cu 6 Sn 5 itself has poor wettability as described above, and therefore inhibits the wettability of Sn mixed with particles.
  • An object of the present invention is to provide a joining structure that can perform a fluxless joining operation and has the same characteristics as a joining structure joined with lead-free conventional high-temperature lead solder, and a joining for forming the joining structure. It is in providing a material and a joining method.
  • Sn is disposed in a state of being laminated on Cu before joining, between the first member and the second member, and Cu and Sn
  • generates the intermetallic compound of and joins a 1st member and a 2nd member is provided.
  • the molten Sn surely fills the Cu interface without gaps, and generates an intermetallic compound in a layered manner over the entire surface of Cu. Therefore, the void which generate
  • Patent Document 1 it is not necessary to compress and mold Sn to cause plastic flow. For this reason, before joining, the production
  • the intermetallic compound is disposed in layers on the entire surface of the interface of the first member and the interface of the second member in the bonding portion, and the interface between the interface of the first member and the interface of the second member.
  • the two interfaces are dispersed and arranged in a network.
  • the network structure of IMC seems to be effective for thermal shock resistance. That is, the IMC has a relatively hard property, but has a network structure of IMC particles that are dispersed and precipitated in a three-dimensional direction in a widely diluted state. For this reason, the IMC is easily deformed due to its structure. In addition, single Sn filling the periphery of the IMC has characteristics that are rich in malleability and ductility. For this reason, the thermal stress which arose in the junction part can be absorbed.
  • Cu is arranged by at least one of the first member, the second member, or another member layer other than before bonding. In this configuration, labor for arranging Cu is reduced.
  • Sn and Cu are preferably laminated in direct contact with each other.
  • This structure has a simple junction structure as compared with the case where another layer exists between Sn and Cu.
  • Sn and Cu are preferably laminated in a state where a Ni layer is disposed between Sn and Cu.
  • the Ni layer can delay the contact between Sn and Cu until Sn with good wettability melts and spreads sufficiently.
  • wetting inhibition due to IMC generation immediately after Sn melting can be prevented, and time for Sn to spread can be secured.
  • generated after that favorable wetting by Sn and high temperature joining by IMC can be made compatible.
  • the above-mentioned joining structure exists between the first member and the second member, Cu and Sn intermetallic compound layer joined to the interface of the first member, Cu joined to the interface of the second member, It is preferable to include an Sn intermetallic compound layer and an intermediate layer that exists between the two intermetallic compound layers and in which the network-like Cu and Sn intermetallic compounds exist in Sn.
  • Cu 6 Sn 5 which is an intermetallic compound of Cu and Sn, does not melt up to its melting point of 415 ° C.
  • Cu 6 Sn 5 itself has poor wettability and has a hard and brittle characteristic. For this reason, it is not preferable that many of the joining structures are uniformly made of Cu 6 Sn 5 because wettability and thermal shock resistance may be deteriorated.
  • Sn has good wettability and tends to be more malleable and ductile than Cu 6 Sn 5 .
  • the bonding structure for bonding the first member and the second member is an intermetallic compound of Cu and Sn generated at the interface of the first member and Cu bonded to the interface of the second member.
  • an intermetallic compound between Sn and an intermetallic compound layer, and an intermediate layer in which a network-like intermetallic compound of Cu and Sn exists in Sn is uniformly composed of an intermetallic compound of Cu and Sn.
  • the intermediate layer in which the network-like intermetallic compound of Cu and Sn exists in Sn has wettability and thermal shock resistance. Demonstrate. Thereby, good wettability equivalent to Sn can be ensured and high thermal shock resistance is provided.
  • the joining operation can be performed at a low temperature equal to or lower than that of conventional lead solder, which is higher than the melting point of Sn and about 250 to 350 ° C. at which the intermetallic compound of Cu and Sn melts into Sn. At the same time, once bonded, bonding is ensured up to a high melting point of 415 ° C. Therefore, it is possible to perform a joining operation without flux, and lead-free and can have characteristics equivalent to those of a joining structure joined with a conventional lead solder.
  • the interface of one intermetallic compound layer of both the intermetallic compound layers has larger irregularities than the interface of the other intermetallic compound layer. Therefore, the member joined through one intermetallic compound layer of both the intermetallic compound layers is difficult to separate from the intermediate layer due to the anchor effect.
  • the first member is preferably made of Cu
  • the intermetallic compound layer of Cu and Sn generated at the interface of the first member is preferably made of a Cu 3 Sn layer and a Cu 6 Sn 5 layer.
  • the difference in thermal expansion coefficient between adjacent layers existing from the intermediate layer to Cu is reduced. The thermal shock resistance is improved.
  • a bonding material in which a Cu layer and an Sn layer are present on at least the entire surface of the Cu layer.
  • the bonding material having this configuration for example, when an element is bonded onto the Cu wiring, the Sn layer is stacked on the Cu wiring so as to be in contact with at least the entire surface of the Cu layer, and the element is mounted thereon. To do. Then, it is heated to about 250 to 350 ° C., which is higher than the melting point of Sn and in which the molten Sn forms an intermetallic compound with Cu. When Sn is melted by heating, it reacts with Cu immediately.
  • an intermetallic compound (IMC) of Cu and Sn is formed at the interface of the Cu wiring.
  • the remaining Sn that has not been converted to IMC is in a molten state.
  • the dissolved IMC moves in the Sn, and most of the IMC collects at the interface of the device electrode.
  • an IMC layer is generated at the interface of the device electrode. Therefore, since the Cu layer and the Sn layer are laminated and arranged, the joining operation can be performed without flux.
  • a part of the IMC is dissolved in the IMC layer and Sn, it can have characteristics equivalent to those of a joint structure joined by conventional lead solder.
  • the Cu layer and the Sn layer constitute a clad material.
  • the bonding material is a clad material of a Cu layer and an Sn layer, workability during use is improved as compared with the case of laminating separate foils.
  • the Sn layer is preferably composed of a plating layer formed on the Cu layer.
  • a thin layer can be easily stacked.
  • Sn foil is mounted on the oxidized surface of Cu foil. In this case, in order to avoid the adverse effect of the oxide film, it is necessary to work in an H 2 reduction furnace.
  • an oxide film is not formed between the Cu layer and the Sn layer.
  • the Cu layer and the Sn layer are preferably made of foil.
  • the thickness can be easily controlled.
  • the Cu layer is preferably made of a Cu plate
  • the Sn layer is preferably made of a foil.
  • the Sn foil is placed on the oxidized surface of the Cu plate, it is assumed that the oxide film is adversely affected. In order to avoid this, it is preferable to perform the joining operation in an H 2 reduction furnace.
  • the thickness of the anti-oxidation film needs to be a thickness that does not inhibit IMC generation by Sn diffusing into Cu when melted.
  • a step of heating Sn in a state of being laminated on Cu between the first member and the second member, the first member, and the second member there is provided a joining method including a step of producing an intermetallic compound of Cu and Sn between members and joining the first member and the second member.
  • the joining operation can be performed without flux, and the joining structure has the same characteristics as a joining structure joined with lead-free conventional high-temperature lead solder.
  • the schematic diagram which shows the joining structure of 1st Embodiment The schematic diagram which shows the relationship between the semiconductor element before joining, and a wiring board.
  • the schematic diagram of the elemental map of junction structure The schematic diagram which shows the joining method of 2nd Embodiment.
  • (A) is a schematic diagram which shows the relationship between the semiconductor element before joining of 3rd Embodiment, and a wiring board
  • (b) is a schematic diagram of junction structure.
  • an element electrode 14 of a semiconductor element (for example, a MOS chip) 13 as a second member is formed on the Cu wiring 12 as the first member formed on the wiring substrate 11, and the bonding structure 20 is formed. Are joined through.
  • the device electrode 14 formed on the back surface of the semiconductor device 13 is formed by laminating a Ti layer 14a and a Ni layer 14b in this order from the Si device body 13a side.
  • the joint structure 20 is a joint structure that joins the first member and the second member, and exists between the Cu wiring 12 and the semiconductor element 13.
  • the junction structure 20 includes a first IMC layer 21, a second IMC layer 22, and an intermediate layer 25.
  • the first IMC layer 21 is an intermetallic compound layer (IMC layer) of Cu and Sn generated at the interface of the Cu wiring 12.
  • the second IMC layer 22 is an intermetallic compound layer of Cu and Sn generated at the interface of the semiconductor element 13.
  • the intermediate layer 25 exists between the first IMC layer 21 and the second IMC layer 22.
  • the network-like IMC 24 as an intermetallic compound of Cu and Sn exists in Sn23.
  • the first IMC layer 21 is composed of a Cu 3 Sn layer 21a and a Cu 6 Sn 5 layer 21b.
  • the semiconductor element 13 is placed on the Cu wiring 12 having the entire surface plated with Sn.
  • the element electrode 14 of the semiconductor element 13 is formed by laminating the Ti layer 14a, the Ni layer 14b, and the Au layer 14c in this order from the Si element body 13a side.
  • the thickness of the Sn plating 15 is 1 to 3 ⁇ m
  • the thickness of the Ti layer 14 a is 0.15 ⁇ m
  • the thickness of the Ni layer 14 b is 0.53 ⁇ m
  • the thickness of the Au layer 14 c is 0.1 ⁇ m.
  • the Sn plating 15 is melted at a temperature of about 440 ° C. in a H 2 reduction furnace, and a bonding structure 20 having a Cu and Sn intermetallic compound layer is formed between the Cu wiring 12 and the element electrode 14. Then, the Cu wiring 12 and the semiconductor element 13 are joined.
  • the intermetallic compound layer of Cu and Sn is sufficiently generated even at a low temperature solder bonding temperature level of about 240 ° C., but the temperature was raised to about 440 ° C. in order to ensure reliable wettability by H 2 reduction.
  • the void ratio was calculated from the ratio of the area of the void portion using an X-ray photograph obtained by photographing the bonding structure 20.
  • a work is arranged so that the elements are vertical, and a H 2 reduction furnace having a peak temperature of 327 ° C. The work was re-introduced. As a result, no element dropout or position shift occurred. From this, it was confirmed that the intended high-temperature bonding was obtained.
  • the thickness of the first IMC layer 21 and the second IMC layer 22, etc. were performed.
  • SEM scanning electron microscope observation and element map analysis of the cross section.
  • the first IMC layer 21 is formed at the interface of the Cu wiring 12 of the wiring substrate 11
  • the second IMC layer 22 is formed at the interface of the element electrode 14 of the semiconductor element 13, and the single Sn layer is interposed therebetween. The existence of a possible layer was confirmed.
  • the thickness of the first IMC layer 21 is about 9 ⁇ m
  • the thickness of the second IMC layer 22 is about 5 ⁇ m
  • the thickness of the layer considered to be a single Sn layer is about 29 ⁇ m.
  • the thickness was found to be about 43 ⁇ m.
  • the Ti layer 14a and the Ni layer 14b are sequentially stacked from the Si element body 13a side.
  • the existing Au layer 14c disappeared. This is presumably because Au diffused into the molten Sn because Au has high diffusibility.
  • the thickness of the original Sn plating 15 is about 1 to 3 ⁇ m, whereas the thickness of the obtained bonding structure 20 is about 20 times that.
  • the other is that, as described above, it has been confirmed that remelting does not occur at 327 ° C., and if a single Sn layer (mp: 232/234 ° C.) exists, it is inconsistent with the above results. .
  • the Sn plating 15 applied to the entire surface of the Cu wiring 12 was increased in thickness as a result of Sn in the region other than the die bond gathering in the die bond region after melting.
  • the Sn plating 15 in the region other than the die bond was removed, and the same die bond was performed.
  • the bonding structure (bonding layer) 20 did not reach the entire area of the die bond, and the Cu wiring 12 and the semiconductor element 13 could be bonded only at some locations. This indicates that the amount of Sn was insufficient and IMC was not sufficiently formed. This confirmed the above estimation.
  • the element map analysis was performed in detail for the layer considered to be a single Sn layer.
  • fine Cu element masses 26 having the same concentration level as IMC (Cu 6 Sn 5 ) were scattered in the layer. From this, it seems that IMCs are scattered in layers that are considered to be single Sn layers and are connected to each other in a network form. That is, it was found that an intermediate layer 25 having a network-like IMC 24 as an intermetallic compound of Cu and Sn exists in Sn 23 between the first IMC layer 21 and the second IMC layer 22.
  • the single Sn remelts, but the network-like IMC 24 existing in the layer connects the first IMC layer 21 and the second IMC layer 22. It is presumed to function as a high-temperature bonding material without stopping and remelting the entire bonding structure 20.
  • the first IMC layer 21 is not a single layer, but two layers of a Cu 3 Sn layer 21a and a Cu 6 Sn 5 layer 21b are stacked in a state where the Cu 3 Sn layer 21a is disposed in the vicinity of the Cu wiring 12. It was.
  • This is a bonding structure 20 in which only the Sn plating 15 is melted at a temperature of about 440 ° C. in a H 2 reduction furnace, and a Cu and Sn intermetallic compound layer is provided between the Cu wiring 12 and the element electrode 14. Therefore, it is considered that the Cu 3 Sn layer 21a is formed in the vicinity of the Cu wiring 12 that is rich in Cu.
  • the melting point of Cu 3 Sn is higher than that of Cu 6 Sn 5 having a melting point of 415 ° C., the presence of Cu 3 Sn does not cause a decrease in melting point that impairs the function as a high-temperature bonding material.
  • a bonding material for obtaining a bonding structure 20 that can withstand a high temperature of 300 ° C. or higher can obtain a good bonding when the Sn thickness before bonding is about 43 ⁇ m, while it is insufficient for 1-3 ⁇ m. all right. It is also presumed that when Sn is melted by the temperature rise, it reacts with Cu immediately to form an IMC layer, and the remaining portion forms a Sn-rich layer, that is, the intermediate layer 25. From this, when the Sn thickness before bonding is 14 ⁇ m or less in total thickness of the first IMC layer 21 and the second IMC layer 22, the Sn-rich layer becomes slightly and most of it becomes the IMC layer. is expected.
  • IMC has poor wettability and has a hard and brittle characteristic.
  • Sn has good wettability and tends to be more malleable and ductile than IMC. Therefore, when most of the joining structure 20 is IMC, there is a possibility that the wettability is deteriorated and the thermal shock resistance is inferior. On the other hand, it is preferable to leave the Sn rich layer between the first IMC layer 21 and the second IMC layer 22 in terms of wettability and thermal shock resistance.
  • the thickness of Sn before joining is preferably 14 ⁇ m or more.
  • the network-like IMC 24 is not sufficiently formed after melting and a single Sn layer remains. As a result, the single Sn layer may be completely remelted at the time of temperature rise, and the element may fall off and be displaced.
  • the thickness capable of forming the network-like IMC 24 in the Sn rich layer is up to about twice the thickness of the IMC layer. Assumes that a distribution concentration sufficient to form a network with the IMC can be maintained. Based on this assumption, it is estimated that the upper limit of Sn thickness is about 72 ⁇ m obtained by adding 29 ⁇ m to the current thickness of 43 ⁇ m. Therefore, the thickness of Sn before bonding is preferably about 14 to 72 ⁇ m, and more preferably around 40 ⁇ m.
  • the IMC layer includes a first IMC layer 21 in the vicinity of the Cu wiring 12 and a second IMC layer 22 in the vicinity of the device electrode 14.
  • the IMC layer includes a first IMC layer 21 in the vicinity of the Cu wiring 12 and a second IMC layer 22 in the vicinity of the device electrode 14.
  • the inventor found that IMC originally occurred only in the vicinity of the Cu wiring 12 and then a part of the IMC moved to the device electrode 14.
  • the IMC is immediately generated at the interface of the Cu wiring 12 when the temperature is raised and Sn melts. At that time, the remaining Sn that has not been converted to IMC is in a molten state. Moreover, as a result of a part of IMC being dissolved in Sn, IMC becomes supersaturated. The solid-solved IMC moves in Sn, and most of the IMC gathers at the interface of the device electrode 14. As a result, the second IMC layer 22 is generated at the interface of the device electrode 14. In fact, according to the cross-sectional observation, the second IMC layer 22 existing at the interface of the device electrode 14 has a larger grain shape than the first IMC layer 21 at the interface of the Cu wiring 12, and has a larger uneven shape. Have. This suggests that a part of IMC generated at the interface of the Cu wiring 12 moves to the interface of the device electrode 14 and gathers.
  • the bonding structure 20 of this embodiment includes a first IMC layer 21 bonded to the Cu wiring 12, a second IMC layer 22 bonded to the element electrode 14, a first IMC layer 21 and a second IMC.
  • An intermediate layer 25 is provided between the layers 22. In the intermediate layer 25, a network-like IMC 24 exists in Sn23. Therefore, good wettability equivalent to Sn can be secured and high thermal shock resistance is provided.
  • the joining operation can be performed at a low temperature equal to or lower than that of conventional lead solder, which is higher than the melting point of Sn and about 250 to 350 ° C. where the molten Sn forms an intermetallic compound with Cu.
  • a low temperature equal to or lower than that of conventional lead solder, which is higher than the melting point of Sn and about 250 to 350 ° C. where the molten Sn forms an intermetallic compound with Cu.
  • bonding is ensured up to a high melting point of 415 ° C. Therefore, since the Cu layer and the Sn layer are stacked and arranged, the joining operation can be performed without flux.
  • the first IMC layer 21, the second IMC layer 22, and the intermediate layer 25 can have characteristics equivalent to those of a joint structure joined with a conventional high-temperature lead solder.
  • the thickness of Sn before bonding is preferably about 14 to 72 ⁇ m, and more preferably around 40 ⁇ m.
  • the junction structure 20 is a junction structure that joins the Cu wiring 12 (first member) and the element electrode 14 of the semiconductor element 13 (second member).
  • the junction structure 20 exists between the Cu wiring 12 and the device electrode 14, and a first IMC layer 21 (an intermetallic compound layer of Cu and Sn) generated at the interface of the Cu wiring 12 and the device electrode 14.
  • a network-like IMC exists between the second IMC layer 22 (Cu and Sn intermetallic compound layer) formed at the interface and the intermetallic compound layer and Sn23.
  • the joint structure 20 can ensure good wettability equivalent to Sn and has high thermal shock resistance. Also, the joining operation can be performed at a low temperature equal to or lower than that of conventional high-temperature lead solder, which is higher than the melting point of Sn and about 250 to 350 ° C. where molten Sn forms an intermetallic compound with Cu. At the same time, once bonded, bonding is ensured up to a high melting point of 415 ° C. Therefore, it is possible to perform a joining operation without flux and to have characteristics equivalent to those of a joining structure joined with conventional high-temperature lead solder without lead.
  • the first member is made of Cu
  • the second member is made of a metal other than Cu
  • the intermetallic compound layer (first IMC layer 21) of Cu and Sn joined to the first member is a Cu 3 Sn layer. 21a and a Cu 6 Sn 5 layer 21b.
  • the bonding structure 20 is formed by melting and bonding in a H 2 reduction furnace in a state where the semiconductor element 13 is placed at a predetermined position of the Cu wiring 12 having Sn plating 15 on the surface. Therefore, it can be mounted in a fluxless manner, and adverse effects due to flux residues can be eliminated.
  • the Sn necessary for configuring the bonding structure 20 is not supplied as the Sn plating 15 formed on the entire surface of the Cu wiring 12, but is bonded using the Sn foil.
  • This Sn foil is processed so as to match the size of the element electrode 14 of the semiconductor element 13 to be die-bonded.
  • an Sn foil 16 as a bonding material is disposed on a Cu wiring 12 at a predetermined position where die bonding is performed.
  • the Sn foil 16 is processed so as to match the size of the semiconductor element 13 to be die-bonded.
  • fusion bonding is performed in an H 2 reduction furnace.
  • the thickness of the Sn foil 16 is 14 to 72 ⁇ m, similar to the thickness of Sn before bonding in the first embodiment.
  • the cost is low as in the case of using the conventional Pb-5Sn plate solder.
  • positioning can be easily performed using a jig as in the case of conventional sheet soldering. Since the Sn foil 16 processed to a predetermined thickness in advance is used, the thickness of the joint portion can be easily controlled.
  • the Sn plating 15 is not formed on the Cu wiring 12, the surface of the Cu wiring 12 is oxidized. However, since the surface oxide layer can be easily reduced in an H 2 atmosphere, the bonding state is not impaired if the operation is performed in an H 2 reduction furnace. Therefore, as in the first embodiment in which the Sn plating 15 is applied to the entire surface of the Cu wiring 12, good bonding can be obtained. If necessary, Ni plating 17 may be applied to the surface of the Cu wiring 12 to prevent oxidation. When the Ni plating 17 treatment is performed on the surface of the Cu wiring 12, in addition to the oxidation prevention, the following two further operational effects can be obtained.
  • IMC is generated at the Cu interface almost simultaneously with the melting of Sn. Moreover, Sn is good in wettability, but IMC is bad. Therefore, there is a possibility that voids are likely to be generated as a result of the inhibition of Sn wetting and spreading by IMC generated at the interface before Sn having good wettability spreads sufficiently. Therefore, by forming a Ni film having a suitable thickness on the surface of the Cu wiring 12, inhibition of wettability by IMC can be suppressed.
  • the Ni film functions as an excellent barrier layer. For this reason, contact with Cu can be avoided while Sn melts and spreads wet. Accordingly, since almost no IMC is generated, Sn with good wettability can easily spread on the surface of the Ni plating 17. However, since IMC is not generated as it is, it does not function as a high-temperature bonding material. However, by controlling the thickness of the Ni film to an appropriate value, the Ni film can be lost by diffusing and solid-dissolving Ni into the Sn after the Sn has spread and wet. Then, when the Ni film disappears, Cu and Sn come into contact with each other to generate IMC.
  • the Ni film can delay the contact with Cu until Sn with good wettability melts and sufficiently spreads wet. As a result, wetting inhibition due to IMC generation immediately after Sn melting can be prevented, and time for Sn to spread can be secured. And since IMC which functions as a high temperature joining material is produced
  • the thickness of the Ni film is about 1 to 15 ⁇ m, preferably about 1 to 5 ⁇ m.
  • the IMC of the bonding interface is (Cu, Ni) 6 Sn 5 .
  • This IMC does not undergo phase transformation while maintaining its crystal structure in a hexagonal crystal even when the temperature changes. For this reason, volume change does not occur and generation of internal stress at the joint portion can be suppressed. Therefore, the reliability of the joint can be maintained high.
  • Ni may be mixed into the material of the Sn foil, for example, in addition to forming Ni on the surface of the first member.
  • the third embodiment is the second point in that Sn necessary for configuring the bonding structure 20 is not supplied as the Sn plating 15 formed on the entire surface of the Cu wiring 12, but is bonded using a bonding material. This is the same as the embodiment. However, the third embodiment differs greatly from the second embodiment in that a bonding material consisting of a plurality of layers is used instead of the Sn foil 16 consisting of a single layer.
  • an appropriate thickness of the Sn foil 16 is about 14 to 72 ⁇ m as described above. This thickness is considerably thinner than conventional alloy solder materials. For example, in the case of Pb-5Sn plate solder often used for die bonding, it is common to use solder having a thickness of about 100 to 300 ⁇ m.
  • the junction thickness is small, which is disadvantageous in terms of thermal shock resistance. That is, a thin bonding material cannot sufficiently absorb thermal stress, and cracks are likely to occur.
  • a bonding material 19 having a three-layer structure is disposed at a predetermined position where die bonding is performed.
  • the bonding material 19 is processed so as to match the size of the semiconductor element 13 to be die-bonded.
  • fusion bonding is performed in an H 2 reduction furnace.
  • the junction structure 20 has a first IMC layer 21 and an intermediate layer 25 on both sides of the Cu foil (Cu layer) 18 between the Cu wiring 12 and the semiconductor element 13.
  • the second IMC layer 22 are formed so as to have one layer structure.
  • each Sn layer is about 14 to 72 ⁇ m as in the case where both Sn foils 16 are single layers.
  • the thickness of the Cu foil 18 is about 30 to 300 ⁇ m, preferably about 50 to 100 ⁇ m in consideration of handling, workability, cost, and the like. Since this structure is a three-layer structure in which the Sn foil 16 is disposed on each of the upper and lower sides of the Cu foil 18, the total thickness as a bonding material can be about 100 to 300 ⁇ m, which is the same level as that of conventional lead solder.
  • Ni may be formed on the surface of the Cu foil 18 in the three-layer structure.
  • the bonding material 19 may have a five-layer structure with two Cu layers or a multilayer structure with five or more layers.
  • the element electrode 14 of the semiconductor element 13 as the second member is not joined to the Cu wiring 12 as the first member formed on the wiring board 11, but as the first member. It differs from each said embodiment by the point by which the element electrode 14 of the semiconductor element 13 as a 2nd member is joined via the joining structure 20 with respect to Cu board.
  • the die bonding of the semiconductor element 13 was performed on the Cu plate 26 as the first member via the Sn foil 16.
  • the element electrode 14 of the semiconductor element 13 is formed by laminating a Ti layer 14a, a Ni layer 14b, and an Au layer 14c in order from the element body 13a side.
  • die bonding was performed using Sn foils 16 having thicknesses of 30 ⁇ m and 50 ⁇ m.
  • the joining was performed at about 440 ° C. in an H 2 reducing reflow furnace. As a result, good mounting was obtained.
  • the void ratio was calculated from the X-ray photograph of the joint. As a result, the void ratio was 3% or less at the maximum when the thickness was 30 ⁇ m, and 2% or less when the thickness was 50 ⁇ m. Moreover, the void ratio was about 1% at both thicknesses, and both were good.
  • the thickness of 50 ⁇ m was slightly better.
  • the difference in the void ratio due to the thickness of the Sn foil seems to be due to the ease of wetting due to the difference in the amount of Sn. That is, the 50 ⁇ m-thickness with a larger amount of Sn is more likely to be spread throughout and more easily filled when melted. Even in appearance, a clean fillet was formed around the entire periphery of the semiconductor element 13, and no nest was generated.
  • the die-bonded Cu plate 26 was disposed vertically and re-introduced into a 320 ° C. peak reflow furnace. Then, it was confirmed whether the element did not fall off or changed, and whether a void was generated due to remelting of the joined portion. As a result, no element dropout or change occurred. Furthermore, no change was observed in the inside of the junction even by X-ray observation. From these results, it was confirmed that high-temperature bonding up to at least 320 ° C. could be formed.
  • each of the above embodiments may be embodied as follows, for example.
  • an aluminum plate metal plate
  • a ceramic substrate insulating plate 31
  • DBA substrate Direct Brazed Aluminum substrate
  • a substrate brazed with 32 may be used.
  • the bonding material 19 having both the Cu layer 35 and the Sn layer 36.
  • the Ni layer 33 may be formed on the surface of the aluminum plate 32.
  • the Sn foil 16 may be Sn plated on both sides of the Cu foil 18 instead of arranging the Sn foil 16 on both sides of the Cu foil 18.
  • the Cu foil 18 is formed in a size that matches the shape of the mounted component. For this reason, the entire surface of the Cu foil 18 may be plated, and a masking process in the case of performing Sn plating only on the surface of the Cu wiring 12 on the substrate becomes unnecessary.
  • a clad material obtained by cladding the Sn layer and the Cu layer is used as the bonding material. May be.
  • the bonding material can be accurately controlled by arranging the clad single material.
  • both surfaces of the Cu material can be supplied in a form covered with the Sn material, protecting the surface of the Cu material of the core that is easily oxidized, and suppressing the oxidation of Cu. can do.
  • the layers are supplied in a state where the respective layers are in close contact with each other and rolled, so that the strength at the time of bonding is improved.
  • the manufacturing cost is reduced by clad processing compared to the case where plating is performed or foil is used for each layer.
  • the bonding material only needs to have a Cu layer and at least the Sn layer on one side of the Cu layer.
  • Cu is the 1st member by at least any one of the 1st member, the 2nd member, or another member layer other than that. And the second member.
  • the joining operation may be performed in a reduction furnace other than the H 2 reduction furnace.
  • the joining operation may be performed by a reduction furnace using formic acid.
  • the joining operation may be performed in an N 2 furnace instead of the reduction furnace. In this case, the wettability is slightly lower than that performed in a reduction furnace, but a sufficiently practical level of joining is possible.
  • the bonding operation may be performed in a normal air atmosphere furnace.
  • the wettability is slightly lower than that performed in a reduction furnace, but a sufficiently practical level of joining is possible.
  • SYMBOLS 12 Cu wiring as 1st member, 13 ... Semiconductor element as 2nd member, 16 ... Sn foil, 18 ... Cu foil, 19 ... Bonding material, 20 ... Joining structure, 21a ... Cu3Sn layer, 21b ... Cu6Sn5 layer, 23 ... Sn, 24 ... Network-like IMC, 25 ... Intermediate layer, 35 ... Cu layer, 36 ... Sn layer.

Landscapes

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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

接合構造、接合材、及び接合方法
　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Ｃｕ６Ｓｎ５（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Ｃｕ６Ｓｎ５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Ｃｕ６Ｓｎ５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Ｃｕ６Ｓｎ５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Ｃｕ６Ｓｎ５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Ｃｕ６Ｓｎ５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Ｃｕ６Ｓｎ５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Ｃｕ６Ｓｎ５は、その融点４１５℃までは溶融しない。しかし、Ｃｕ６Ｓｎ５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Ｃｕ６Ｓｎ５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、Ｃｕ６Ｓｎ５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、Ｃｕ６Ｓｎ５ＩＭＣ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、Ｃｕ３Ｓｎ層及びＣｕ６Ｓｎ５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Ｃｕ６Ｓｎ５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、Ｈ２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、Ｈ２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、Ｃｕ３Ｓｎ層２１ａ及びＣｕ６Ｓｎ５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、Ｈ２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、Ｈ２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Ｈ２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（Ｃｕ６Ｓｎ５）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、Ｃｕ３Ｓｎ層２１ａとＣｕ６Ｓｎ５層２１ｂとの２層が、Ｃｕ配線１２近傍にＣｕ３Ｓｎ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Ｈ２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Ｃｕ３Ｓｎ層２１ａが形成されたと考えられる。Ｃｕ３Ｓｎの融点は４１５℃融点のＣｕ６Ｓｎ５よりも高温であることから、Ｃｕ３Ｓｎ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Ｃｕ３Ｓｎ層２１ａ及びＣｕ６Ｓｎ５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Ｃｕ６Ｓｎ５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、Ｈ２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、Ｈ２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、Ｈ２雰囲気で容易に還元可能であるため、Ｈ２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Ｃｕ６Ｓｎ５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）６Ｓｎ５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、Ｈ２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、Ｈ２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、Ｈ２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、Ｎ２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。

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、Ｃｕ３Ｓｎ層及びＣｕ６Ｓｎ５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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