本发明涉及电子设备。本发明尤其涉及能抑制异种材料界面处的软钎焊接合层剥离的软钎焊接合部、以及具备其的电子设备。
背景技术：
近年来，由于环境问题，已逐渐采用不含铅成分的无pb软钎料来代替sn-pb系软钎料。作为用于igbt模块(功率模块)等半导体装置的软钎焊材料，现在已知的各种组成的无铅软钎料之中，大量使用尤其在接合性(软钎料润湿性)、机械特性、热阻等方面比较均衡、且在产品中也有实际业绩的sn-ag系的无pb软钎料。
具备在散热器上软钎焊接合绝缘基板、进而在其上软钎焊接合半导体元件而成的分层连接结构的半导体装置中，已知如下的软钎焊接合结构：在下位的接合部使用sn-sb系软钎料作为高温系的无铅软钎料，在上位接合部使用在熔点比sn-sb系软钎料低的sn-ag系软钎料中添加有cu等元素的组成的无铅软钎料(例如参照专利文献1)。
另外，也已知如下的结构：在钎焊安装于绝缘基板的半导体元件(igbt)的上表面电极上软钎焊接合兼作散热器的引线框作为布线构件，使半导体元件产生的热量脱逸至引线框来防止发热密度的集中(例如参照专利文献2)。
作为对防止伴随半导体元件发热的高温下的裂纹有效的软钎焊材料，也已知：在温度170℃下具有优异的延性且冷加工性优异的具备sn-sb-ag组成的带或线状软钎焊材料(例如参照专利文献3)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2001-35978号公报
专利文献2：日本特开2005-116702号公报
专利文献3：日本特开平7-284983号公报
技术实现要素：
发明要解决的问题
被称为功率半导体的mos型、igbt型的元件在工作时自发热，达到高的温度。反复发热和冷却的元件用软钎料进行了接合，但因元件的反复发热而使软钎焊部反复负荷应变，发生劣化。并且，在软钎焊接合界面，有时发生由裂纹造成的剥离。
近年来，大电流规格的功率半导体的需求高涨，元件的自发热量也呈进一步增大的倾向。另外，车载用的功率半导体等要求在超过175℃的使用环境温度下工作的元件也增加。这种状况下，在由异种材料界面形成的接合部由热膨胀率差导致的剥离成为问题。
用于解决问题的方案
本发明人等进行了深入研究，结果想到通过将在sn-sb-ag中添加有特定量ni的软钎焊材料用于cu构件的接合，从而在接合界面形成特定的组织，能解决这种问题。即，根据一个实施方式，本发明为一种软钎焊接合部，其包含：使软钎焊材料熔融而成的软钎焊接合层、以及至少一方为cu或cu合金构件的被接合体，所述软钎焊材料含有超过5.0质量％且为10.0质量％以下的sb、2.0～4.0质量％的ag、超过0且为1.0质量％以下的ni，余量由sn和不可避免的杂质组成，前述软钎焊接合层在与前述cu或cu合金构件的界面具备包含(cu，ni)6(sn，sb)5的第一组织和包含(ni，cu)3(sn，sb)x的第二组织(式中，x为1、2、或4)。
前述接合部中，优选的是，前述软钎焊材料还含有0.001～0.1质量％的ge。
前述接合部中，优选的是，具有前述任一组成的软钎焊材料还含有超过0且为1.2质量％以下的cu。
前述接合部中，优选的是，具有前述任一组成的软钎焊材料还含有0.001～0.1质量％的p。
前述接合部中，优选的是，用选自pt、pd、rh中的1种以上元素置换了具有前述任一组成的软钎焊材料的前述ni的一部分。
前述接合部中，优选的是，具备前述任一组成的软钎焊材料的前述ni的含量为0.1～0.4质量％，或者，ni与选自pt、pd、rh中的1种以上元素的总含量为0.1～0.4质量％。
前述接合部中，优选的是，前述第一组织为粒状化合物，前述第二组织为针状化合物或柱状化合物。
前述接合部中，优选的是，前述第一组织分布于前述软钎焊接合层的与前述cu或cu合金构件的界面，前述第二组织与前述第一组织接触，且前述第二组织分布于前述软钎焊接合层的内部。
另外，根据另一个实施方式，本发明为具备前述任一软钎焊接合部的电子设备或半导体装置。
发明的效果
根据本发明，不存在在异种材料接合界面产生的线膨胀系数差所造成的剪切应变局部集中的情况，能够实现由剪切应变引起的剥离得到防止的高温耐热接合部。具备本发明的接合部的电子设备具有高的接合强度，也适合于搭载有自发热高的元件的情况、环境温度高的情况的使用，并且装置的小型化、低成本化成为可能。
附图说明
图1为示出作为应用本发明的接合部的电子设备的一例的半导体装置的概念图。
图2为图1中所示的半导体装置的接合部p的放大概念图，示出软钎焊接合层与cu构件的接合部。
图3为示意性示出本实施方式的软钎焊接合层的、金属间化合物组织的形成的图。
图4为示意性示出现有技术的软钎焊接合层的、金属间化合物组织的形成的图。
图5为示意性示出现有技术的软钎焊接合层的、金属间化合物组织的形成的图。
图6为示意性说明本实施方式的软钎焊接合层的、金属间化合物组织的形成机理的图。
图7为实施例的接合部截面的、与cu构件的界面附近的软钎焊接合层的扫描型电子显微镜照片。
图8为图7的金属间化合物组织部分的放大图。
图9为实施例的接合部截面的扫描型电子显微镜照片。
图10为比较例的接合部截面的、与cu构件的界面附近的软钎焊接合层的扫描型电子显微镜照片。
图11为实施例及比较例的接合部的破坏形态下的截面照片。
图12为图11的接合部的软钎焊接合层端部的放大照片。
图13为示出热冲击试验的结果的超声波探伤显微镜照片。
图14为示出高温保持试验的结果的超声波探伤显微镜照片。
具体实施方式
以下，参照附图，说明本发明的实施方式。但是，本发明不因以下说明的实施方式而受到限定。
根据一个实施方式，本发明涉及一种接合部，其为使软钎焊材料熔融而成的软钎焊接合层与至少一方为cu或cu合金构件的被接合体的接合部，所述软钎焊材料含有超过5.0质量％且为10.0质量％以下的sb、2.0～4.0质量％的ag、超过0且为1.0质量％以下的ni，余量由sn和不可避免的杂质组成，前述软钎焊接合层在与前述cu或cu合金构件的界面具备包含(cu，ni)6(sn，sb)5的第一组织和包含(ni，cu)3(sn，sb)x的第二组织(式中，x表示1、2、4)。本说明书整体中，将a、b、c、d设为金属元素，将a、b设为整数时，由(a，b)a(c，d)b规定的金属间化合物是指，包含在aacb化合物中用b置换a的一部分、用d置换c的一部分而成的物质的、多种金属间化合物混合而成的形态。另外，此时，括弧内在前面记载的元素a的存在比例多于在后面记载的b的存在比例，同样地，c的存在比例多于d的存在比例。另外，本说明书中，软钎焊接合层是指，处于使软钎焊材料熔融而与被接合体接合了的状态。另外，软钎焊接合部是指，包含软钎焊接合层和被接合体的概念。被接合体是指与软钎焊接合层的各面接触并用软钎焊接合层进行接合的各构件。
本实施方式中，接合部在软钎焊接合层的至少一个面具备由cu或cu合金构件构成的被接合体。cu或cu合金构件可以为纯cu构件，也可以是以cu为主成分且包含例如选自sn、zn、ni、au、al、mo、zn、c、si中的1种以上金属元素的cu合金构件。以下，本说明书中，有时将cu或cu合金构件省略而称为cu构件。只要被接合体的一方为cu构件，则被接合体的另一方可以为cu构件，也可以为其它构件。被接合体的另一方为至少在接合面具备金属构件的常规的电子设备构件即可，代表性地有作为电极发挥功能的金属构件，例如可以为由cu、ag、au、ni、fe、或它们的合金构成的电极构件。
本实施方式的接合部中，构成软钎焊接合层的软钎焊材料具备以sn-sb-ag-ni为基本组成的、以下的第1方式至第5方式的任一组成。
[第1方式：sn-sb-ag-ni四元系]
第1方式的软钎料组成含有超过5.0质量％且为10.0质量％以下的sb、2.0～4.0质量％的ag、超过0且为1.0质量％以下的ni，余量由sn和不可避免的杂质组成。ni的添加量更优选将ni设为0.01～0.5质量％、进一步优选设为0.1～0.4质量％。这是因为，通过在sn-sb-ag软钎料中以这些范围的量添加ni，从而在与cu构件接合了的情况下，在软钎焊接合层形成由金属间化合物形成的第一组织、第二组织，能够提高异种构件接合界面的剪切强度。进一步优选的是，含有6.0质量％～8.0质量％的sb，含有3.0～4.0质量％的ag，以上述任一范围含有ni，余量由sn和不可避免的杂质组成。
作为该第1方式的变形方式，可以设为用包含pt、pd、rh的1种以上元素置换ni的一部分而成的组成。这是因为，ni与这些贵金属元素同样能在由金属间化合物形成的第二组织形成时成为凝固核，能有助于金属间化合物的生成。将ni的总含量设为100％时，可以将例如约60质量％以下用这些元素置换。此时，ni与选自pt、pd、rh中的1种以上元素的总含量优选超过0且为1.0质量％以下、更优选为0.01～0.5质量％、进一步优选为0.1～0.4质量％。需要说明的是，后述第2～第5方式的任一者中，均可以设为用选自pt、pd、rh中的1种以上元素置换ni的一部分而成的组成，此时的优选含量也可以与上述同样地设定。
[第2方式：sn-sb-ag-ni-ge五元系]
第2方式的软钎料组成含有超过5.0质量％且为10.0质量％以下的sb、2.0～4.0质量％的ag、超过0且为1.0质量％以下的ni、0.001质量％～0.1质量％的ge，余量由sn和不可避免的杂质组成。作为在第1方式的组成中进一步添加ge的优点，是为了抑制sn的氧化而有助于提高软钎料的润湿性，以及是为了能够对合金的热扩散路径产生影响。ge的添加量更优选为0.003～0.05质量％。通过以该范围添加ge，抑制过剩的geo的生成，生成适量的geo，从而能够抑制难以还原、去除的sn的氧化物。另外，通过ge的添加，能得到抑制空隙的效果。另外，此时的ni的添加量更优选将ni设为0.01～0.5质量％、进一步优选设为0.1～0.4质量％。作为以上述添加范围添加ni的优点，是为了能够在保持ge的润湿性提高效果的状态下提高界面的软钎焊强度。另外，ni为高熔点材料，也具有能够增加高温下的强度的优点。进一步更优选的是，含有6.0质量％～8.0质量％的sb，含有3.0～4.0质量％的ag，以上述任一范围含有ni及ge，余量由sn和不可避免的杂质组成。通过设为这种组成范围，能够抑制sn的氧化，并且在温度上升的同时使合金的热导率也上升。
[第3方式：sn-sb-ag-ni-cu五元系]
第3方式的软钎料组成含有超过5.0质量％且为10.0质量％以下的sb、2.0～4.0质量％的ag、超过0且为1.0质量％以下的ni、超过0且为1.2质量％以下的cu，余量由sn和不可避免的杂质组成。作为在第1方式的组成中进一步添加cu的优点，是为了能够对合金的热扩散路径产生影响而使合金的热导率上升，并且提高润湿性而在制成接合层时实现低的空隙率。这是因为，设为上述添加范围时，cu构件的接合中，软钎焊接合层的熔点不会上升，熔点对于软钎焊接合层的组成是不敏感的，组成裕量宽且成分变化小，因此是有利的。换言之，通过在软钎焊材料中包含铜，cu自cu构件向软钎焊接合层中的溶解速度变小，因此cu的浓度变化变少。由此，能够将由cu溶解导致的软钎焊接合层的熔点上升抑制得较小。另外，是因为在能够防止cu自cu构件向软钎焊材料中的渗透的方面是有利的。在第3方式的组成中，ni的添加量也更优选设为0.01～0.5质量％、进一步优选设为0.1～0.4质量％。进一步优选的是，含有6.0质量％～8.0质量％的sb，含有3.0～4.0质量％的ag，含有0.1～0.9质量％的cu，以上述任一范围含有ni，余量由sn和不可避免的杂质组成。通过设为这种组成范围，除上述之外，还能得到润湿性特别良好的优点。
[第4方式：sn-sb-ag-ni-ge-cu六元系]
第4方式的软钎料组成含有超过5.0质量％且为10.0质量％以下的sb、2.0～4.0质量％的ag、超过0且为1.0质量％以下的ni、超过0且为1.2质量％以下的cu、0.001质量％～0.1质量％的ge，余量由sn和不可避免的杂质组成。作为在第3方式的组成中进一步添加ge的优点，是为了抑制难以还原、去除的sn的氧化物而得到抑制空隙的效果。ge的添加量更优选为0.003～0.05质量％。在第3方式中记载的全部组成中，可以以该量添加ge。
[第5方式：添加有p的第1～第4方式]
作为进一步的变形方式，可以在第1～第4方式的软钎焊材料中添加p，可以含有例如0.001质量％～0.1质量％的p。这是因为，p具有抑制软钎焊材料的氧化的效果，有助于提高润湿性。p比sn更容易氧化，在该添加范围内能够防止sn的氧化，确保软钎焊材料的润湿性。
上述方式的软钎焊材料在上述实施方式及它们的变形方式的任一者中均可以通过根据通常方法将选自sn、sb、ag、ni及其它添加元素的各原料或包含各原料的母合金在电炉中熔解而制备。各原料优选使用纯度为99.99质量％以上的物质。
另外，上述软钎焊材料在形成软钎焊接合层时可以以板状的预成型材料的形态、或制成粉末状并与助焊剂一起制成膏状软钎料的形态来进行加工。加工成粉末状并与助焊剂一起制成膏状软钎料的情况下，作为软钎料粉末的粒径，粒径分布优选处于10～100μm的范围、进一步优选处于20～50μm的范围。对于平均粒径，使用例如常规的激光衍射/散射式粒度分布测定装置来测定的情况下，可以设为25～50μm。作为助焊剂，可以使用任意的助焊剂，可以特别优选使用松香系助焊剂。
软钎焊接合层的形成中使用的软钎焊材料的厚度、形状等可以由本领域技术人员根据目的及用途来适当设定，没有特别限定。上述方式的软钎焊材料与现有技术相比润湿性良好，不易产生空隙，因此也能够减薄。若薄则热阻也下降，因此在半导体装置中是优选的。另一方面，若半导体元件的芯片翘曲，则必须与翘曲量相应地加厚。此时，容易形成空隙，但若润湿性良好，则能够防止由间隙造成的空隙。另外，若厚则具有应力松弛效果，因此寿命也良好。因此，可薄可厚，设计的自由度高。作为一例，软钎焊接合层的厚度可以设为约200～300μm左右，但不限定于该范围。
关于接合部的形成，优选的是，在使软钎焊材料与cu构件接触的状态下，将加热峰温度设为软钎焊材料的液相线温度(熔点)+30℃左右，从而使软钎焊材料熔融，形成软钎焊接合层。此时的加热时间优选保持至少60秒以上。虽然也取决于软钎焊材料的形态，但也可使用氢、甲酸等有机酸的活性气氛来进行接合。
本实施方式的接合部构成电子设备的一部分，作为电子设备，可列举出逆变器、太阳能发电站、燃料电池、电梯、冷却装置、车载用半导体装置等电气/电力设备，但不限定于这些。代表性地，电子设备为半导体装置。半导体装置中的接合部可以为芯片键合接合部、端子与端子的接合部、端子与其它构件的接合部、或者其它的任意的接合部，但不限定于这些。以下，作为具备本实施方式的接合部的电子设备的一例，列举出半导体装置，参照附图进一步详细说明本发明。
图1中示出作为半导体装置的一例的功率模块的概念性截面图。功率模块100主要呈在散热板13上用软钎焊接合层10接合半导体元件11及层叠基板12而成的层叠结构。在散热板13上连接内置有外部端子15的壳体16，半导体元件11和层叠基板12的电极与外部端子15用铝线14连接。模块内部填充有树脂密封材料17。半导体元件11可以为si半导体元件、sic半导体元件，但不限定于这些。例如igbt模块上搭载的这些元件的情况下，与层叠基板12接合的背面电极通常由au或ag构成。层叠基板12例如在由氧化铝、sin等形成的陶瓷绝缘层122的正面和背面设有铜、铝的导电性金属板121、123。作为散热板13，使用导热性优异的铜、铝等金属。另外，为了防止腐蚀，也有时在导电性金属板121、123、散热板13上被覆ni和ni合金。
图示的功率模块100中，作为能与软钎焊接合层接合的cu构件，有构成层叠基板12的上下各面的导电性板121、123、散热体13。另外，虽未图示，但在具备其它结构的功率模块中，存在将引线框、半导体元件与印刷基板电连接的引脚。
图1中所示的功率模块100中，特别是半导体元件11与软钎焊接合层10与由cu形成的导电性板123的接合部p、由cu形成的导电性板121与软钎焊接合层10与cu散热体13的接合部q属于本实施方式的接合部。
图2为图1的接合部p的放大概念图。图2中，依次层叠有cu导电性板123、软钎焊接合层10、半导体元件11。软钎焊接合层10是使前述第1方式至第5方式的任一者的软钎焊材料熔融而成的。半导体元件11的与软钎焊接合层10的接合面通常由au或ag构成。而且，在软钎焊接合层10的与cu导电性板123的界面，自靠近界面处开始依次形成有作为金属间化合物的cu3(sn，sb)组织3、第一组织1、第二组织2。另一方面，在接合层10的与半导体元件11的界面，形成有金属间化合物4。半导体元件11的电极为ni的情况下，金属间化合物4主要包含nisn化合物、nisb化合物。在它们之间，存在由软钎焊材料的成分元素构成的软钎料的金属组织5。
在软钎焊接合层10的、最靠近其与作为被接合体的cu导电性板123的界面的部位，因源自cu导电性板123的cu，而呈cu富集的组成。而且，作为主要组织的金属间化合物的cu3(sn，sb)组织3是由颗粒连续形成的较平坦且较薄的层。金属间化合物的层的厚度会根据接合条件、组成而变化，因此不受限定，例如可以为约2μm～50μm左右。
第一组织1主要由(cu，ni)6(sn，sb)5形成。第一组织1与cu3(sn，sb)组织3接触，层叠于比cu3(sn，sb)组织3靠内的软钎焊接合层10内部。第一组织1中，粒状化合物连续存在。粒状化合物中，也有时混杂有作为第二组织2的主成分的(ni，cu)3(sn，sb)4，也有时存在(ni，cu)(sn，sb)，实际上由多种组成的化合物构成。图示的实施方式中，第一组织1的层厚度比cu3(sn，sb)组织3的层厚度更厚，与第二组织2的层厚度为同等水平，但不限定于此，也有时各组织的厚度的关系逆转。
第二组织2主要由(ni，cu)3(sn，sb)4、(ni，cu)3(sn，sb)2、及(ni，cu)3(sn，sb)形成。另外，除此之外，第二组织2中也包含(ni，cu)3sn4、(ni，cu)6sn5、(cu，ni)6(sn，sb)5。关于组织的形状，ni富集的(ni，cu)3(sn，sb)4容易成为针状、柱状，此外，也可包括生长中途的粒状、块状、板状、多边形状等。该第二组织2与第一组织1接触，层叠于比第一组织1靠内的软钎焊接合层10内部。而且，第二组织2以自软钎焊接合层10的与cu构件123的界面起向着软钎焊接合层10内部而形成的针状化合物或柱状化合物的形态存在。针状化合物或柱状化合物相对于cu构件123面以大致45°～135°左右的角度形成。需要说明的是，并非全部的针状化合物或柱状化合物为相同角度，也存在以不同角度生长的化合物。由于在该范围内形成的针状化合物或柱状化合物，cu构件123与软钎焊接合层10的界面复杂化，剪切应力变强，能够形成对因热应力等产生的外力能耐受的界面结构。
这些组织可以利用epma(电子探针显微分析仪；electronprobemicroanalyzer)、tem(透射电子显微镜；transmissionelectronmicroscopy)、edx(能量色散x射线光谱；energydispersivex-rayspectroscopy)、sem(扫描电子显微镜；scanningelectronmicroscopy)等来鉴定。
本发明的接合部中，具有特定组成的软钎焊材料与cu构件组合并接合，形成使软钎焊材料熔融而成的软钎焊接合层，从而形成上述特征性的组织的层叠结构，能够提高接合部的剪切强度。需要说明的是，图2为概念图，软钎焊接合层10的厚度和第一组织1、第二组织2、金属间化合物4的大小、以及相对的尺寸不限定于图示。
另一方面，关于图1的接合部q，对于软钎焊接合层10，被接合体双方均为cu构件。因此，软钎焊接合层10中，在与cu导电性板121的界面、与散热体13的界面这两者，自靠近界面处起依次形成cu3(sn，sb)组织、第一组织、第二组织。这种构成中，在软钎焊接合层10的两面形成针状化合物等的组织，因此能够制成剪切应力特别强的接合部。
接着，关于这种金属间化合物组织的形状与软钎焊接合层的剪切强度的关系，使用示意图来考察。图3为示意性示出本发明的软钎焊接合层与cu构件的界面的图。(a)示出金属间化合物的形成初始，(b)示出热处理后形成的界面结构。在从cu构件(电极)向软钎料中溶解/扩散的部位，在cu/cu3(sn，sb)上，粒状的(cu，ni)6(sn，sb)5化合物析晶。在软钎焊材料中添加有ni，因此软钎料中的ni作为凝固核而生成的(ni，cu)3(sn，sb)4在粒状化合物上以针状析晶。在界面，(ni，cu)3(sn，sb)4的针状化合物以钉状析晶，界面复杂化。其结果，作用于界面的力被分散，具有在异种材料界面附近，防止因线膨胀系数差产生的剪切应力所引起的剥离的效果。
图4为示意性示出使用了现有技术的sn-sb系软钎焊材料时的软钎焊接合层与cu构件的界面的图，(a)示出金属间化合物的形成初始，(b)示出热处理后形成的界面结构。sb为包晶材料，按照以sb为核、sn包裹sb的方式发生包晶析晶，因此在软钎焊接合层的与cu构件的界面形成较平坦的层叠结构。因此，由于因软钎焊材料与cu构件的线膨胀系数差产生的剪切应变，应变容易集中在异种材料界面。并且，图中由箭头所示那样的裂纹容易发展。
图5为示意性示出使用了现有技术的sn-ag-cu系软钎焊材料时的软钎焊接合层与cu构件的界面的图，(a)示出金属间化合物的形成初始，(b)示出热处理后形成的界面结构。此时，cu溶解于软钎料中时，在界面形成的金属间化合物为cu6sn5，仍在与cu构件的界面形成平坦的层叠结构。并且，图中由箭头所示那样的裂纹容易发展。
图6的(a)～(c)为随时间经过示意性说明使用本发明的组成的软钎焊材料接合时的组织的形成的图。图6的(a)示出在使软钎焊材料与cu构件接触的状态下进行加热熔融的初始阶段。此时，cu向软钎料中溶解，在软钎焊接合层与cu构件的界面以粒状的化合物聚集而成的形态生长。接着，参照图6的(b)，利用溶解的cu，在软钎焊接合层的与cu构件的界面制作cu6(sn，sb)5反应相晶粒聚集而成的结构。该聚集层中，粒状化合物通过晶界扩散而生成。然后，向聚集层内的、来自液体的软钎焊材料的sn的供给减少。通过sn的供给减少，在聚集层内cu、ni的浓度上升，成为高熔点液体，从而向软钎料中的液体sn的供给减少。参照下一阶段的图6的(c)，在聚集层与液体软钎料的接触部，液体sn被供给，化合物以粒状的化合物作为凝固核而生长。cu和ni与sn的相互扩散中，由于在含sb的化合物生长方面依靠cu和sb很难制作化合物，因此过量的sb在聚集层中高浓度化，过量的sb存在于与软钎料的界面。该sb与容易扩散的元素之间发生基于相互扩散的化合物生长。由此，生成nisb系的化合物，促进柱状或针状化合物的生成。另一方面，图6的(d)、(e)说明使用不含ni的软钎焊材料接合时的组织的形成的图。可以认为，在图6的(d)中，通过晶界扩散而相生长，在图6的(e)中，液体sn被供给至各容易选择性增长的化合物晶粒中，显著生长。但是，此时，不发生柱状或针状化合物的生成。
实施例
使用以下的表1中所示的各组成的软钎焊材料，制造本发明的实施例的接合部及比较例的接合部。表中，“-”意味着除了不可避免的杂质之外不含该元素。
[表1]
(1)接合部的制造及观察
使用试样编号7的软钎焊材料来制造实施例1的接合部。具体而言，使用含有6质量％的sb、4质量％的ag、0.4质量％的ni且余量由sn及不可避免的杂质组成的、具有sn-6sb-4ag-0.4ni的组成的软钎焊材料，将dcb(直接铜键合；directcopperbonding)基板的铜制的导电性板与模仿元件电极的ni构件接合。需要说明的是，dcb基板是指，在氧化铝系陶瓷等绝缘层的两面通过直接铜键合法直接接合铜等导电性金属板而形成的层叠基板。接合条件为接合时间4分钟、将300℃以上保持1分钟以上。本次实验中，在氢气氛中接合，未使用助焊剂。接合软钎料层的厚度设为250μm，将软钎料板以与模仿元件电极的ni构件同样的尺寸供给并接合。
将所得到的接合部的截面的扫描型电子显微镜照片示于图7。图7中，在软钎焊接合层10的与作为cu构件的导电性板123的界面，观察到cu3(sn，sb)组织的薄层。而且，与其相接地观察到粒状的第一组织。第一组织根据其形态和组成分析可知大多为(cu，ni)6(sn，sb)5。另外，在比第一组织靠内的软钎焊接合层10的内部、即远离界面的位置观察到第二组织。第二组织为针状或柱状，层叠在第一组织上而存在。第二组织中大量存在包含大量ni的金属间化合物(ni，cu)3(sn，sb)4，此外还存在(ni，cu)3(sn，sb)、(ni，cu)3(sn，sb)2。进而，可知还存在不含sb的(ni，cu)3sn4、(ni，cu)6sn5、作为第一组织的主成分的(cu，ni)6(sn，sb)5。图8为图7的第二组织的放大照片。图8中，观察到许多针状化合物及柱状化合物几乎没有间隙地、自与第一组织的界面向软钎焊接合层的内部生长。
图9中，(a)为ni构件与软钎焊接合层与cu构件的接合部截面的扫描型电子显微镜照片。图9的(b)为软钎焊接合层10与导电性板12的界面的放大照片。图9的(b)中，与图7、8同样地，在界面附近观察到粒状的第一组织、在其内侧观察到针状的第二组织。图9的(c)为软钎焊接合层10与ni构件的界面的放大照片。图9的(c)中，在软钎焊接合层10的与ni材料的界面未观察到针状化合物，观察到nisn或nisb化合物。认为这是因为，通过ni与sn的相互扩散而生成化合物，但ni的扩散速度慢，因此nisn或nisb的化合物缓慢在界面生长。再次参照(a)，在软钎焊接合层的内部未观察到针状化合物，可以确认(cu、ni)6sn5和ag3(sn、sb)分散地析晶的状态。
除了将软钎焊材料的组成变更为试样编号1所示的含有5质量％的sb且余量由sn组成的sn-5sb软钎料之外，与实施例1同样地操作，得到比较例1的接合部。图10为示出比较例1的接合部的软钎焊接合层与dcb基板的cu板的界面的照片。参照图10的(a)，在跟与cu构件的界面接触的接合层中观察到cu3(sn、sb)的化合物组织，在其内侧观察到金属间化合物cu6(sn、sb)5。参照图10的(a)的放大照片即图10的(b)，可知该化合物以颗粒状连续地存在于界面附近，为凹凸少的平坦结构。比较例的接合部中，未观察到粒状化合物与针状化合物、柱状化合物层叠而成的本发明的特征性的组织结构。
(2)接合部的破坏形态
与上述(1)同样地，使用试样编号7所示的sn-6sb-4ag-0.4ni软钎料作为软钎焊材料，将铜制的导电性板与ni被覆cu板接合，制造实施例2的接合部。另外，除了将软钎焊材料的组成变更为试样编号4所示的含有9质量％的sb和3质量％的ag且余量由sn组成的sn-9sb-3ag软钎料之外与上述(1)同样地操作，制造比较例2的接合部。将各接合部通过后述热冲击试验而使其破坏。实施例2的接合部通过550个循环发生破坏，比较例2的接合部通过100个循环发生破坏。图11的(a)为示出本发明的实施例2的接合部的破坏形态的照片。可知裂纹自软钎焊接合层10的端部开始传播。但是，没有达到剥离，属于轻度的故障。另外，在与dcb基板的cu板121的界面未观察到裂纹。图11的(b)为示出比较例2的接合部的破坏形态的照片。可知在软钎焊接合层50与dcb基板的cu板121的界面，在宽范围内裂纹发展而发生了剥离。该剥离导致设备的重大故障。
图12的(a)为图11的(a)的软钎焊接合层的端部的放大照片。由该放大照片可知，在软钎焊接合层的、并非与cu板的界面的端部存在裂纹的起点，发生了破坏。实施例2的破坏模式的情况下，只不过局部产生了裂纹，裂纹难以伸展，因此作为设备的可靠性高于比较例2的情况。另外，在软钎焊接合层的与cu板的界面能观察到第一组织及第二组织，但在与ni构件的界面未观察到针状或柱状的组织。虽无意受理论束缚，但可认为这是因为例如图7、8所示的第一组织及第二组织分散了异种材料界面的应力集中。
另一方面，图12的(b)为图11的(b)的软钎焊接合层50的端部的放大照片。由该照片可知沿着软钎焊接合层50与dcb基板的cu板121的界面发生了由裂纹导致的剥离。而且，确认了该剥离是从在与cu板的界面生成的金属间化合物与软钎料组织的界面开始发生的。如此，若裂纹伸展，则导致对于设备而言致命的故障。cu比sn硬约10倍，金属间化合物比cu硬约4倍以上。硬的物质在负荷一定的应力应变时变形能力低，因此在硬度不同的异种材料的界面发生应变，硬度的差异越大，其发生的应变越大。
(3)耐热性评价
制作实施例及比较例的接合部，评价耐热性。耐热性评价通过热冲击试验和高温保持试验来评价。热冲击试验、高温保持试验的评价基准均采用自dcb基板侧观察时的白色斑点和截面sem中裂纹的有无。观察白色斑点部的截面时，如图12的(b)那样存在裂纹。若如图12的(b)所示存在裂纹，则视为不良。
[热冲击试验]
使用表1所示的试样编号1～17的软钎焊材料，将dcb基板与铜制的散热板接合，制作实施例3-1～3-12、及比较例3-1～3-5的试验用样品。具体而言，在dcb基板上载置□9.5mm且厚度为0.25mm的板状软钎料，将散热板载置于其上，在h2还原环境下、以300℃加热3分钟，从而进行接合。
作为软钎料耐热性评价实施热冲击试验。试验条件为将-45℃～155℃各保持10分钟，将-45℃保持10分钟和155℃保持10分钟作为1个循环来计数，实施300个循环。接着，用超声波探伤显微镜确认软钎焊接合部的剥离或裂纹的产生。将基于前述评价基准的热冲击试验的结果示于表2。另外，对于代表性的软钎焊材料组成的接合部，将热冲击试验后的显微镜照片示于图13。图13的(a)为使用了试样编号1的sn-5sb软钎焊材料的比较例3-1的接合部的照片，(b)为使用了试样编号3的sn-6sb-4ag软钎焊材料的比较例3-3的接合部的照片，(c)为使用了试样编号7的sn-6sb-4ag-0.4ni的软钎料的实施例3-2的接合部的照片。图中所示的黑色部分为软钎焊接合部，变白的部分为裂纹、即软钎料破坏发生的部位。关于裂纹判定，相对于用虚线框示出的初始的软钎焊接合面积，白色部位多者表示冷却性能降低、软钎焊接合强度降低。换言之，白色部位尽量少者会显示出优异的特性。需要说明的是，各试样的前述显微镜照片的中央部等观察到的白色斑点为在试验前就存在的空隙，不是软钎料因前述热冲击试验而发生破坏的位置。由图13示出，按照实施例3-2、比较例3-3、比较例3-1的顺序，耐热性优异，通过ni添加而寿命提高。
[高温保持试验]
使用表1中所示的试样编号1～17的软钎焊材料，在与热冲击试验相同的条件下制作实施例3-1～3-12、及比较例3-1～3-5的试验用样品。将这些样品投入至175℃的恒温槽中，保持300小时。在投入时以及300小时后用超声波探伤显微镜确认软钎焊接合部的裂纹产生所导致的剥离。将基于前述评价基准的高温保持试验的结果示于表2。另外，关于代表性的软钎焊材料组成的接合体，将高温保持试验后的超声波探伤显微镜照片示于图14。图14的(a)为使用了试样编号7的软钎焊材料的实施例3-2的样品的恒温槽投入时的照片，图14的(b)为实施例3-2的样品的300小时后的照片，图14的(c)为使用了试样编号1的软钎焊材料的比较例3-1的样品的恒温槽投入时的照片，图14的(d)为比较例3-1的样品的300小时后的照片。照片的黑色部分为软钎焊接合部，变白的部分为软钎料破坏发生的部位。关于裂纹判定，相对于初始的软钎焊接合面积，白色部位多者的冷却性能降低，软钎焊接合强度降低。白色部位少者、即未发生软钎料破坏者可谓显示出优异的特性。实施例3-2的样品中，在300小时后也未观察到由软钎料破坏造成的白色部分。另一方面，比较例3-1的样品中，观察到明显的剥离。
一般来说，在高温下，在软钎焊接合层与cu电极的接合界面生成的金属间化合物遵循阿列纽斯定律而生长，因温度和时间而使其生长加速。通常，对于曾在高温下保持的接合部而言，金属间化合物生长，无法松弛在其异种材料界面产生的热应力，有时在显著生长的化合物与软钎料的界面发生剥离破坏。sn-5sb软钎料中，被接合体为cu电极的情况下，观察到由cu与sn的相互扩散导致的界面化合物的生长。其结果，本实验中，经300小时，界面变白，发生了剥离。另一方面，对于添加有ni的软钎料组成，能够确认不存在明显的白色区域，未发生剥离。对此可以认为，ni添加品中，通过cunisn和nicusn等化合物存在、以及针状的化合物生成，对异种材料界面的应变集中得以松弛，产生了延迟由热应力造成的破坏的效果。
[表2]
产业上的可利用性
本发明在大电流规格的电子设备整体中用于半导体芯片等的接合部。特别适合用于ic等封装部件。另外，适合用于发热大的部件、例如led元件、功率二极管等功率半导体设备的芯片键合接合部、进而印刷电路板等中搭载的电子部件整体中的ic元件等的内部连接的芯片键合接合部。
附图标记说明
1第一组织
2第二组织
3cu3(sn，sb)组织
4金属间化合物
5软钎料
10软钎焊接合层
11半导体元件
12层叠基板
121导电性板
122绝缘基板
123导电性板
13散热板
14铝线
15外部端子
16壳体
17树脂密封材料
50软钎焊接合层
100功率模块