專利名稱：釬料合金及半導體裝置的制作方法
技術領域：
本發明涉及釬料合金及半導體裝置，特別是涉及適于半導體元件與電子線路的電極接合的、不含鉛(無鉛)的釬料合金及采用該釬料合金的半導體裝置。
背景技術：
近年來，對半導體裝置的可靠性的要求越來越高，特別是對熱膨脹系數差大的半導體元件與電路基板的接合部要求高的耐熱循環特性。現有的半導體元件多數使用硅(Si) 或砷化鎵(GaAs)作為基板，其工作溫度為100°C 125°C。作為將其與電子線路的電極接合的釬料材料，從對起因于半導體元件與電路基板的熱膨脹性差的反復熱應力的耐裂性， 用于與組裝時的多步釬料接合相對應的高熔點，還有器件的耐污染性等考慮，Si器件中使用95I^b-5Sn(質量％ )，砷化鎵器件中使用80Au-20Sn(質量％ )等。但是，從降低環境負荷的觀點考慮，含有大量有害的鉛(Pb)的95I^-5Sn存在問題，另外從貴金屬昂貴或儲量的觀點考慮，強烈希望80Au-20Sn作為替代材料。另一方面，從節能的觀點考慮，作為下一代器件的以碳化硅(SiC)或氮化鎵(GaN) 作為基板的器件的開發正積極進行。從降低損耗的觀點考慮，這些器件的工作溫度應在 175°C以上，也有人說將來達到300°C。針對上述要求，需要熔點高、且耐熱性優良的高溫釬料合金。這種高溫釬料合金， 例如，特開2004-298931號中已經公開。在該公報中，公開了一種含10 40質量％ Sb、 0. 5 10質量％ Cu、其余為Sn的高溫無鉛釬料合金及采用該釬料合金接合的電子部件。另外，公開了一種含有Ni、Co、Fe、Mo、Cr、Mn、Ag、Bi作為改善機械強度的元素的釬料合金，另外，公開了一種含有P、Ge、Ga作為抑制氧化元素的釬料合金。另外，例如，在特開2007-67158號公報中公開了即使在200°C的高溫下仍得到充分的釬料接合強度的方法。在該公報的半導體裝置中，從室溫至200°C，采用含Cu-Sn化合物(例如，Cu6Sn5)相的Sn系釬料箔，對實施了 Ni系鍍敷的被連接材料加以連接，借此形成以Cu-Sn化合物作為主體的化合物層。該化合物層成為M系鍍敷層與Sn系釬料的阻擋層， 抑制了由連接界面反應引起的化合物成長。另外，在實施例中，Sn或Sn-3Ag(質量％)中含3質量％以上的Cu的釬料箔，與Ni系鍍敷層接觸，加熱、熔融而加以接合。現有技術文獻專利文獻1 特開2004-298931號公報專利文獻2 特開2007-67158號公報
發明內容
發明所要解決的課題但是，專利文獻1所示的釬料合金存在的問題是，釬料材料硬，故在釬料材料中不產生應力松弛，因此，由于熱循環，半導體元件破裂。另外，專利文獻2所示的半導體裝置存在的問題是，由于釬料材料柔軟，釬料材料易發生破裂，故釬料材料內部的耐裂性低。本發明是鑒于上述課題而提出的，其目的是提供一種通過控制釬料材料的硬度， 抑制半導體元件的破裂，并且使釬料材料的耐裂性得到提高的可靠性高的釬料合金及半導體裝置。解決課題的手段本發明的釬料合金，含有5質量％以上15質量％以下的Sb、3質量％以上8質量％以下的Cu、0. 01質量％以上0. 15質量％以下的Ni、0. 5質量％以上5質量％以下的 h。其余部分包括Sn及不可避免的雜質。發明效果在本發明的釬料合金中，通過添加0. 5質量％以上5質量％以下范圍的h，在由于為了提高耐裂性添加的Sb而變得過硬的釬料材料內部分散柔軟的富裕相。由此，延展性得到強化，使釬料材料適度軟化，可以控制釬料材料的硬度。由此，抑制了半導體元件的破裂。另外，提高了釬料材料的耐裂性。
圖1為本發明實施方案中采用釬料合金的半導體裝置的概略斷面圖。圖2為本發明實施方案中金屬化層通過擴散而消失的硅基片與釬料層的接合部的放大的概略斷面圖。圖3為顯示本發明實施方案中半導體裝置的釬料接合部產生的裂紋的發生狀態的概略斷面圖。圖4為顯示本發明實施方案中半導體裝置的硅基片中產生的裂紋的發生狀態的概略斷面圖。圖5為顯示Sb含量與拉伸強度及延伸率的關系的圖。圖6為顯示Cu量與殘Ni厚度的平均值的關系的圖。圖7為顯示Cu量與孔隙率的平均值的關系的圖。圖8為顯示h量與孔隙率的平均值的關系的圖。圖9為以通過熱循環處理后的斷面觀察而得到的硅基片的金屬化層與釬料層的接合界面的電子顯微鏡及采用特性X射線的定性分析結果為基礎模擬的概略斷面圖，圖 (A)對應于比較例34，圖⑶對應于實施例8。圖10為以通過熱循環處理后的斷面觀察而得到的釬料層與Ni鍍敷層的接合界面的電子顯微鏡及采用特性X射線的定性分析結果為基礎模擬的概略斷面圖，圖(A)對應于比較例34，圖⑶對應于實施例8。
具體實施例方式下面基于附圖對本發明的實施方案加以說明。首先，對本實施方案的釬料合金及采用該釬料合金的半導體裝置的構成加以說明。圖1為平視的沿半導體裝置1的對角線的概略斷面圖。參照圖1，本實施方案的半導體裝置1主要具有作為半導體元件的例如硅基片2、作為釬料合金的釬料層3、作為金屬電極的電路基板4、歐姆層5、金屬化層6、合金層7和Ni (鎳)鍍敷層9。在該半導體裝置1中，硅基片2通過釬料層3與電路基板4接合。在硅基片2與釬料層3之間形成有歐姆層5、金屬化層6及合金層7。歐姆層5用于使硅基片2的半導體與金屬的接合成為歐姆接合，以與硅基片2相接觸的方式而形成。金屬化層6用于獲得歐姆層5與釬料層3的良好接合，以與歐姆層5相接觸的方式而形成。合金層7是用釬料層 3將硅基片2與電路基板4接合時，在釬料層3與金屬化層6之間生成的層。作為歐姆層5，例如采用厚度IOOnm左右的Ti (鈦)。另外，作為金屬化層6，例如采用厚度500nm左右的Ni。作為合金層7，從硅基片2 —側例如形成Ni-Sn (錫)-Cu (銅) 相，接著形成Cu-Sn相與Sn-Sb (銻)相的混合相。釬料層3，由含5質量％以上15質量％ 以下的釙、3質量％以上8質量％以下的Cu、0. 01質量％以上0. 15質量％以下的Ni、0. 5 質量％以上5質量％以下的In，其余部分含Sn及不可避免的雜質的無鋁釬料合金構成。在電路基板4與釬料層3之間，形成有Ni鍍敷層9及合金層7。Ni鍍敷層9是在電路基板4的表面采用電解鍍M形成的層，例如，具有5 μ m左右的厚度。合金層7是用釬料層3將硅基片2與電路基板4接合時，在釬料層3與M鍍敷層9之間生成的層。作為該合金層7，從電路基板4 一側，例如形成Ni-Sn-Cu相，接著形成Cu-Sn相與Sn-Sb相的混合相。下面，對該半導體裝置1的制造方法加以說明。例如，在厚度0. 25mm、7mm見方的硅基片2的表面，依次層疊歐姆層5與金屬化層6 而形成。另外，例如在厚度1mm、IOmm見方的銅塊構成的電路基板4的表面，采用電解鍍M 形成Ni鍍敷層9。接著，采用釬料層3將硅基片2與電路基板4接合。在進行該釬料接合時，首先，在電路基板4的形成了 M鍍敷層9的表面上，設置形成釬料層3的釬料小片。該釬料小片， 例如由組成為Sn-10Sb-5Cu-0. INi-IIn (銦)-0. 05P (磷)(質量％ )的合金構成，在其兩面涂布焊劑。另外，該釬料小片例如具有厚度0. lmm、8mm見方的尺寸。在上述釬料小片上設置硅基片2。此時，以使釬料小片與金屬化層6接觸的方式設置硅基片2。在該狀態下，將電路基板4與釬料小片與硅基片2加以堆疊，使電路基板4朝下放置于溫度設定在280°C的加熱板上，加熱5分鐘。由此，釬料小片發生熔融，形成熔融狀態的釬料層3。另外，金屬化層6中的成分與釬料層3中的成分互相擴散，在金屬化層6與釬料層3之間形成合金層7。另外，M鍍敷層9中的成分與釬料層3中的成分互相擴散，在M 鍍敷層9與釬料層3之間也形成合金層7。通過終止加熱，熔融狀態的釬料層3被冷卻、固化。采用上述方法制造本實施方案的半導體裝置1。還有，所謂上述“Sn-10Sb-5Cu-0. INi-lIn-O. 05P (質量％ ) ”，意指按質量％計，含 10%的釙、5%的Cu、0. 1 %的Ni、1 %的h、0. 05%的P，并且其余部分為Sn和不可避免的雜質的組成。在以下的記載中，與其同樣的表述意指同樣的質量％的組成。下面，為了參照圖2 圖4，對耐裂性的評價指標加以說明，對在與圖1同樣構成的半導體裝置1中硅基片2產生破裂的機理加以說明。歐姆層5與合金層7之間產生的剝離、合金層7與釬料層3之間產生的裂紋對硅基片2產生破裂的機理產生影響。第1，對歐姆層5與合金層7之間產生的剝離加以說明。圖2為將半導體裝置于 200°C左右的高溫下長時間保持直至金屬化層消失后的硅基片2與釬料層3的接合部放大的概略斷面圖。參照圖2，通過上述長時間高溫保持，合金層7與歐姆層5之間的金屬化層消失，合金層7與歐姆層5直接接觸。另外，此時，歐姆層5的厚度與圖1相比未發生變化， 但合金層7由于金屬化層和釬料層3的一部分通過熱擴散滲入而成長變厚。當歐姆層5與合金層7形成直接接觸的狀態時，由于5、7兩者間的附著強度降低，結果采用較小的力就可以在歐姆層5與合金層7之間產生剝離Sc。第2，對通過熱循環處理，在合金層7與釬料層3之間產生的裂紋加以說明。圖3 表示以-50°C 30分鐘、200°C 30分鐘作為1次循環時，進行500次左右的熱循環處理后，在釬料接合部產生的裂紋8a、8b的產生狀態。參照圖3，當對半導體裝置1進行該熱循環處理時，在硅基片2、釬料層3及電路基板4中熱膨脹系數差最大的硅基片2與釬料層3之間從周圍產生裂紋8a、8b。第3，對由于圖2中說明的剝離8c及圖3中說明的裂紋8a、8b造成的硅基片2產生破裂的機理加以說明。圖4示出在熱循環中途，金屬化層6由于熱擴散而消失時的半導體裝置1的釬料接合部及硅基片2中產生的裂紋發生狀況。參照圖4，熱循環開始后不久產生裂紋8a、8b。另外，當金屬化層6消失時，在歐姆層5與合金層7的界面產生剝離8c。然后，通過裂紋8a、8b與剝離8c的復合，在硅基片2中產生破裂8d。下面，對半導體裝置1的耐裂性加以說明。半導體裝置1的耐裂性受作為釬料材料的釬料層3的耐裂性及作為半導體元件的硅基片2的破裂的影響。如圖3所示，設裂紋8a、8b的投影長度分別為Ca、Cb。裂紋8a、8b，大概在硅基片 2與釬料層3的界面，更詳細地說，在合金層7與釬料層3的界面，大致直線地在釬料層3側進行。因此，從合金層7與釬料層3的界面一端部向另一端部裂紋貫穿時的投影長度，與硅基片2與釬料層3的接合長度L幾乎相等。因此，熱循環的耐裂性，可用沿半導體裝置1的對角線進行斷面觀察時的(Ca+Cb)/LX100(% )表示，將其作為開裂率(% )。還有，由于一般熱擴散在釬料合金內不均勻發生，圖4所示的剝離8c，有可能部分地在多個場所發生。此時，在裂紋8a與8b相連，貫穿合金層7與釬料層3的界面前，裂紋 8a、8b及剝離8c相連，產生破裂8d。結果是硅基片2破裂而不能工作，所以，即使上述開裂率低，半導體裝置1的耐裂性也變低。另外，當在釬料接合部內存在孔隙時，則產生以該部分作為基點的裂紋。另外，到達孔隙的裂紋進展很快。因此，當在釬料接合部內存在孔隙時，釬料層3的耐裂性及半導體裝置1的耐裂性降低。因此，半導體裝置1的耐裂性，可用熱循環產生的硅基片2的破裂及產生破裂的循環數、通過斷面觀察的開裂率及半導體裝置1制造后的釬料材料的孔隙率(釬料潤濕性)表不。還有，所謂產生破裂的循環數，意指基片破裂可以確認時的熱循環的循環數。而所謂孔隙率，如后面詳細說明的，意指孔隙面積對釬料材料的斷面積之比。當釬料的潤濕性良好時，氣泡的卷入變少，孔隙的發生被抑制，故孔隙率成為釬料潤濕性的指標。下面，基于上述耐裂性的指標，對本實施方案的釬料合金的化學成分限定理由進行說明。第IJ^Sb的含量(5質量％以上15質量％以下)加以說明。當在Sn中添加Sb時，在添加5質量％以上的情況下，拉伸強度顯著提高，伴隨著 Sb添加量增大而連續提高。另一方面，延伸率伴隨著Sb添加量增大而降低，在添加20質量％時顯著降低。當釬料材料的拉伸強度高而延伸率低時，由于在釬料層3中應力得不到緩和，故硅基片2發生破裂。因此，為了半導體裝置1的耐裂性，希望釬料層3的拉伸強度與延伸率均高。因此，半導體裝置1的耐裂性在Sb含量為5質量％以上15質量％以下是優良的。另外，伴隨著Sb添加量的增大，液相線溫度上升，但固相線溫度幾乎不上升。在固液共存區域(固相線溫度以上液相線溫度以下的區域)，由于容易產生孔隙，故希望加熱到液相線溫度以上。Sb含量在15質量％時的液相線溫度為300°C。由于一般的加熱器的上限為300°C，只要Sb添加量在15質量％以下，就可以不采用特殊的加熱裝置進行加熱，從這一點來說對成本是有利的。另外，因在固相線溫度以上金屬化層6的擴散速度顯著加大，故希望固液共存區域(固相線溫度以上液相線溫度以下的區域)狹窄。Sb含量為15質量％時的固液共存區域的溫度差為58°C，比20質量％時的83°C狹窄。因此，通過添加5質量％以上15質量％以下的Sb，可以得到良好的耐裂性。另夕卜， 機械強度的平衡也良好。另外對成本也有利。第2，對Cu的含量(3質量％以上8質量％以下)及Ni含量(0.01質量％以上 0. 15質量％以下)加以說明。首先，對Cu的含量(3質量％以上8質量％以下)加以說明。伴隨著Cu的添加量增大，延展性降低，孔隙率增大，殘M厚度增大。延展性降低是由于通過Cu的添加，在占大部分的Sn的晶粒邊界析出Cu6Sn5等金屬間化合物，伴隨著Cu的添加量增大，其析出量也增大，Sn的晶粒邊界變得難以發生滑動所致。另外，孔隙率增大是由于伴隨著Cu的添加量增大，液相線溫度上升，析出的固相增多，因而粘度上升，焊劑的氣體變得難以泄出所致。另外，殘Ni厚度增大的原因是由于添加的Cu移動至熔融釬料中的接合界面，金屬化層的Ni 與作為主成分的Sn生成3元合金，其與Ni和Sn的2元合金相比，成長速度小所致。金屬化層6的殘Ni厚度的平均值，當Cu的添加量達到3質量％以上時顯著增加。 由此，抑制金屬化層6的Ni擴散的效果得到發揮。但是，當Cu的添加量達到10質量％以上時，孔隙顯著增加。從這些結果可知，通過向Sn-IOSb-Un基的合金中添加3質量％以上 8質量％以下的Cu，可得到可靠性高的接合。還有，Cu的添加量，最希望M的擴散抑制效果、孔隙率、延展性的平衡均優良的5
質量％左右。另外，在熱循環處理中，如Ni添加量為0.01質量％以上0. 15質量％以下、Cu的添加量在3質量％以上8質量％以下，則基片不發生破裂，開裂率在50%以下。下面，對Ni的含量(0.01質量％以上0. 15質量％以下)加以說明。Ni添加量愈大，殘M厚度平均值愈大。即，金屬化層的擴散速度緩慢，高溫下的接合強度得到長期保持。即，耐熱性優良。該效果在0.01質量％以上顯著。另一方面，Ni的添加量在0.2質量％以上孔隙顯著增加。當孔隙多時，從半導體器件的散熱方面考慮是不利的，因此現狀是以約0. 15質量％以下作為標準。因此，通過把Ni添加量控制在0. 15質量％以下，可得到可靠性高的接合。還有，關于Ni添加量的下限，即使小于0. 01質量％也可以得到效果，但希望在效果顯著呈現的0. 01質量％以上。另外，關于Ni的添加量，最希望的是在焊接溫度 270°C下在接近Sn中的固溶界限的0. 1質量％左右。第3，對h的含量(0.5質量％以上5質量％以下)加以說明。由于為了提高耐裂性所添加的Sb而變得過硬的釬料材料中不產生應力松弛，結果半導體元件中產生基片破裂。通過添加In，由h相分散而產生延展性強化，形成難以破裂的、應力松弛的金屬組織。另一方面，當添加化時，釬料材料的潤濕性提高。這是由于熔點降低，反應性提高所致。但是，由于^是活性元素，當過量添加時，使釬料材料氧化，潤濕性降低。另外，如是焊膏，則貯存壽命變短。即，長期保存性降低。另外，還擔心熔點降低、 耐熱性降低、高溫軟化引起的耐裂性降低。因此，要求適度的^含量。通過添加0.5質量％以上的^1，可大幅降低孔隙率。另外，添加8質量％以上的 In，孔隙率稍有上升。因此，In含量希望在0.5質量％以上5質量％以下。當考慮成本時， 更希望在0. 5質量％以上1質量％以下。還有，在本實施方案中，可用Ti (鈦)作為歐姆層，但Ti以外的金屬，可以采用例如Ni (鎳)、Al (鋁)、Mo (鉬)、或含有Ti的這些元素的硅化物等化合物、或將這些組合的多層結構等。另外，也可以除去歐姆層。下面，對釬料合金加以說明，該釬料合金的特征在于，含有合計0. 01質量％以上1 質量％以下的選自P(磷)、Ge(鍺)、fei(鎵)、Bi(鉍)的1種以上。半導體裝置1的孔隙率在全部釬料合金中具有2 0Z0 10%的改善效果。所述半導體裝置1具備通過在上述實施方案中的釬料層3中，添加合計0. 01質量％以上1質量％以下的選自P、Ge、Ga、Bi的1種以上的釬料合金而與作為半導體元件的硅基片2連接的作為金屬電極的電路基板4。還有，合計含0.005質量％的選自P、Ge、Ga、Bi的1種以上的釬料合金，無顯著的改善效果。另外，合計含1. 5質量％及3質量％的選自P、Ge、Ga、Bi的1種以上的釬料合金，孔隙率反而上升。從這些結果可知，通過以合計0.01質量％以上1質量％以下的范圍添加選自P、 Ge.Ga.Bi的1種以上，可以抑制釬料合金的氧化，在使粘度降低的同時，也有使孔隙率降低的效果。下面，對用Cu/因瓦(Inver)/Cu、Cu/Mo/Cu作為電路基板的情況加以說明。在與上述實施方案同樣的條件下，當用Cu/因瓦(Inver)/Cu、Cu/Mo/Cu作為電路基板時，Cu/因瓦(Inver)/Cu的開裂率為約1/2，而Cu/Mo/Cu為約1/3。另外，對電路基板4的表面未實施Ni鍍敷的情況加以說明。在與上述實施方案同樣的條件下，開裂率與金屬化層的擴散均改善20%左右。如上所述，可以與電極材料和表面處理無關地獲得效果。實施例下面對本發明的實施例加以詳細說明。實施例1稱取純度99. 5%的Sn與純度99. 9%的釙合計^ig以成為Sn-χ釙(質量％ :x =3、5、10、15、20、25、30、35、40)。然后，用高頻熔化爐加熱Sn，使最高溫度達到7000C0然后加入Sb進行攪拌，確認熔化后，將釬料合金迅速用直徑40X長度250mm的鑄模進行鑄造。 以凝固后中央部作為基準，將釬料合金機械加工成直徑25mmX長度180mm的圓棒，再機械加工成直徑25mmX長度40mm、平行部直徑8mmX長度90mm，作為拉伸試驗的夾持部。對該釬料合金以拉伸速度0. 5mm/分鐘的速度進行拉伸試驗。圖5示出該拉伸試驗中的拉伸強度與延伸率的測定結果。圖5為顯示實施例1中Sb含量與拉伸強度及延伸率的關系的圖。還有，在上述拉伸試驗片加工時，從2個夾持部附近用鉆頭采取切削粉末，用發光分析進行定量分析。其結果，確認以有效數字1位數含有如目標值的Sb。另外，通過外觀檢驗，可以確認無釬料孔隙、表面缺陷及變色。由此可見，向Sn中添加Sb時，拉伸強度在添加5質量以上時顯著提高，伴隨著Sb 的添加量增大顯示連續提高的傾向，但對于延伸率，則伴隨著Sb的添加量增大而降低，在 20質量％時顯著降低。另外，表1示出對延伸率顯著降低的釙為20質量％以下時(χ = 0、5、10、15、20) 的上述鑄造樣品，從大致的中央部取出幾十毫克左右，用差示掃描熱量分析裝置(DSC)測定的固相線溫度及液相線溫度。在這里，以5°C /分鐘的升溫速度加熱時得到的吸熱曲線上最初出現的峰的最低溫度定義為固相線溫度。另外，以5°C /分鐘冷卻時得到的放熱曲線上最初出現的峰的最高溫度定義為液相線溫度。[表 1]
Sb (質量％ )05101520固相線溫度232 "C240 "C242 "C242 "C242 "C液相線溫度232 "C242 "C26 5 "C300 "C32 5 "C 實施例2稱取各種材料以成為Sn-10Sb-Un-xCu-yNi (質量％ :χ = 0、0· 5、1. 5、3、5、8、10， y = 0、0· 01、0· 05,0. 1、0· 15,0. 20)。然后，把各種材料在氮氣氣氛中進行高頻熔化，確認達到700°C且無熔化殘留物。然后，用寬20mmX高IOmmX長度150mm的鑄模鑄造鑄塊。對該鑄塊的兩端與中央部，用鉆頭采取切削粉末。對切削粉末的Sb、Cu、Ni，用等離子體熔融發光分析進行定量分析。其結果，確認以有效數字1位數得到如目標值的鑄塊。 然后，把該鑄塊用軋機加工成厚度0. 1mm。然后，將其表面用10%鹽酸洗滌后加以充分水洗。然后，把該鑄塊用切割機切成8mm見方的小片狀。此時，把軋制中產生部分破裂的用Δ 表示，未破裂的用〇表示，當為Sn-10Sb-Un(X = y = 0)時，用◎(良好)表示，以內眼觀察進行相對評價，作為延展性加以評價。采用此法，用上述制造方法各制造了 10個半導體裝置1。對這樣制造的半導體裝置1，采用透射X射線裝置從硅基片表面入射X射線，將對得到的圖像用圖像處理裝置加以雙值化而得到的面積和的平均值作為平均孔隙率。另外，用電子顯微鏡以2萬倍對硅基片對角線斷面研磨后的樣品中央部進行觀察，從照片上用5點平均算出殘M厚度。表2示出對所制造的半導體裝置1各10個進行平均的殘M厚度的平均值和平均孔隙率的計算結果。圖6及圖7為這些計算結果的圖。圖6為顯示實施例2中Cu量與殘M厚度平均值的關系的圖。圖7為顯示實施例2中Cu量與孔隙率平均值的關系的圖。[表 2]
權利要求
1.一種釬料合金C3)，其含有5質量％以上15質量％以下的Sb、3質量％以上8質量％以下的Cu、0. 01質量％以上0. 15質量％以下的Ni、0. 5質量％以上5質量％以下的 In、其余部分包括Sn及不可避免的雜質。
2.權利要求1所述的釬料合金C3)，其合計含有0.01質量％以上1質量％以下的選自 P、Ge、Ga以及Bi的1種以上。
3.一種半導體裝置(1)，其含有半導體元件O)以及通過權利要求1所述的釬料合金 (3)與上述半導體元件O)接合的金屬電極G)。
4.權利要求3所述的半導體裝置(1)，其在上述半導體元件( 與上述釬料合金(3) 之間以及上述金屬電極(4)與上述釬料合金C3)之間的至少任一者還具備合金層(7)，所述合金層(7)具有包含Cu-Ni-Sn的化合物相(7a)、包含Cu-Sn的化合物相(7b)和包含Sb 的含有相(7c)。
全文摘要
本發明的釬料合金(3)含有5質量％以上15質量％以下的Sb、3質量％以上8質量％以下的Cu、0.01質量％以上0.15質量％以下的Ni、0.5質量％以上5質量％以下的In，其余部分包括Sn及不可避免的雜質。由此，可得到抑制半導體元件(2)的破裂，而且提高釬料材料的耐裂性的可靠性高的釬料合金(3)及半導體裝置(1)。
文檔編號C22C13/02GK102196881SQ200980141900
公開日2011年9月21日 申請日期2009年4月13日 優先權日2008年10月24日
發明者前田晃, 大津健嗣, 山田朗 申請人:三菱電機株式會社