WO2005098942A1 - Ａi／ａiｎ接合体、パワーモジュール用基板及びパワーモジュール並びにａi／ａiｎ接合体の製造方法 - Google Patents

Ａi／ａiｎ接合体、パワーモジュール用基板及びパワーモジュール並びにａi／ａiｎ接合体の製造方法 Download PDF

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WO2005098942A1
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Toshiyuki Nagase
Yoshiyuki Nagatomo
Kazuaki Kubo
Takeshi Negishi
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Mitsubishi Materials Corporation
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Definitions

  • A1ZA1N bonded body power module substrate and power module, and method for manufacturing A1ZA1N bonded body
  • the present invention relates to an A1ZA1N joined body, a power module substrate, a power module, and a method for producing an A1ZA1N joined body used in a semiconductor device that controls a large current and a large voltage, such as an electric vehicle and an electric vehicle.
  • Patent Document 2 JP 2002-171037 A
  • a power module 40 as shown in Fig. 9 is known as an example.
  • this power module 40 two power module boards 41 are joined on a radiator 31 by brazing material 33, solder, or the like, and the radiator 31 is screwed on a water-cooled heat sink 37 using a male screw 36. Fixed.
  • the first module substrate 41 is formed by laminating a circuit layer 43 that also has an A1 force on one surface of an insulating substrate (hereinafter, referred to as an A1N substrate) 42 that also has an A1N force, and a metal layer that also has an A1 force on the other surface.
  • An A1NZA1 joined body 45 in which 44 are stacked and a semiconductor chip 35 mounted on the circuit layer 43 via solder 34 are provided.
  • an A1NZA1 joined body using 4N—A1 (aluminum having a purity of 99% or more) may be used. Disclosure of the invention
  • the first problem is that when a metal plate is bonded to a ceramic substrate, simply reducing the surface roughness of the ceramic substrate does not provide a sufficiently high bonding strength and cannot improve reliability. was there.
  • A1 A1
  • a boron nitride (BN) sheet for mold release is laminated and sintered above and below the A1N green sheet.
  • BN adheres to the surface layer of the A1N substrate. Therefore, it is difficult to join the metal layer of A1 to the A1N substrate as it is.Before joining the circuit layer or metal layer of A1, it is necessary to remove the surface force BN of the A1N substrate by homing or the like. Is being done.
  • a first object of the present invention is to provide a power module substrate and a power module capable of obtaining a high bonding strength between a metal plate and a ceramic substrate, in view of the above-mentioned problem. .
  • a first object of the present invention is to provide a power module substrate and a power module capable of obtaining a high bonding strength between a metal plate and a ceramic substrate, in view of the above-mentioned problem. .
  • Al is bonded to an A1N substrate, not only the initial bonding strength, but also peeling occurs between the insulating substrate and the radiator even if thermal expansion and contraction are repeated due to the action of a temperature cycle.
  • A1NZA1 joint manufacturing method that ensures a sufficient heat-resistant cycle to prevent warping and cracking of the insulating substrate and radiator and provides a sufficient life, and high reliability manufactured using the A1NZA1 joint
  • a second object is to provide a body, a power module substrate and a power module using the same.
  • the power module substrate of the present invention is a power module substrate in which a metal plate and a ceramic substrate are bonded, and the ceramic substrate has a residual amount of a release agent at a bonding interface with the metal plate. Is less than 5 in the B amount (boron amount) by X-ray fluorescence analysis, and the region where the crystal grain distortion occurs at the bonding interface is 40% or less of the whole.
  • the B amount by X-ray fluorescence analysis means the peak height of B-— ⁇ and A1-— ⁇ obtained by X-ray fluorescence analysis, and the peak height of BK a is ZA1—the peak height of Ka X 100000. Defined as the calculated value.
  • the strain generation region is a dark region in a crystal grain observed at a bright-field image of a ceramic crystal grain at the interface by a TEM (transmission electron microscope), that is, a region where dislocations are present.
  • the ceramic substrate has a residual amount of the release agent at the bonding interface with the metal plate of less than 5 in terms of the B amount, and the entire region where the crystal grains are strained at the bonding interface. Therefore, high bonding strength can be obtained even in the initial state and after the temperature cycle test.
  • the reason why the residual amount of the release agent at the bonding interface with the metal plate was set to less than 5 in terms of the B amount by X-ray fluorescence analysis is included when sintering the ceramic substrate! For example, it is to prevent a large amount of BN (boron nitride) from remaining and deteriorating the bondability.
  • the power module substrate of the present invention is a single module substrate in which a metal plate and a ceramic substrate are joined together, and the ceramic substrate is provided with a release agent at a joint interface with the metal plate. Residual amount is less than 5 in the amount of B by X-ray fluorescence analysis and It is characterized in that the amount of strain of crystal grains at the joint interface is 0.03% or less.
  • the ceramic substrate is such that the amount of the release agent remaining at the bonding interface with the metal plate is less than 5 as the B amount by X-ray fluorescence analysis, and the crystal grains at the bonding interface. Since the amount of strain (crystal size by X-ray diffraction and the amount of strain measured by lattice non-uniform strain) is 0.03% or less, as described later, even after the initial state and the temperature cycle test, The joining strength can be obtained.
  • the metal plate may be an aluminum plate
  • the ceramic substrate may be an aluminum nitride plate or a key nitride plate.
  • the power module of the present invention is a power module in which a semiconductor chip is mounted on a metal plate of the power module substrate.
  • the A1ZA1N joined body of the present invention is an A1ZA1N joined body obtained by joining A1 and A1N via a brazing material, wherein the brazing material is infiltrated into a porous layer on the surface of the A1N, At least a part of the infiltrated brazing material has a three-dimensional network structure in the range of about 0.5 to 3 layers of the A1N crystal structure.
  • the brazing material infiltrated into the porous layer on the A1N surface that is, the pores between the A1N crystal particles, has a three-dimensional network structure.
  • the porous body on the A1N surface and the brazing material forming the three-dimensional network structure are firmly bonded to each other, so that A1 and the brazing material are securely joined to A1N.
  • the brazing material wraps around to the back of the A1N crystal and bites tightly.
  • the brazing material used for bonding can be reduced and delamination due to temperature cycling can be suppressed. Therefore, high bonding strength can be ensured not only in the initial bonding but also after the heat cycle.
  • the thickness of the three-dimensional network structure of the infiltrated brazing material may be increased from the surface of the A1N toward the inside of the A1N. That is, the three-dimensional network structure may be narrowed on the surface side of A1N.
  • a power module substrate according to another aspect of the present invention is a power module substrate including an insulating substrate and a radiator provided on one surface side of the insulating substrate.
  • the A1ZA1N conjugate is used.
  • a chip is mounted on the other surface side of the insulating substrate of the power module substrate.
  • An air-cooled or liquid-cooled heat sink may be provided on the one surface side of the insulating substrate.
  • These power module substrates or power modules use an A1ZA1N joined body in which A1 and A1N are securely joined via a brazing material. High reliability. When a heat sink is provided, the cooling efficiency is further improved.
  • the A1N green compact is sintered to form a porous layer on the surface thereof, and a brazing material is interposed between the porous layer of the obtained A1N sintered body. It is characterized by joining the two by joining the A1 materials.
  • a porous layer is formed on the surface of the A1N sintered body joined to the A1 material via the brazing material. It penetrates into the pores of the porous layer of the A1N sintered body and solidifies in the pores. Therefore, the brazing material is entrapped inside the A1N sintered body, and the two are securely joined.
  • the A1 material may be brazed after removing the fragile porous layer near the outermost layer surface of the A1N sintered body. In this case, the brazing material penetrates into the pores of the porous layer of the A1N sintered body.
  • the fragile porous layer on the outermost layer surface of the A1N sintered body is processed and removed, and the surface layer of the A1N sintered body is not easily separated even when a force is applied to the joint surface. Therefore, peeling at the joining surface of the A1ZA1N joined body can be prevented.
  • a method of manufacturing an A1ZA1N joined body according to another aspect of the present invention is characterized in that heating and pressurizing are performed in a state where a brazing material is disposed between the porous layer of the A1N sintered body and the A1 material.
  • the A1ZA1N joined body is formed on the surface of the A1N sintered body by vacuum heating.
  • the air in the pores of the porous layer thus removed is removed, so that the brazing material can easily enter the pores. Further, the bonding surface between the brazing material and the A1N sintered body is not easily oxidized. Further, by applying pressure, the brazing material can be pushed into the pores of the porous layer of the A1N sintered body against the surface tension of the brazing material.
  • the bonding surface is placed in a vacuum state and then heated to generate a liquid phase in the brazing material, and further pressurized to impregnate the porous layer of the A1N sintered body with the liquid phase brazing material.
  • a liquid phase is generated in the brazing material after the joining surface of the A1N sintered body is placed in a vacuum state, so that the porous layer formed on the surface of the A1N sintered body is formed. After the air in the pores is completely removed, the infiltration of the molten brazing material starts. Therefore, the brazing material permeates every corner in the pores of the porous layer. Further, by being pressed, the brazing material is pushed into small gaps in the pores against the surface tension of the brazing material.
  • the A1N sintered body and the A1 material may be joined via the porous layer of the A1N sintered body by cooling and solidifying the melt of the brazing material placed between the A1ZA1Ns.
  • the melt of the brazing material is cooled and solidified, whereby the A1N sintered body is sintered. It firmly adheres to the inside of the body's porous layer.
  • the metal plate and the ceramic substrate constituting the power module substrate are joined with high strength, and have excellent reliability even in an environmental test such as a temperature cycle test. Therefore, high bonding strength can be obtained even in the initial state and after the temperature cycle test, and a power module having high reliability can be obtained even in an environment where temperature changes are severe.
  • the A1ZA1N bonded body of the present invention not only the initial bonding strength but also peeling may occur between the insulating substrate and the radiator even if thermal expansion and contraction are repeated due to the action of the temperature cycle.
  • a sufficient life cycle can be obtained by securing a heat-resistant cycle sufficient to prevent warping or cracking of the insulating substrate or the radiator. Therefore, a highly reliable A1NZA1 joined body, and a ceramic circuit board and a power module using the same can be obtained.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view illustrating a power module according to a first embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a graph showing distortion with respect to Houng conditions under the first embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a graph for explaining the relationship between the amount of residual BN and the amount of surface damage with respect to the degree of Hoening in the first embodiment of the present invention.
  • FIG. 4 is a conceptual diagram showing an A1NZA1 conjugate according to a second embodiment of the present invention.
  • FIG. 5 is a conceptual diagram showing a joint surface between an A1N insulator and A1 in a second embodiment of the present invention.
  • FIG. 6 is a conceptual diagram showing an A1N insulator after green sintering according to a second embodiment of the present invention.
  • FIG. 7 is a conceptual diagram showing an A1N insulator according to a second embodiment of the present invention.
  • FIG. 8 is a conceptual diagram showing a power module substrate and a power module using an A1NZA1 assembly according to a third embodiment of the present invention.
  • FIG. 9 is a conceptual diagram showing a power module substrate and a power module using a conventional A1NZA1 joined body.
  • FIGS. 1 and 2 a first embodiment of a power module substrate and a power module according to the present invention will be described with reference to FIGS. 1 and 2.
  • the power module substrate and the power module using the power module according to the present embodiment mount a Si chip (semiconductor chip) 5 having a power element for power supply.
  • Si chip semiconductor chip
  • the structure of the power module substrate and the power module will be described together with the manufacturing process.
  • A1N ceramic substrate 1 for example, 50mm X 30mm, thickness 0.635mm
  • Al for example, purity 99.9% or more
  • metal circuit board 2 for example, purity 99.9% or more
  • A1 for example, purity 99.9% or more
  • metal for example, purity 99.9% or more
  • brazing material for example, A1-Si foil, 50 mm X 30 mm, thickness 0.1 mm or less.
  • the strain generation region is a region in which a dark portion in a crystal grain, that is, a crystal having a dislocation portion of 40% or more is observed by TEM (transmission electron microscope) observation (bright field image) of the ceramic crystal grain at the interface.
  • the amount of the release agent remaining at the bonding interface between the ceramic substrate 1 and the metal circuit board 2 is reduced to less than 5 by the amount of B by X-ray fluorescence analysis, and as shown in FIG.
  • the crystallite size due to folding and the amount of strain determined by measuring the lattice non-uniform strain may be 0.03% or less.
  • the metal circuit board 2 is bonded to the upper surface of the ceramic substrate 1 via a brazing material, and the A1 metal plate 3 is similarly bonded to the lower surface of the ceramic substrate 1 via the same brazing material.
  • the brazing material is laminated between the ceramic substrate 1 and the metal circuit board 2 and the metal plate 3, and bonded by applying a load and heating at 600 ° C. or higher in a vacuum or a reducing atmosphere.
  • a resist is printed on the metal circuit board 2 of the A1ZA1NZA1 joined body thus obtained, a predetermined circuit pattern is formed by etching, and a power module substrate is manufactured.
  • a Si chip 5 is adhered to the upper surface of the metal circuit board 2 of the power module substrate with a solder 8, and the power module substrate is soldered onto the heat sink 4 via the metal plate 3. Glue with 8.
  • the power module of the present embodiment is manufactured.
  • the residual amount of the release agent at the bonding interface between the ceramic substrate 1 and the metal circuit board 2 is less than 5 as the B amount by X-ray fluorescence analysis, and
  • the region where the crystal grain strain occurs at the bonding interface is 40% or less of the whole or the crystal grain strain is 0.03% or less, the bonding strength after the temperature cycle test is higher than the test result of the example described later. Strength can be obtained.
  • the residual amount of the release agent at the bonding interface between the ceramic substrate 1 and the metal circuit board 2 is less than 5 in terms of the B amount by X-ray fluorescence analysis, the release amount included in sintering the ceramic substrate 1 It is possible to prevent a large amount of BN of the mold agent from remaining at the interface and deteriorating the bondability.
  • Fig. 3 there is a trade-off between the residual amount of the release agent and the amount of damage on the surface (joining interface) of the ceramic substrate 1 depending on the degree of honing, and the residual amount and the amount of damage are small. This is because high bonding strength can be obtained in the ⁇ state.
  • FIG. 4 is a cross-sectional view showing an A1NZA1 joined body (insulating substrate) 10 according to a second embodiment of the present invention.
  • A1 plates (conductive layers) 12 and 13 are joined via a brazing material layer 14.
  • the A1N substrate 11 of the A1NZA1 joined body 10 is formed in a desired size, and is, for example, about 0.3 to 1.5 mm.
  • the shape of the A1NZA1 joined body 10 is generally rectangular, but may be other shapes. These configurations can also be applied to the first embodiment described above.
  • the A1 plates 12 and 13 contain 99.99% by mass or more of A1. A1 content of 99.99 mass% or less By setting the upper side, the stress relaxation effect of the A1 plates 12 and 13 is improved, and the warpage of the A1 NZA1 joined body 10 and the cracking of the A1N substrate 11 when exposed to a temperature change are suppressed.
  • the thickness of the A1 plates 12 and 13 is not limited, but is, for example, 0.25 to 0.6 mm.
  • the A1N substrate 11 has a thickness of, for example, 0.635 mm
  • the A1 plates 12, 13 have a thickness of, for example, 0.4 mm.
  • the A1 plates 12 and 13 may be bonded to the entire surface of the A1N substrate 11, or may be formed only in a portion excluding the peripheral portion of the A1N substrate 11, as shown in FIG. These configurations can be applied to the first embodiment described above.
  • the thickness of the brazing material 14 is not limited, but is, for example, 0.005 to 0.05 mm. A more specific example is about 0.03 mm.
  • the material of the brazing material 14 is not limited, but is preferably an Al—Si system, an Al—Ge system, an Al—Mn system, an Al—Cu system, an Al—Mg system, an Al—Si—Mg system, or an A1 Cu—Mn system. , And one or more selected from aluminum alloy brazing materials such as Al-Cu-Mg-Mn.
  • the A1 content of each brazing material is 70 to 98% by mass. Among these, an Al—Si brazing material is particularly preferable.
  • Al-Si brazing material is an alloy containing 95 to 75% by mass of Al and 3 to 20% by mass of Si, and has a melting point (eutectic point) of 577 ° C. These configurations can be applied to the first embodiment described above.
  • the A1ZA1N joined body 10 has a porous layer 21 on its surface, and at least a part of a space (pore) forming the porous body has a three-dimensional network structure.
  • the void force forming the three-dimensional network structure becomes wider as the force moves from the surface of the A1N material to the inside of the A1N material.
  • the region having the three-dimensional network structure is approximately 0.5 layer or more and three layers or less of the A1N crystal, and the pores (voids) forming the three-dimensional network structure are impregnated with the brazing material 14 and solidified.
  • one layer indicates a thickness corresponding to the particle size of A1N crystal grains, and the particle size of A1N crystal grains is about 1 ⁇ m or more and about 15 ⁇ m or less.
  • the thicknesses of the A1 plates 12 and 13 joined to the front and back of the insulated EA1N substrate 11 be equal.
  • the A1 plates 12 and 13 are preferably bonded to both sides of the EA1N substrate 11. If the thickness is different, or if the A1 plate is bonded to only one side, the EA1N substrate 11 is likely to be warped. However, it may be applied to only one side if necessary
  • the porous layer 21 is formed. Since some of the holes have a three-dimensional network structure, the crystal grains of the A1N substrate 11 and the brazing material 14 filled in the pores of the three-dimensional network structure engage with each other, and the A1 plates 12, 13 and the A1N substrate 11 is securely joined.
  • brazing filler metal 14 is dispersed and bonded in the three-dimensional network structure, the stress of the A1N surface, the A1 plate and the A1N substrate that constitute the A1ZA1N bonded body, and the stress of the A1N surface crystal grains even if the A1N substrate repeatedly expands and contracts
  • the joints are dispersed at the anchor portion, and stable joining can be ensured not only at the initial joining of the joined body but also after the thermal sitar.
  • the brazing material wraps around to the back of the A1N crystal and bites.
  • pores up to the range corresponding to approximately three layers of crystal grains as a three-dimensional network structure and not using a fragile layer deep in the A1N substrate, it is possible to reduce the amount of brazing material used and suppress peeling due to temperature cycles. Is done.
  • the brazing material is securely joined to the A1N by the anchor effect. As a result, peeling due to a temperature cycle can be suppressed.
  • the A1N substrate 11 has a porous layer 21 in which at least a part of its surface forms a three-dimensional network structure (not shown), and a fragile porous layer 23 formed on the surface of the porous layer 21.
  • the surface layer of the material 22 of the A1N substrate after sintering is hollowed to remove BN (not shown) attached to the surface layer of the A1N substrate 11 and to form the BN on the outermost surface of the A1N substrate 11
  • the fragile porous layer 23 thus removed is removed. If necessary, the fragile porous layer 23 may be ground before hoeing.
  • Houng uses a pressure of 500 hPa (0.
  • the maximum roughness Ry (jl S B0601—1994) is obtained under the conditions of not less than 49 KgZcm 2 ) and not more than 2500 hPa (2.47 KgZcm 2 ), so that the force becomes 50 to 3.30 m.
  • the honing pressure to 2500 hPa or less, as shown in FIG. 7, it is suppressed that the surface irregularities of the crystal structure of the porous layer 21 of the surface layer of the A1N substrate 11 are crushed and become flat.
  • the Houning pressure to 500 hPa or more, the BN after the porous layer of the A1N surface layer is green-sintered can be sufficiently removed, and the A1N substrate 11 has an opening through which the brazing material enters the surface layer. Sufficiently formed between the particles, the penetration of the brazing material is facilitated, and the surface irregularities of the crystal structure of the porous layer 21 are maintained.
  • a sheet-shaped brazing material 14, an A1N substrate 11, a sheet-shaped brazing material 14, and an A1 plate 12 are sequentially stacked on the A1 plate 13. These are heated in a vacuum to a temperature of 600 ° C. or more and a melting point of the A1 plates 12 and 13 to melt the brazing material 14 to a liquid phase.
  • a pressure of 50 to 3001 ⁇ 1 ⁇ 2 (approximately 0.5 to 3 kg / cm 2) is applied to the joint surface between the A1 plates 12 and 13 and the substrate 11, and the holes in the three-dimensional network structure (vacuum state
  • the brazing material 14 in the liquid phase is infiltrated into the pores that have been made into a liquid phase, and then the melt is cooled to about 500 ° C at a cooling rate of 0.5 to 1.0 ° CZ.
  • the A1N substrate 11 and the A1 plates 12 and 13 are joined via the A1N porous layer 21.
  • the pressure at the time of bonding is appropriately 50 kPa or more in order to prevent uneven bonding, and is preferably 300 kPa or less from the viewpoint of preventing cracking of the A1N substrate 11 during bonding.
  • a liquid phase is surely generated in the brazing material. 600 ° C or more Force
  • the substrate After brazing, the substrate is cooled to room temperature, and then the A1 plates 12 and 13 on one side are etched in a predetermined pattern to form a circuit, thereby obtaining a power module substrate.
  • the brazing material 14 since the porous layer 21 is previously formed on the surface of the A1N substrate 11 to be joined to the A1 plates 12 and 13, When the A1 plates 12 and 13 are joined, the brazing material 14 becomes a liquid phase and penetrates into the pores of the porous layer 21 of the A1N substrate 11 and solidifies, so that the brazing material 14 reliably eats into the A1N substrate 11. It is securely joined.
  • the brazing material bites into the A1N joint surface very strongly, so that even if force is applied to the joint surface, the A1N surface Since the surface layer is difficult to peel off, the peeling of the bonding surface of the A1ZA1N bonded body is suppressed.
  • the brazing material 14 is placed on the surface of the A1N substrate 11 that contacts the A1 plates 12 and 13, the pressure and vacuum heating are performed, so that the air in the pores of the porous layer 21 formed on the surface of the A1N substrate 11 Is removed, and penetration of the brazing material 14 into the pores is facilitated. Further, the bonding surface between the brazing material 14 and the A1N substrate 11 is not oxidized. Further, by applying pressure, the molten brazing material 14 is pushed into the pores against its surface tension.
  • the brazing material is pushed into small gaps in the pores against the surface tension of the brazing material 14.
  • the melt of the brazing material 14 is cooled and solidified, so that the brazing material 14 becomes The inside of the porous layer 21 of the substrate 11 is firmly fixed.
  • FIG. 8 is a diagram showing the power module 30.
  • the power module 30 includes one or more rectangular power module substrates 32 fixed to one main surface of a heat radiator 31 with a brazing material 33 and a power module.
  • a semiconductor chip 35 is mounted on an upper surface of a substrate 32 by solder 34.
  • the heat radiator 31 is a plate material that also has an A1-based alloy plate force, and its thickness is not limited.
  • the substrate 32 for the first module may be the same as that of the second embodiment.
  • an A1N substrate 11 having a thickness of 0.3 to 1.5 mm, and first and second A1 plates 12 and 13 joined to both surfaces of the A1N substrate 11 are provided.
  • the first and second A1 plates 12, 13 are, for example, 0.25-0.6 mm thick. Is done.
  • the power module substrate 32 has, for example, a rectangular shape with a side of 30 mm or less.
  • the power module substrate 32 is brazed to the radiator 31 with a brazing material.
  • a brazing material it is preferable to use one or two or more of Al-Si-based, Al-Cu-based, Al-Mg-based, Al-Mn-based and Al-Ge-based brazing materials.
  • a sheet of an opening material and the power module substrate 32 are stacked in this order on the radiator 31, a load of 50 to 300 kPa is applied to them, and a vacuum is applied.
  • the melting point of the brazing material 33 is preferably 500 to 630 ° C., which is lower than the melting point of the brazing material 14, for example, about 575 ° C. (however, the melting point is a point beyond the liquidus).
  • the brazing material 14 joining the A1N substrate 11 and the A1 plates 12 and 13 is not completely melted, and the radiator 31 and the first A1 plate 13 can be joined.
  • male screws 36 are inserted into mounting holes formed in the corners of the heat radiator 31, and these male screws 36 are attached to female screws formed in the water-cooled heat sink 37.
  • the heat sink 31 is tightly joined to a water-cooled heat sink 37 which also has the other surface force, for example, A1 alloy force.
  • the power module 30 configured as described above has the same effects as the above-described second embodiment.
  • the difference in the amount of shrinkage at the edge of the first module substrate 32 generated during a thermal cycle can be suppressed to a relatively small amount, and the thermal cycle life of the power module 30 can be extended. Can be. As a result, the reliability as a power module can be improved.
  • the power module substrate according to the present invention will be specifically described with reference to examples.
  • samples of A1N ceramic substrate l 50 mm ⁇ 30 mm, thickness of 0.635 mm
  • A1 metal circuit board 2 100 mm x 5 mm width, thickness 0.4 mm
  • A1 metal plate 3 50 mm X 30mm width, thickness 0.4mm
  • A1-Si foil 5 Omm X 5 mm width, thickness 0.1 mm
  • the joining was performed by applying a load and heating in a vacuum or a reducing atmosphere at 600 ° C or more.
  • a portion other than the joint portion of the metal circuit board 2 of A1 was bent at 90 degrees to obtain a sample for the joint strength measurement (peeling method).
  • the power module substrate manufactured from the above sample was evaluated by an ultrasonic inspection method in terms of the initial state and the bondability after a temperature cycle.
  • the joint strength measurement sample also at the initial stage and after a temperature cycle (temperature cycle conditions: using equipment manufactured by Tabai Espec Corp., after 3,000 cycles at 40 ° C X 15 min to 125 ° C X 15 min (air tank))
  • the bonding strength was measured.
  • the bondability in the initial state and after temperature cycling is good enough if there is no peeling ( ⁇ ), the peeling is less than lmm at the end of the A1 joint ( ⁇ ), and the peeling is more than lmm. Was evaluated as insufficient (X).
  • the amount of B was determined by X-ray fluorescence spectroscopy.
  • the peak heights of BK and A1-K were determined, and the peak height of ⁇ - ⁇ / the peak height of Al-Ka ⁇ 100000.
  • the peak height of each element in X-ray fluorescence spectroscopy was measured under the following conditions.
  • Measurement 20 range: 64 to 128 °
  • the ceramic substrate has a residual amount of the release agent at the bonding interface with the metal plate of less than 5 in B amount by X-ray fluorescence analysis, Since the area where crystal grain strain occurs is 40% or less of the whole or the amount of crystal grain strain at the joint interface is 0.03% or less, high bonding strength can be obtained even in the initial state and after a temperature cycle test. . Therefore, it is possible to obtain a power module having high reliability even under severe environmental temperature changes and under environmental conditions.
  • A1N substrate bonded by changing the pressure of Houng before bonding is subjected to a temperature cycle test (45 to 125 ° C), and the presence or absence of peeling is checked every 1000 cycles with an ultrasonic inspection device.
  • the maximum number of temperature cycles was defined as the life.
  • the depth of the three-dimensional network structure can be determined by observing the cross section near the A1NZA1 interface with a scanning electron microscope (SEM), and determining the penetration depth of Si contained in the A1 component into the A1N substrate by EPMA (electron beam analyzer). ) was measured by elemental surface analysis.
  • the maximum roughness Ry was measured by a surface roughness meter (trade name: Surftest 501, manufactured by Mitutoyo), and the specific surface area was measured by a laser microscope (trade name: VK8550, manufactured by KEYENCE) at a magnification of 500 times.
  • the depth of the three-dimensional network structure may be measured by heat-treating the sample to oxidize the A1 surface, and then measuring the penetration depth of the oxygen element by surface analysis.
  • the sample whose A1 exposure has begun to be polished may be further polished, and the step until the A1N completely disappears may be defined as the penetration depth.
  • the depth of the three-dimensional network structure is 0.2, 0.3, 4.0, and the maximum roughness, respectively.
  • the specific surface area which is the ratio of the surface area in consideration of the unevenness of the substrate to the plane area of the substrate surface, is 2.0. It is less than or more than 2.7, indicating an unstable state. As a result, peeling after a temperature cycle occurred less than 2000 times (lifetime 1000 times).
  • the depth of the three-dimensional network structure is 0.7 to 2.9 layers, the maximum roughness is 1.5 to 3.3 m, and the specific surface area is 2.0. ⁇ 2.7 are formed.
  • the comparative example of the conventional product had a life of 1000 times, whereas in Examples 1 to 4, the peeling of the bonding surface did not occur until 3000 cycles, and the life was tripled.
  • the force shown when the three-dimensional network structure is about three layers of the A1N crystal structure is approximately 0.5 to 3 As long as it exists in the range of layers!
  • processing conditions described in the above embodiment are merely examples, and other processing conditions may be used.
  • the power module substrate and the power module of the present invention high bonding strength between the metal plate and the ceramic substrate is obtained, and industrial applicability is recognized. Further, according to the method for manufacturing an A1NZA1 joined body according to the present invention, a highly reliable A1NZA1 joined body manufactured using the same, and a power module substrate and a power module using the same, a sufficient heat-resistant cycle is ensured. A sufficient life can be obtained.

Abstract

　金属板とセラミックス基板とを接合したパワーモジュール用基板であって、前記セラミックス基板は、前記金属板との接合界面における離型剤の残留量が蛍光Ｘ線分析によるＢ量で５未満であると共に、前記接合界面における結晶粒の歪み発生領域が全体の４０％以下であること、または、前記セラミックス基板は、前記金属板との接合界面における離型剤の残留量が蛍光Ｘ線分析によるＢ量で５未満であると共に、前記接合界面における結晶粒の歪み量が０．０３％以下である。

Description

明 細 書
A1ZA1N接合体、パワーモジュール用基板及びパワーモジュール並び に A1ZA1N接合体の製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、電気自動車や電気車両等、大電流 '大電圧を制御する半導体装置に 用いられる A1ZA1N接合体、パワーモジュール用基板及びパワーモジュール並びに A1ZA1N接合体の製造方法に関する。
本願は、 2004年 4月 5日に出願された特願 2004— 110879号及び 2004年 7月 2 9日に出願された特願 2004— 221700号に基づき優先権を主張し、その内容をここ に援用する。
背景技術
[0002] 従来、半導体素子の中でも電力供給のためのパワーモジュールは発熱量が比較 的大きいため、これを搭載する基板として、回路基板全体の放熱性を良好にできるも のを選ぶ必要がある。このため、セラミックス基板として高い熱伝導率を有する A1N ( 窒化アルミニウム)基板を用いる一方、金属回路板として同じく高熱伝導率を有する A1 (アルミニウム）を使用したものが実用化されている（例えば、特許文献 1、 2参照)。 特許文献 1：特開平 3— 234045号公報
特許文献 2 :特開 2002— 171037号公報
[0003] 図 9に示すようなパワーモジュール 40がー例として知られている。このパワーモジュ ール 40では、 2つのパワーモジュール基板 41が放熱体 31上にロウ材 33やハンダな どによって接合され、さらに放熱体 31が水冷式ヒートシンク 37上に雄ネジ 36を用い てネジ止め固定されている。
ノ ヮ一モジュール用基板 41は、それぞれ A1N力もなる絶縁基板 (以下、 A1N基板と 称する） 42の一方の面に、 A1力もなる回路層 43を積層し、他方の面に A1力もなる金 属層 44を積層した A1NZA1接合体 45と、回路層 43上にハンダ 34を介して搭載され た半導体チップ 35とを備えている。金属層 43または回路層 44として、 4N— A1 (純度 力 99%以上のアルミニウム）を用いた A1NZA1接合体としてもよい。 発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0004] し力しながら、前記従来のパワーモジュール用基板の技術には、以下の課題が残 されている。すなわち、第 1の課題として、金属板をセラミックス基板に接合する場合、 単にセラミックス基板の表面粗さを低減しても十分に高 、接合強度が得られず、信頼 性の向上が図れないという不都合があった。例えば、セラミックス基板の表面を、 A1
2
O粒子で乾式ホーニングを行い、表面粗さを Ra = 0. 2 ;z mにしても、剥離試験で界
3
面剥離が生じてしまう場合があることが分力つた。また、研磨法により表面粗さを Ra = 0. 1 m以下にしても、やはり同様に界面剥離が生じてしまう場合があった。
[0005] また、第 2の課題として、絶縁基板として A1Nを使用した場合には、熱伝導率が高く 充分な放熱性が得られる反面、 A1N基板自体の強度が低いため、パワーモジュール を使用するにあたって温度サイクルを繰り返すとクラックが生じて金属回路板が剥離 することがある。その結果、放熱性が低下して電子機器の動作信頼性が低下する耐 熱サイクルが低いという問題があった。これは、温度サイクル試験（― 40〜125°C)に おいて、特に顕著である。
[0006] 一方、 A1N基板の製造工程における A1Nのグリーン焼結では、 A1Nのグリーンシー トの上下に、離型のための窒化ホウ素（BN)シートを積層して焼結するため、焼結後 に A1N基板の表層に BNが付着している。そのため、そのままでは A1N基板に A1の 金属層を接合することが困難であり、 A1の回路層または金属層を接合する前に、ホ 一-ング等により A1N基板の表層力 BNを除去することが行われている。
[0007] しかし、 BNを除去した場合に初期の接合強度が充分に得られても、温度サイクル を繰返した場合には必ずしも充分な耐熱サイクルを確保することは困難であり、寿命 のばらつきも大きい。このため、今後、普及が見込まれる電気自動車や家庭内自家 発電と!/、つた温度サイクルが頻繁に繰返される用途にぉ 、ては充分とは 、えなかつ た。
[0008] 本発明は、前述の課題に鑑みてなされたもので、金属板とセラミックス基板との高 ヽ 接合強度が得られるパワーモジュール用基板及びパワーモジュールを提供すること を第 1の目的とする。 [0009] また、 A1N基板に Alを接合した場合に、初期の接合強度のみならず、温度サイクル の作用によって熱膨張、収縮を繰り返しても絶縁基板と放熱体との間に剥離が生じ たり、絶縁基板や放熱体に反りや割れが生じたりすることなぐ充分な耐熱サイクルを 確保して充分な寿命が得られる A1NZA1接合体の製造方法、それを用いて製造し た信頼性の高 ヽ A1NZA1接合体、それを使用したパワーモジュール用基板及びパ ヮーモジュールを提供することを第 2の目的とする。
課題を解決するための手段
[0010] 本発明のパワーモジュール用基板は、金属板とセラミックス基板とを接合したパヮ 一モジュール用基板であって、前記セラミックス基板は、前記金属板との接合界面に おける離型剤の残留量が蛍光 X線分析による B量 (ボロン量)で 5未満であると共に、 前記接合界面における結晶粒の歪み発生領域が全体の 40%以下であることを特徴 とする。
なお、蛍光 X線分析による B量とは、蛍光 X線分析によって B— Κ α及び A1— Κ α のピーク高さを求め、 B-K aのピーク高さ ZA1— K aのピーク高さ X 100000で求 めた値と定義する。
歪み発生領域とは、前記界面におけるセラミックス結晶粒の TEM (透過電子顕微 鏡）による明視野像で観察される結晶粒内の暗部領域であり、つまり転位が存在する 領域をいう。
[0011] このパワーモジュール用基板では、セラミックス基板が、金属板との接合界面にお ける離型剤の残留量が B量で 5未満であると共に、接合界面における結晶粒の歪み 発生領域が全体の 40%以下であるので、初期状態及び温度サイクル試験後にお ヽ ても高い接合強度を得ることができる。なお、金属板との接合界面における離型剤の 残留量を蛍光 X線分析による B量で 5未満としたのは、セラミックス基板を焼結する際 に含まれて!/ヽた離型剤 (例えば、 BN (ボロンナイトライド) )が多く残留して接合性を悪 ィ匕させることを防ぐためである。
[0012] また、本発明のパワーモジュール用基板は、金属板とセラミックス基板とを接合した ノヮ一モジュール用基板であって、前記セラミックス基板は、前記金属板との接合界 面における離型剤の残留量が蛍光 X線分析による B量で 5未満であると共に、前記 接合界面における結晶粒の歪み量が 0. 03%以下であることを特徴とする。
[0013] このパワーモジュール用基板では、セラミックス基板が、金属板との接合界面にお ける離型剤の残留量が蛍光 X線分析による B量で 5未満であると共に、接合界面に おける結晶粒の歪み量 (X線回折による結晶子サイズと格子不均一歪み測定による 歪み量）が 0. 03%以下であるので、後述するように、初期状態及び温度サイクル試 験後にお 、ても高 、接合強度を得ることができる。
[0014] 前記金属板はアルミニウム板であってもよぐ前記セラミックス基板は窒化アルミニゥ ム板または窒化ケィ素板であってもよ 、。
[0015] 本発明のパワーモジュールは、前記パワーモジュール用基板の金属板上に半導体 チップが搭載されたパワーモジュールである。
[0016] 本発明の A1ZA1N接合体は、 A1と A1Nをロウ材を介して接合してなる A1ZA1N接 合体であって、前記 A1N表面の多孔質層の内部に前記ロウ材が溶浸され、前記溶浸 されたロウ材は少なくとも一部が A1N結晶構造の略 0. 5層以上 3層以下の範囲にお V、て三次元網目構造とされて 、る。
[0017] この A1ZA1N接合体では、 A1N表面の多孔質層の内部、すなわち A1Nの結晶粒 子間の気孔部分に溶浸されたロウ材の少なくとも一部が三次元網目構造とされてい るので、 A1N表面の多孔質体と三次元網目構造をなすロウ材とが強固に結合しあい 、 A1とロウ材と A1Nとが確実に接合される。また、三次元網目構造が A1N結晶構造の 略 0. 5層以上であるので、ロウ材が A1N結晶の背後まで廻り込んでしつ力りと喰い付 く。また、脆弱層が存在しない A1N結晶の 3層までの層を使用することによって、接合 に使用されるロウ材を削減できるとともに温度サイクルによる剥離が抑制される。従つ て、初期接合のみならず、熱サイクル後においても高い接合強度を確保できる。
[0018] 前記溶浸されたロウ材の三次元網目構造体の太さは、 A1Nの表面から A1Nの内部 に向力うにつれ拡大していてもよい。すなわち、 A1Nの表面側において三次元網目 構造体が細くされて 、てもよ 、。
この場合、前記溶浸されたロウ材の三次元網目構造体の太さが A1Nの表面よりも内 部において拡大しているので、アンカー効果によりロウ材が A1Nに確実に接合される 。その結果、温度サイクルによる剥離力 ^、つそう抑制される。 [0019] 本発明の他の態様のパワーモジュール用基板は、絶縁基板と、該絶縁基板の一方 の面側に設けられた放熱体とを備えたパワーモジュール用基板であって、前記絶縁 基板として前記 A1ZA1N接合体が用いられる。
本発明の他の態様のパワーモジュールは、前記パワーモジュール用基板の前記絶 縁基板の他方の面側に、チップを搭載したものである。
前記絶縁基板の前記一方の面側には、空冷または液冷のヒートシンクが備えられ ていてもよい。
[0020] これらのパワーモジュール用基板またはパワーモジュールでは、 A1と A1Nがロウ材 を介して確実に接合された A1ZA1N接合体を使用して ヽるため、温度サイクルによ つても剥離し難ぐ耐熱信頼性が高い。また、ヒートシンクが設けられた場合には、冷 却効率がさらに向上する。
[0021] 本発明の A1ZA1N接合体の製造方法は、 A1N圧粉成形体を焼結してその表面に 多孔質層を形成し、得られた A1N焼結体の多孔質層にロウ材を介して A1材を結合さ せることにより、両者を接合することを特徴とする。
[0022] この A1ZA1N接合体の製造方法では、ロウ材を介して A1材と接合される A1N焼結 体の表面に多孔質層が形成されるので、 A1材を接合する際に、ロウ材が A1N焼結体 の多孔質層の気孔内に浸入し、気孔内で凝固する。したがって、ロウ材が A1N焼結 体の内部に喰 、付 、て両者が確実に接合される。
[0023] 前記 A1N焼結体の最外層表面近傍の脆弱多孔質層を除去した後に、前記 A1材を ロウ付けしてもよい。この場合は、ロウ材が A1N焼結体の多孔質層の気孔内に浸入し
、気孔内で凝固する。
[0024] この A1ZA1N接合体の製造方法では、 A1N焼結体の最外層表面の脆弱多孔質層 が加工除去されており、接合面に力が加わっても A1N焼結体の表層が剥離しにくい ため、 A1ZA1N接合体の接合面での剥離が 、つそう防止できる。
[0025] 本発明の他の態様の A1ZA1N接合体の製造方法では、前記 A1N焼結体の多孔質 層と A1材との間にロウ材を配置した状態で、真空加熱及び加圧することを特徴とする
[0026] この A1ZA1N接合体の製造方法では、真空加熱により、 A1N焼結体の表面に形成 された多孔質層の気孔内の空気が除去されて気孔内へのロウ材の浸入が容易にな る。また、ロウ材及び A1N焼結体の接合面が酸ィ匕されにくい。さらに、加圧することに より、ロウ材の表面張力に抗して A1N焼結体の多孔質層の気孔内にロウ材を押し込 むことができる。
[0027] 前記製造方法において、接合面を真空状態に置いた後に加熱し、ロウ材に液相を 発生させ、さらに加圧して A1N焼結体の多孔質層に液相のロウ材を含浸させてもよい
[0028] この A1ZA1N接合体の製造方法では、 A1N焼結体の接合面を真空状態に置いた 後に、ロウ材に液相を発生させるので、 A1N焼結体の表面に形成された多孔質層の 気孔内の空気が完全に除去された後に、溶融したロウ材の浸入が始まる。したがって 、ロウ材が多孔質層の気孔内の隅々まで浸透する。さらに、加圧されることによりロウ 材の表面張力に抗して気孔内の小さな隙間までロウ材が押し込まれる。
[0029] A1ZA1N間に置いたロウ材の融液を冷却、凝固させることにより、 A1N焼結体の多 孔質層を介して A1N焼結体と A1材を接合してもよ 、。
[0030] この場合、 A1N焼結体の表面に形成された多孔質層の気孔内に溶融したロウ材が 浸入した後にロウ材の融液を冷却、凝固させることにより、ロウ材が A1N焼結体の多 孔質層の内部までしっかりと固着する。
発明の効果
[0031] 本発明によれば、パワーモジュール用基板を構成する金属板とセラミックス基板と が高 、強度で接合され、温度サイクル試験等の環境試験に対しても優れた信頼性を 有する。したがって、初期状態及び温度サイクル試験後においても高い接合強度を 得ることができ、さらに、温度変化の厳しい環境下であっても高い信頼性を有するパ ヮーモジュールを得ることができる。
[0032] また、本発明の A1ZA1N接合体によれば、初期の接合強度のみならず、温度サイ クルの作用によって熱膨張、収縮を繰り返しても絶縁基板と放熱体との間に剥離が 生じたり、絶縁基板や放熱体に反りや割れが生じたりすることなぐ充分な耐熱サイク ルを確保して充分な寿命が得られる。したがって、信頼性が高い A1NZA1接合体と、 それを使用したセラミックス回路基板、パワーモジュールを得ることができる。 図面の簡単な説明
[0033] [図 1]本発明の第 1の実施形態におけるパワーモジュールを示す断面図である。
[図 2]本発明の第 1の実施形態におけるホーユング条件に対する歪みを示すグラフで ある。
[図 3]本発明の第 1の実施形態におけるホーユング度合いに対する BN残留量と表面 ダメージ量との関係を説明するためのグラフである。
[図 4]本発明の第 2の実施形態における A1NZA1接合体を示す概念図である。
[図 5]本発明の第 2の実施形態における A1N絶縁体と A1との接合面を示す概念図で ある。
[図 6]本発明の第 2の実施形態におけるグリーン焼結後の A1N絶縁体を示す概念図 である。
[図 7]本発明の第 2の実施形態における A1N絶縁体を示す概念図である。
[図 8]本発明の第 3の実施形態における A1NZA1接合体を用いたパワーモジュール 用基板及びパワーモジュールを示す概念図である。
[図 9]従来の A1NZA1接合体を用いたパワーモジュール用基板及びパワーモジユー ルを示す概念図である。
符号の説明
[0034] 1 セラミックス基板
2 金属回路板 (金属板）
3 金属板
5 Siチップ（半導体チップ）
10 A1NZA1接合体 (絶縁基板）
11 A1N基板 (A1N焼結体）
12、 13 A1板 (A1材）
14 ロウ材
23 脆弱多孔質層
31 放熱体
30 パワーモジュール 32 パワーモジュール用基板
35 半導体チップ（チップ）
37 水冷式ヒートシンク
発明を実施するための最良の形態
[0035] 以下、本発明に力かるパワーモジュール用基板及びパワーモジュールの第 1の実 施形態を、図 1及び図 2を参照しながら説明する。
[0036] 本実施形態のパワーモジュール用基板及びこれを用いたパワーモジュールは、図 1に示すように、電力供給用のパワー素子を有する Siチップ (半導体チップ) 5を搭載 するものである。このパワーモジュール用基板及びパワーモジュールの構造を、その 製造プロセスと合わせて説明する。まず、 A1Nのセラミックス基板 1 (例えば 50mm X 30mm,厚さ 0. 635mm)と、 Al (例えば純度 99. 9%以上）の金属回路基板 2と、 A1 (例えば純度 99. 9%以上）の金属板 3と、ロウ材 (例えば A1— Si箔、 50mm X 30m m、厚さ 0. 1mm以下）とを準備する。
[0037] 次に、セラミックス基板 1の表面に対して所定の回数及び圧力でホーニングを行い 、セラミックス基板 1の金属回路基板 2との接合界面における離型剤 (BN)の残留量 を蛍光 X線分析による B量 (ボロン量)で 5未満にすると共に、接合界面における結晶 粒の歪み発生領域が全体の 40%以下となるようにする。なお、前記歪み発生領域と は、前記界面におけるセラミックス結晶粒の TEM (透過電子顕微鏡)観察（明視野像 )により、結晶粒内暗部つまり転位部が 40%以上の結晶がある領域である。
[0038] ホーユングにより、セラミックス基板 1の金属回路板 2との接合界面における離型剤 の残留量を蛍光 X線分析による B量で 5未満にすると共に、図 2に示すように、 X線回 折による結晶子サイズと格子不均一歪み測定による歪み量で 0. 03%以下となるよう にしてもよい。
[0039] 次に、セラミックス基板 1の上面に金属回路板 2をロウ材を介して接着すると共に、 セラミックス基板 1の下面に、同じロウ材を介して A1の金属板 3を同様に接着する。 この接着工程では、ロウ材をセラミックス基板 1と金属回路板 2及び金属板 3との間 に挟んで積層し、荷重をかけて 600°C以上真空中または還元雰囲気中で加熱して 接合する。 [0040] このように得られた A1ZA1NZA1接合体の金属回路板 2上にレジストを印刷した後 、エッチングすることにより所定の回路パターンを形成し、パワーモジュール用基板が 作製される。
[0041] 次に、前記パワーモジュール用基板の金属回路板 2上面に、 Siチップ 5をノヽンダ 8 により接着すると共に、このパワーモジュール用基板を、金属板 3を介して放熱板 4上 にハンダ 8により接着する。このようにして、本実施形態のパワーモジュールが作製さ れる。
[0042] 本実施形態のパワーモジュール用基板及びパワーモジュールでは、セラミックス基 板 1の金属回路板 2との接合界面における離型剤の残留量が蛍光 X線分析による B 量で 5未満であると共に、接合界面における結晶粒の歪み発生領域が全体の 40% 以下または結晶粒の歪み量が 0. 03%以下であるので、後述する実施例の試験結 果より、温度サイクル試験後においても高い接合強度を得ることができる。
すなわち、セラミックス基板 1の金属回路板 2との接合界面における離型剤の残留 量が蛍光 X線分析による B量で 5未満であるから、セラミックス基板 1を焼結する際に 含まれていた離型剤の BNが界面に多く残留して接合性を悪化させることを防ぐこと ができる。セラミックス基板 1表面 (接合界面）における離型剤の残留量とダメージ量と は、図 3に示すように、ホーニングの度合いによって、トレードオフの関係にあり、残留 量及びダメージ量が ヽずれも低 ヽ状態で高 ヽ接合強度が得られるためである。
[0043] 次に、本発明の第 2の実施形態における A1NZA1接合体及びその製造方法を、図 4から図 7を参照しながら説明する。
図 4は、本発明の第 2実施形態の A1NZA1接合体 (絶縁基板） 10を示す断面図で あり、この A1NZA1接合体 10は、 A1N基板 (絶縁セラミック基板） 11の両面のそれぞ れに、ロウ材層 14を介して、 A1板 (導電層） 12、 13を接合したものである。
[0044] A1NZA1接合体 10の A1N基板 11は所望の大きさに形成されたものであり、一例と して 0. 3〜1. 5mm程度とされる。 A1NZA1接合体 10の形状は一般的には矩形状 であるが、その他の形状であってもよい。これらの構成は、先に述べた第 1実施形態 にも適用できる。
[0045] A1板 12、 13は 99. 99質量％以上の A1を含有する。 A1含有率を 99. 99質量％以 上とすることで、 A1板 12、 13の応力緩和効果が向上し、温度変化に曝された際の A1 NZA1接合体 10の反りや A1N基板 11の割れが抑制される。 A1板 12、 13の厚さは限 定されないが、一例として 0. 25〜0. 6mmとされる。より具体的な実施形態では、 A1 N基板 11は、例えば厚さ 0. 635mm, A1板 12、 13は、例えば厚さ 0. 4mmとされる 。 A1板 12、 13は A1N基板 11の全面に接合されていてもよいし、図 4に示すように A1 N基板 11の周辺部を除く部分にのみ形成されていてもよい。これらの構成は、先に 述べた第 1実施形態にも適用できる。
[0046] ロウ材 14の厚さは限定されないが、一例として 0. 005〜0. 05mmとされる。より具 体的な例では 0. 03mm程度である。ロウ材 14の材質は限定されないが、好ましくは 、 Al—Si系、 Al—Ge系、 Al—Mn系、 Al—Cu系、 Al—Mg系、 Al—Si—Mg系、 A1 Cu— Mn系、及び Al -Cu-Mg- Mn系などアルミニウム合金系のロウ材から選 択された 1種または 2種以上とされる。いずれのロウ材も A1含有量は 70〜98質量％と される。この中でも特に、 Al—Si系ロウ材が好ましい。 Al—Si系ロウ材の一例を挙げ ると、 95〜75質量％の A1及び 3〜20質量％の Siを含む合金であり、融点（共晶点） は 577°Cである。これらの構成は、先に述べた第 1実施形態にも適用できる。
[0047] A1ZA1N接合体 10は、図 5に示すように、その表面に多孔質層 21を備え、少なくと も多孔質体を形成する空間 (気孔)の一部が三次元網目構造とされると共に、三次元 網目構造を構成する空隙力 A1N材の表面から A1N材の内部へ向力うにつれ広くな つている。また、三次元網目構造を有する領域は、 A1N結晶の略 0. 5層以上かつ 3 層以下とされ、三次元網目構造をなす気孔 (空隙）にはロウ材 14が含浸されて凝固 している。なお、本明細書において、 1層とは A1N結晶粒の粒径分に相当する厚みを 示しており、 A1N結晶粒の粒径は約 1 μ m以上約 15 μ m以下である。
[0048] 絶 EA1N基板 11の表裏に接合される A1板 12、 13は、それぞれの厚みが等しくさ れることが好ましい。 A1板 12、 13は絶 EA1N基板 11の両面に接合されることが好ま しい。厚みが異なっていたり、片側のみに A1板が接合されていると絶 EA1N基板 11 に反りが発生しやすいためである。ただし、必要に応じて片側のみに適用してもよい
[0049] この実施形態の A1ZA1N接合体 10によれば、少なくとも多孔質層 21を形成する気 孔の一部が三次元網目構造とされているので、 A1N基板 11の結晶粒と三次元網目 構造の気孔部分に充填されたロウ材 14が互いに係合し、 A1板 12、 13と A1N基板 11 が確実に接合される。
三次元網目構造内にロウ材 14が分散、接合されているので A1ZA1N接合体、 A1 ZA1N接合体を構成する A1板、 A1N基板が膨張、収縮を繰り返しても応力が A1N表 面の結晶粒子それぞれのアンカー部で分散され、接合体初期接合のみならず、熱サ イタル後においても、安定した接合を確保することができる。
[0050] A1ZA1N接合体 10は、三次元網目構造が A1N結晶構造の略 0. 5層以上に対応 する範囲であるのでロウ材が A1N結晶の背後まで廻り込んでしつ力りと喰いつく。また 、結晶粒の略 3層に対応する範囲までの気孔を三次元網目構造として使用し、 A1N 基板深層の脆弱層を使用しないことにより、使用するロウ材が削減できるとともに温度 サイクルによる剥離が抑制される。
[0051] A1ZA1N接合体 10は、三次元網目構造の空間が表面よりも内部において広いの で、アンカー効果によりロウ材が A1Nに確実に接合される。その結果、温度サイクル による剥離が抑制できる。
[0052] 次に、前記 A1NZA1接合体 10の製造方法を説明する。
まず、 A1Nのグリーンシートの上下に離型のための窒化ホウ素（BN)シートを積層し て A1Nのグリーン焼結することによって、図 6に示すような A1N基板の素材 22を得る。 図 2において、 A1N基板 11は、その表層の少なくとも一部が 3次元網目構造（図示せ ず)をなす多孔質層 21と、さらに多孔質層 21の表層部分に形成された脆弱多孔質 層 23とを有する。
[0053] 次に、焼結後の A1N基板の素材 22の表層をホーユングして、 A1N基板 11の表層 に付着した BN (図示せず)を除去するとともに、 A1N基板 11の最外表層面に形成さ れた脆弱多孔質層 23を除去する。必要に応じて、ホーユングをする前に脆弱多孔質 層 23を研削してもよい。
この場合、ホーユングは、例えば #600の Al O粒子を用いて、圧力 500hPa (0.
2 3
49KgZcm2)以上力つ 2500hPa (2. 47KgZcm2)以下の条件で、最大粗さ Ry(jl S B0601— 1994)力 Si. 50〜3. 30 mとなるように行われる。 ホーニング圧力を 2500hPa以下とすることで、図 7に示すように、 A1N基板 11表層 の多孔質層 21の結晶構造の表面凸凹が潰れて平面的になるのが抑制される。ホー ユング圧力を 500hPa以上とすることにより、 A1N表層の多孔質層がグリーン焼結し た後の BNを充分に除去することができ、 A1N基板 11表層にロウ材が浸入するため の開口が A1N粒子間に充分に形成されてロウ材の浸入が容易となり、さらに多孔質 層 21の結晶構造の表面凸凹が保持される。
[0054] 次いで、 A1板 13の上に順に、シート状のロウ材 14、 A1N基板 11、シート状のロウ材 14、及び A1板 12を重ねる。これらを真空中にて、 600°C以上かつ A1板 12、 13の融 点以下の温度に加熱し、ロウ材 14を融解して液相とする。
真空にすることによって、 A1N基板 11の表層の多孔質層 21ならびに 3次元網目構 造内の気孔を満たしていた空気が排出され、気孔内が真空状態となる。
その後、 A1板 12、 13と八1?^基板11の接合面に50〜3001^½ (約0. 5〜3kg/cm 2)の圧力を加えて 3次元網目構造内の空孔 (真空状態にされた気孔）に、液相とされ たロウ材 14を浸入させ、その後、融液を冷却速度 0. 5〜1. 0°CZ分で約 500°Cまで 冷却することによって、ロウ材 14を凝固させることで、 A1N多孔質層 21を介して A1N 基板 11と A1板 12、 13を接合する。
[0055] 貼り合わせる際の圧力は接合ムラを防止するためには、 50kPa以上が適当であり、 接合時の A1N基板 11の割れを防止する観点からは 300kPa以下が適当である。 充分な接合強度を確保するためにはロウ材に液相が確実に発生する 600°C以上 力 前述した結晶粒径を確保するためには A1板 12、 13の融点以下に加熱すること が好適である。
ロウ付け後、室温まで冷却し、その後、片面の A1板 12、 13を所定のパターンにエツ チングし、回路を形成することによりパワーモジュール用基板を得る。
[0056] 前記実施形態にカゝかる A1NZA1接合体 10の製造方法によれば、 A1板 12、 13と接 合される A1N基板 11の表面に、予め多孔質層 21が形成されているので、 A1板 12、 13を接合する際に、ロウ材 14が液相となり A1N基板 11の多孔質層 21の気孔内に浸 入、凝固するので、ロウ材 14が A1N基板 11の内部に確実に喰い付いて確実に接合 される。 [0057] また、 A1Nの最外層表面の脆弱多孔質層が加工除去されているので、ロウ材が A1 N接合面に非常に強固に喰い込んでいて、接合面に力が加わっても A1N表面の表 層が剥離難いので A1ZA1N接合体の接合面の剥離が抑制される。
また、 A1N基板 11の A1板 12、 13と当接する面にロウ材 14を配置した状態で加圧' 真空加熱するので、 A1N基板 11の表面に形成された多孔質層 21の気孔内の空気 が除去されて気孔内へのロウ材 14の浸入が容易になる。また、ロウ材 14及び A1N基 板 11の接合面が酸化されることがない。また、加圧することにより、融解したロウ材 14 がその表面張力に抗して気孔内に押し込まれる。
[0058] また、 A1N基板 11の接合面を真空状態に置いた後に、ロウ材 14に液相を発生させ るので、 A1N基板 11の表面に形成された多孔質層 21の気孔内の空気が完全に除 去された後に、溶融したロウ材 14の浸入が始まる。従って、空気による圧縮抵抗がな くロウ材 14が多孔質層 21の気孔内の隅々まで浸透する。
さらに、加圧されることによりロウ材 14の表面張力に抗して気孔内の小さな隙間まで ロウ材が押し込まれる。
[0059] また、 A1N基板 11の表面に形成された多孔質層 21の気孔内に溶融したロウ材 14 が浸入した後にロウ材 14の融液を冷却、凝固させることにより、ロウ材 14が A1N基板 11の多孔質層 21の内部までしつ力りと固着する。
[0060] 次に、本発明の第 3の実施形態であるパワーモジュールを説明する。本実施形態 のパワーモジュール 30には、上述した第 2の実施形態において説明したパワーモジ ユール用基板が実装されている。図 8はパワーモジュール 30を示す図である。
[0061] 図 8に示すように、パワーモジュール 30は、放熱体 31の一方の主面に 1または 2以 上の方形のパワーモジュール用基板 32がロウ材 33によって固着されると共に、パヮ 一モジュール用基板 32の上面にハンダ 34によって半導体チップ 35が搭載されたも のである。放熱体 31は A1系合金板力もなる板材であって、その厚さは限定されない 力 一例として 3〜： LOmmのものが使用される。
[0062] ノ ヮ一モジュール用基板 32は、第 2の実施形態と同様のものでよい。例えば厚さ 0 . 3〜1. 5mmの A1N基板 11と、 A1N基板 11の両面に接合された第 1及び第 2の A1 板 12、 13を備える。第 1及び第 2の A1板 12、 13は、例えば厚さが 0. 25-0. 6mmと される。パワーモジュール用基板 32は、例えば一辺が 30mm以下の方形状とされる
[0063] パワーモジュール用基板 32は、放熱体 31にロウ材によりロウ付けされている。ロウ 材としては、 Al—Si系、 Al—Cu系、 Al—Mg系、 Al—Mn系及びAl—Ge系のロゥ材 力も選ばれる 1または 2以上を用いることが好ま U、。
パワーモジュール用基板 32を放熱体 31へロウ付けするには、放熱体 31の上に口 ゥ材のシート及びパワーモジュール用基板 32をこの順序で重ね、これらに荷重 50〜 300kPaを加え、真空中または不活性ガス中で 580〜650°Cに加熱してロウ材を溶 融させ、その後冷却する。ロウ材 33は融点がロウ材 14の融点より低ぐ 500〜630°C 、例えば 575°C程度のものが好適である（ただし、融点とは液相線を越える点とする） oこの場合、 A1N基板 11と A1板 12、 13を接合したロウ材 14は完全には溶融せずに 、放熱体 31と第 1の A1板 13とを接合させることができる。
[0064] このように構成されたパワーモジュール 30は、放熱体 31の隅に形成された取付孔 に雄ネジ 36が挿入され、これら雄ネジ 36が水冷式ヒートシンク 37に形成された雌ネ ジにそれぞれ螺合されることにより、放熱体 31の他方の面力 例えば A1合金力もなる 水冷式ヒートシンク 37に密着接合される。
[0065] このように構成されたパワーモジュール 30では、上述した第 2の実施形態と同様の 効果を奏する。
このようなパワーモジュール用基板 32を実装したことにより、熱サイクル時に生じる ノ ヮ一モジュール用基板 32の縁における収縮量の相違も比較的小さく抑制できて、 パワーモジュール 30の熱サイクル寿命を延ばすことができる。その結果、パワーモジ ユールとしての信頼性を向上できる。
実施例 1
[0066] 本発明にかかるパワーモジュール用基板を、実施例により具体的に説明する。まず 、 A1Nのセラミックス基板 l (50mm X 30mm、厚さ 0. 635mm)のサンプルを A〜J用 意し、それぞれ異なる条件で表面処理を行った。サンプル A〜Jのそれぞれの両側に 純度 99. 9%以上の A1の金属回路板 2 (100mmX 5mm幅、厚さ 0. 4mm)及び純 度 99. 9%以上の A1の金属板 3 (50mm X 30mm幅、厚さ 0. 4mm)を、 A1— Si箔（5 Omm X 5mm幅、厚さ 0. 1mm)を挟んだ状態で積層し、接合した。このように作製し たサンプルにつ 、て、接合界面の評価及び接合強度測定を行った。
[0067] サンプノ A〜Iは、表面のダメージを変えるために、下記のように、ホー-ング回数 を 1〜3、ホーユング圧力を弱、中、強の 3種類で行い、 9種類の異なる条件で表面処 理を行った。また、サンプル Jについては、表面を 10 mだけ機械研削した。
[0068] サンプノレ：ホーニング回数：圧力
A ： 1 ：弱
B ： 1 ： 中
C ： 1 ：強
D ： 2 ：弱
E ： 2 ： 中
F ： 2 ：強
G ： 3 ：弱
H ： 3 ： 中
I ： 3 ：強
J ： (機械研削）
[0069] 接合は、荷重をかけて 600°C以上真空中または還元雰囲気中で加熱して行った。
また、 A1の金属回路板 2のうち接合部以外の部分を 90度折り曲げて、接合強度測定 用（ピーリング法）のサンプルとした。
このように前記サンプルで作製したパワーモジュール用基板を、超音波検査法にて 初期状態及び温度サイクル後の接合性にっ ヽて評価した。接合強度測定用サンプ ルにお 、ても、同様に初期及び温度サイクル後（温度サイクル条件：タバイエスペック 社製装置使用、— 40°C X 15min〜125°C X 15min (気槽）で 3000サイクル後）の 接合強度 (ピーリング強度）について測定した。初期状態及び温度サイクル後の接合 性については、はがれ発生がない場合は十分良好（〇）、 A1接合部端部 lmm以内 のはがれの場合はやや不十分（△)、 lmm以上の領域でのはがれの場合は不十分（ X )として評価した。
[0070] 接合界面の評価は 3種類行い、第 1評価は、表面処理ダメージによる歪み発生領 域の観察として、界面のセラミックス結晶粒の TEM観察（明視野像)を行い、結晶粒 内暗部つまり転位部が 40%以上の結晶粒をダメージ結晶粒と定義し、該ダメージ結 晶粒の割合をパーセンテージで示した。
第 2評価は、第 1評価と同様に、歪み発生領域の観察として、界面のセラミックス結 晶粒の TEM観察を行!ヽ、 X線回折による結晶子サイズと格子不均一歪み測定にお Vヽて、 X線回折による結晶子サイズと格子不均一歪み測定にお 1、て得られた不均一 歪み解析値を結晶粒の歪みと定義し、該ダメージを歪みで示した。なお、 TEM観察 を行う場合、転位が消滅しないサンプル厚さに設定している。このようにして試験した 結果を、以下の表 1に示す。
[0071] [表 1]
Figure imgf000018_0001
[0072] サンプル Aは、接合界面における離型剤の BNの残留量が蛍光 X線分析による B量 で 5と多力つた。これは、ホーニング不足によるものと考えられる。
[0073] この試験結果力 わ力るように、離型剤が多く残留したサンプル A以外で、第 1評価 で 29%、第 2評価で 0. 03%以下となったサンプル B〜Eの全てにおいて、初期接合 性及び温度サイクル後の接合性が良好であり、十分に高 、接合強度及び信頼性が 得られた。
B量は、蛍光 X線分光法により B— Kひ及び A1—Kひのピーク高さを求め、 Β—Κ α のピーク高さ/ Al—K aのピーク高さ X 100000で求めた。蛍光 X線分光法での各 元素のピーク高さは以下の条件で測定した。
(共通条件）
測定装置: RIX2100
測定径： 20mm
測定雰囲気:真空
スピンあり
(Bのピーク高さ測定条件）
兀素 Β-Κ α
ターゲット Rh
電圧 20kV
電流 20mA
フイノレタ out
アツテネー -タ 1/1
スリット std
結晶 RX70
PHA 100-330
角度 49.5° (バックグラ 7ンド 40.0。 )
時間 150sec (ノックグラゥンド 75sec：
(A1のピーク高さ測定条件）
元素 Α1-Κ α
ターゲット Rh
電圧 20kV
電流 20mA
フィルタ out
アツテネー -タ 1/1 スリット std
結晶 PET
PHA 100-300
角度 144.8°
時間 45sec
[0075] 結晶粒の歪み量は、以下の装置による以下の条件で測定した。
使用装置: RINT2000ZPC ULTIMA +試料水平ゴ-ォメーター（理学電気株式 会社製商品名）
使用 X線： CuK a
X線出力： 40KV、 40mA,カウンタモノクロメーター（グラフアイト）
使用検出器:シンチレーシヨン、
測定 2 0範囲： 64から 128° 、
測定ステップ： 0. 01° 、
積算時間： 2秒 Zステップ、
スリット条件:発散スリット 1° 、散乱スリット 1° 、受光スリット 0. 15mm
[0076] 本発明によれば、以下の効果を奏する。
本発明のパワーモジュール用基板及びパワーモジュールによれば、セラミックス基 板が、金属板との接合界面における離型剤の残留量が蛍光 X線分析による B量で 5 未満であると共に、接合界面における結晶粒の歪み発生領域が全体の 40%以下ま たは接合界面における結晶粒の歪み量が 0. 03%以下であるので、初期状態及び 温度サイクル試験後においても高い接合強度を得ることができる。したがって、温度 変化の厳し 、環境下であっても高 、信頼性を有するパワーモジュールを得ることが できる。
実施例 2
[0077] 次に、本発明の第 2の実施例について説明する。
接合前のホーユングの圧力を変化させて接合した A1N基板に、温度サイクル試験（ 45〜125°C)をして、 1000サイクル毎に剥離の有無を超音波検査装置で調べて 剥離が生じな 、最大の温度サイクル数を寿命とした。 3次元網目構造の深さは、 A1NZA1界面付近の断面を SEM (走査型電子顕微鏡） により観察し、 A1成分中に含まれる Siの A1N基板への浸入深さを EPMA (電子線マ イク口アナライザ)の元素面分析により測定した。
[0078] 最大粗さ Ryは、表面粗さ計 (ミツトヨ製商品名サーフテスト 501)により、比表面積は レーザー顕微鏡 (キーエンス製商品名 VK8550)により、いずれも倍率 500倍で測定 した。
3次元網目構造の深さは、サンプルを加熱処理し A1表面を酸化させた後、面分析 で酸素元素の侵入深さを測定する方法で測定してもよ ゝし、 A1N基板を裏面から研 磨して A1の露出が開始した試料をさらに研磨し、完全に A1Nがなくなるまでの段差を 侵入深さとしてもよい。
以下に、実施例と比較例とによる A1N基板と A1との剥離による寿命試験結果を記 載 る。
[0079] [表 2]
Figure imgf000021_0001
比較例として挙げたホーユング圧力が 2. 5hPa、 3. OhPa、 0. 3hPaの場合には、 3次元網目構造の深さがそれぞれ 0. 2層、 0. 3層、 4. 0層、最大粗さがそれぞれ 1. 30 μ πι、 1. 4 /ζ πι、4. となる。 3次元網目構造の深さが非常に浅く形成され、 または最大粗さが非常に大きく形成されて、基板の凸凹を考慮した表面積と基板面 の平面積との比である比表面積が 2. 0未満または 2. 7超となり不安定な状態となつ ている。その結果、温度サイクル後の剥離が 2000回未満 (寿命 1000回）で発生して いる。 [0081] 実施例 1〜4によれば、 3次元網目構造の深さがそれぞれ 0. 7〜2. 9層、最大粗さ が 1. 5〜3. 3 mとなり、比表面積が 2. 0〜2. 7に形成されている。その結果、従来 品の比較例が寿命 1000回であるのに対して、実施例 1〜4では 3000サイクルまで 接合面の剥離が発生せず、寿命が約 3倍になることが確認された。
[0082] 本発明の技術範囲は前記実施の形態に限定されるものではなぐ本発明の趣旨を 逸脱しな 、範囲にぉ 、て種々の変更をカ卩えることが可能である。
例えば、前記第 2及び第 3の実施形態において、図 4に示すように、 3次元網目構 造が A1N結晶構造の約 3層の場合について示した力 3次元網目構造は略 0. 5〜3 層の範囲で存在すればよ!、。
また、 3次元網目構造を形成する手段として、ホーニングによる場合について説明 した力 エッチング等の化学的な手段によってもよい。
また、前記実施の形態で記載した加工条件は、一例を示すものであって他の加工 条件によってもよい。
産業上の利用可能性
[0083] この発明に力かるパワーモジュール用基板及びパワーモジュールによれば、金属 板とセラミックス基板との高い接合強度が得られ、産業上の利用可能性が認められる 。また、この発明にかかる A1NZA1接合体の製造方法とそれを用いて製造した信頼 性の高い A1NZA1接合体とそれを使用したパワーモジュール用基板及びパワーモ ジュールによれば、充分な耐熱サイクルを確保して充分な寿命が得られる。

Claims

請求の範囲
[1] 金属板と、この金属板に接合されたセラミックス基板とを有するパワーモジュール用 基板であって、
前記セラミックス基板は、前記金属板との接合界面における離型剤の残留量が蛍 光 X線分析による B量で 5未満であり、
前記接合界面における結晶粒の歪み発生領域が全体の 40%以下であることを特 徴とするパワーモジュール用基板。
[2] 金属板と、この金属板に接合されたセラミックス基板とを有するパワーモジュール用 基板であって、
前記セラミックス基板は、前記金属板との接合界面における離型剤の残留量が蛍 光 X線分析による B量で 5未満であり、
前記接合界面における結晶粒の歪み量が 0. 03%以下であることを特徴とするパヮ 一モジュール用基板。
[3] 請求項 1または 2に記載のパワーモジュール用基板において、
前記金属板は、アルミニウム板であり、
前記セラミックス基板は、窒化アルミニウム板または窒化ケィ素板であるパワーモジ ユール用基板。
[4] 請求項 1から 3のいずれかに記載のパワーモジュール用基板と、前記パワーモジュ ール用基板の前記金属板上に搭載された半導体チップとを有するパワーモジュール
[5] A1と A1Nをロウ材を介して接合してなる A1ZA1N接合体であって、
前記 A1N表面の多孔質層の内部にロウ材が溶浸され、該溶浸されたロウ材は少な くとも一部が A1N結晶構造の略 0. 5層以上 3層以下の範囲において三次元網目構 造体を形成していることを特徴とする A1ZA1N接合体。
[6] 請求項 5に記載の A1ZA1N接合体であって、前記溶浸されたロウ材からなる三次 元網目構造体の太さが A1N表面側よりも A1Nの内部側で大き 、ことを特徴とする A1
ZA1N接合体。
[7] 絶縁基板と、該絶縁基板の一方の面側に設けられた放熱体とを備えたパワーモジ ユール用基板であって、
前記絶縁基板として請求項 5または請求項 6のいずれか〖こ記載の A1ZA1N接合体 を用いることを特徴とするパワーモジュール用基板。
[8] 請求項 7に記載のパワーモジュール用基板と、前記パワーモジュール用基板の前 記絶縁基板の他方の面側に搭載されたチップとを有することを特徴とするパワーモジ ユーノレ o
[9] 請求項 7に記載のパワーモジュール用基板と、前記パワーモジュール用基板の前 記絶縁基板の前記一方の面側に設けられた空冷または液冷のヒートシンクを有する ことを特徴とするパワーモジュール。
[10] A1ZA1N接合体の製造方法であって、
A1Nの圧粉成形体を焼結して表面に多孔質層を有する A1N焼結体を得る工程と、 前記多孔質層にロウ材を介して A1材を接合する工程とを有することを特徴とする A1
ZA1N接合体の製造方法。
[11] 請求項 10に記載の A1ZA1N接合体の製造方法であって、
前記 A1N焼結体の前記 A1材が接合される面の表層部の脆弱多孔質層を除去した 後に、脆弱多孔質層を除去した面に前記 A1材を前記ロウ材を用いてロウ付けするこ とを特徴とする A1ZA1N接合体の製造方法。
[12] 請求項 11に記載の A1ZA1N接合体の製造方法であって、
前記 A1N焼結体と前記 A1材との間に前記ロウ材を配置した状態で、これらを真空 加熱及び加圧することを特徴とする A1ZA1N接合体の製造方法。
[13] 請求項 12に記載の A1ZA1N接合体の製造方法であって、
前記 A1N焼結体と前記 A1材との間に前記ロウ材を配置した状態でこれらの接合面 を真空状態に置いた後、これらを加熱しロウ材に液相を発生させ、さら〖ここれらをカロ 圧して、前記 A1N焼結体の多孔質層に前記ロウ材の融液を含浸させることを特徴と する A1ZA1N接合体の製造方法。
[14] 請求項 12または請求項 13に記載の A1ZA1N接合体の製造方法であって、前記 A
IN焼結体と前記 A1材との間に置いたロウ材の融液を冷却、凝固させることにより、 A1
N焼結体の多孔質層にロウ材を含浸させ、 A1N焼結体と A1材を接合することを特徴 とする A1ZA1N接合体の製造方法。
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