半导体装置及半导体装置的制造方法 |
|||||||
| 申请号 | CN201480019763.9 | 申请日 | 2014-05-09 | 公开(公告)号 | CN105103279A | 公开(公告)日 | 2015-11-25 |
| 申请人 | 富士电机株式会社; | 发明人 | 木户和优; 齐藤隆; 福田恭平; 多田慎司; 百濑文彦; 西村芳孝; | ||||
| 摘要 | 焊料 接合层具有分散于基质的微粒状的多个第二结晶部(22)在第一结晶部(21)之间的晶粒边界析出的结构。第一结晶部(21)是以预定比例包括 锡 和锑的多个Sn晶粒。第二结晶部(22)由以相对于Sn 原子 以预定比例包括Ag原子的第一部分、或者相对于Sn原子以预定比例包括Cu原子的第二部分构成，或者由该第一部分和第二部分构成。另外，焊料接合层也可以具有作为相对于Sn原子以预定比例包括Sb原子的晶粒的第三结晶部(23)。由此，能够以低融点进行焊料接合、具有实质上均匀的金属组织、形成可靠性高的焊料接合层。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种半导体装置，其特征在于， |
||||||
| 说明书全文 | 半导体装置及半导体装置的制造方法技术领域[0001] 本发明涉及半导体装置及半导体装置的制造方法。 背景技术[0002] 以往，众所周知有在设置于绝缘基板的电路图案上接合半导体芯片而成的封装结构的半导体装置，并且使用了将可在较低的温度下进行接合的焊接材料作为将半导体芯片与电路图案进行接合的接合材料。作为这样的焊接材料，主要使用了以锡(Sn)为主要成分的焊料，例如可以以低融点进行接合的锡-银(Sn-Ag)系焊接材料、高可靠性的锡-锑(Sn-Sb)系焊接材料等。对焊料接合后的Sn-Ag系焊接材料以及焊料接合后的Sn-Sb系焊接材料的状态进行说明。 [0003] 以Sn为主要成分的焊料的融点为200℃～300℃程度。使用了以Sn为主要成分的焊料的焊料接合层具备分散有Sn晶粒的结构。在使用了100％Sn的焊接材料的情况下的焊料接合层中，在高温下Sn晶粒粗大化，而且根据温度变化由与非接合材料的线膨胀系数差而引起的应力施加于焊料接合层，因此在Sn晶粒之间的晶粒边界产生晶界裂纹(晶界破裂)，存在该晶界裂纹向相邻的Sn晶粒之间的晶粒边界扩展的问题。作为防止这种晶界裂纹扩展的焊接材料，众所周知有Sn-Ag系焊接材料和Sn-Sb系焊接材料。 [0004] 图7是示意性地示出利用以往的Sn-Ag系焊接材料而构成的焊料接合层的状态的说明图。将利用以往的Sn-Ag系焊接材料的焊料接合层(以下，称为Sn-Ag系焊料接合层)的初期(在受到因能量循环等导致的热负荷之前)的状态示于图7的(a)中。Sn-Ag系焊接材料是析出强化型的焊接材料。如图7的(a)所示，在使用了以往的Sn-Ag系焊接材料的焊料接合层中，Ag在Sn晶粒中基本不固溶，因此成为微粒状的硬的Ag3Sn化合物122，并且在作为基质而分散的Sn晶粒121之间的晶粒边界析出。由此，Sn晶粒121之间的晶粒边界被强化从而结晶变得难以变形，因此与Sn晶粒单质的焊料接合层相比晶界裂纹难以扩展。 [0005] 图8是示意性地示出利用以往的Sn-Sb系焊接材料而构成的焊料接合层的状态的说明图。利用以往的Sn-Sb系焊接材料的焊料接合层(以下，称为Sn-Sb系焊料接合层)的初期的状态示于图8的(a)中。Sn-Sb系焊接材料是固溶强化型的焊接材料。如图8的(a)所示，在使用了以往的Sn-Sb系焊接材料的焊料接合层中，在Sn晶粒131中Sb固溶达到8.5重量％(＝8.3原子百分数(at％))左右，全部Sn晶粒131被强化。 [0006] 通过固溶了的Sb使得全部Sn晶粒131被强化，由此能够抑制因半导体装置的工作中的发热和散热的重复循环引起的热负荷而产生的Sn晶粒131的粗大化。另外，超过了固溶限度的Sb与Sn晶粒131中的Sn的一部分一起成为固态的SnSb化合物132而部分地析出。由此，结晶变得难以变形，粒内裂纹(粒内破裂)变得难以扩展。 [0007] 作为这种包括Sn、Ag和Sb的焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，在含有1％～30％的Ag和0.5％～25％的Sb中的一种或两种，并且具有余量由Sn和不可避免的杂质所构成的组成的Sn合金焊料中，为了提高接合部的热疲劳特性，使作为不可避免的杂质的氧(O2)含量为5ppm以下，并且使平均晶粒径为3μm以下(例如，参照下述专利文献1。)。 [0008] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，包括5重量％～15重量％的Sb、2重量％～15重量％的Ag，余量除不可避免的杂质之外实质上由Sn构成，表面粗糙度Ra为10μm以下(例如，参照下述专利文献2。)。 [0009] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，在焊接材料中含有粉末的复合焊接材料中，焊接材料包括5重量％～15重量％的Sb、2重量％～15重量％的Ag，余量除不可避免的杂质之外实质上由Sn构成(例如，参照下述专利文献3。)。 [0010] 另外，作为另一焊接材料，提出有由包括以下材料的合金构成的焊接材料，即，25重量％～40重量％的Ag、24重量％～43重量％的Sb、作为余量而含有Sn，在该焊接材料中，使其溶融温度为至少250℃以上(例如，参照下述专利文献4。)。 [0011] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，以质量％计，包括0.9％～10.0％的Ag：、0.01％～0.50％的Al、0.04％～3.00％Sb，Al/Sb的比满足0.25以下的关系(不包括0)，余量由Sn和不可避免的杂质构成，并对具有氧化物或氧化表面的元件进行结合(例如，参照下述专利文献5。)。 [0012] 另外，作为另一焊接材料，提出有由如下材料构成的焊接材料，即Ag为0.05质量％～2.0质量％，铜(Cu)为1.0质量％以下，Sb为3.0质量％以下，铋(Bi)为2.0质量％以下，铟(In)为4.0质量％以下，镍(Ni)为0.2质量％以下，锗(Ge)为0.1质量％以下，钴(Co)为0.5质量％以下(其中，Cu、Sb、Bi、In、Ni、Ge和Co均不为0质量％)，并且余量为锡(例如，参照下述专利文献6。)。 [0013] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，在以SnSbAgCu系为主要成分的焊接材料中，焊接材料的组成为42重量％＜Sb/(Sn+Sb)≤48重量％、5重量％≤Ag＜20重量％、3重量％≤Cu＜10重量％，以及5重量％≤Ag+Cu≤25重量％，余量由其它不可避免的杂质元素构成(例如，参照下述专利文献7。)。 [0014] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，对于全部高温焊接材料，分别包括12质量％～16质量％的Sb、0.01质量％～2质量％的Ag、0.1质量％～1.5质量％的Cu，还包括0.001质量％～0.1质量％的硅(Si)，并且包括0.001质量％～0.05质量％的B，余量为Sn和不可避免的杂质(例如，参照下述专利文献8。)。 [0015] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，以固相温度为225℃的SnSbAgCu系为主要成分，合金的构成比率是Ag、Cu为10重量％～35重量％，并且Sb/(Sn+Sb)的重量比率为0.23～0.38(例如，参照下述专利文献9。)。 [0016] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，包括88质量％～98.5质量％的Sn、1质量％～10质量％的In、0.5质量％～3.5质量％的Ag、0质量％～1质量％的Cu，具有用于对凝固而成的焊料中的金属间相的成长进行抑制的结晶化改性剂的掺杂剂并且以Sn-In-Ag焊料合金作为基底(例如，参照下述专利文献10。)。 [0017] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，包括Ag：2质量％～3质量％、Cu：0.3质量％～1.5质量％、Bi：0.05质量％～1.5质量％、Sb：0.2质量％～1.5质量％，并且Ag、Cu、Sb、Bi的合计含量为5质量％以下，余量由Sn和不可避免的杂质构成，回流后的表面性状平滑(例如，参照下述专利文献11。)。需要说明的是，回流是指这样的方法，即，使接合材料形成焊膏(将助熔剂(flux)加到焊料粉末，从而具有适当的粘度)层，在其上载置部件后加热使焊料熔融，进行焊接。 [0018] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，由Ag为1质量％～3质量％、Cu为0.5质量％～1.0质量％、Bi为0.5质量％～3.0质量％、In为0.5质量％～3.0质量％、Ge为0.01质量％～0.03重量％或者硒(Se)为0.01质量％～0.1质量％，余量为Sn构成(例如，参照下述专利文献12。)。 [0019] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，包括15.0％～30.0％的Bi、1.0％～3.0％的银，而且根据情况，还可以包括0％～2.0％的铜、以及0％～4.0％Sb和附带的杂质，余量为Sn(例如，参照下述专利文献13。)。 [0020] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，作为Sn-Sb-Ag-Cu四元合金，以总量的1.0重量％～3.0重量％的比例包括Sb，以1.0重量％以上且少于2.0重量％的比例包括Ag，以1.0重量％以下的比例包括Cu，余量由Sn构成(例如，参照下述专利文献14。)。 [0021] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，含有3.0重量％以下(不包括范围下限值零)的Sb、3.5重量％以下(不包括范围下限值零)的银、1.0重量％以下(不包括范围下限值零)的Ni、0.2重量％以下(不包括范围下限值零)的磷(P)，余量由Sn和不可避免的杂质构成(例如，参照下述专利文献15。)。 [0022] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，含有2.5重量％～3.5重量％的Sb、1.0重量％～3.5重量％的Ag、1.0重量％以下(不包括范围下限值零)的Ni，余量由Sn和不可避免的杂质构成(例如，参照下述专利文献16。)。 [0023] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，是棒状、线状、坯状(preform)、加脂焊料中的任意一种，并由0.5重量％～3.5重量％的Ag、3.0重量％～5.0重量％的Bi、0.5重量％～2.0重量％的Cu、0.5重量％～2.0重量％的Sb、余量为Sn所构成(例如，参照下述专利文献17。)。 [0024] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，包括In和Bi两者合计为17重量％以下且其中任意一种为0.1重量％以上、0.8重量％以上且5重量％以下的Ag，余量由Sn和不可避免的杂质构成，并且进一步添加了0.1重量％以上且10重量％以下的Sb(例如，参照下述专利文献18。)。 [0025] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，含有61重量％～69重量％的Sn、8重量％～11重量％的Sb以及23重量％～28重量％的Ag(例如，参照下述专利文献19。)。 [0026] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，包括93重量％～98重量％的Sn、1.5重量％～3.5重量％的Ag、0.2重量％～2.0重量％的Cu以及0.2重量％～2.0重量％的Sb，并且具有210℃～215℃的融点(例如，参照下述专利文献20。)。 [0027] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，包括90.3重量％～99.2重量％的Sn、0.5重量％～3.5重量％的Ag、0.1重量％～2.8重量％的Cu以及0.2重量％～2.0重量％的Sb，并且具有210℃～216℃的融点(例如，参照下述专利文献21。)。 [0028] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，至少包括90重量％的Sn以及有效量的Ag和Bi，另外作为任意选择而包括Sb、或者Sb和Cu(例如，参照下述专利文献22。)。 [0029] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，包括0.5重量％～4.0重量％的Sb、0.5重量％～4.0重量％的锌(Zn)、0.5重量％～2.0重量％的Ag和90.0重量％～98.5重量％的Sn(例如，参照下述专利文献23。)。 [0030] 另外，作为另一焊接材料，提出有这样的焊接材料，即，是包括金属成分和助熔剂成分的焊接膏，该金属成分包括第一金属粉末和融点高于第一金属粉末的第二金属粉末，第一金属为Sn单质或者为包括从由Cu、Ni、Ag、金(Au)、Sb、Zn、Bi、In、Ge、Co、锰(Mn)、铁(Fe)、铬(Cr)、镁(Mg)、钯(Pd)、Si、锶(Sr)、碲(Te)、P组成的组中选择的至少一种与Sn的合金。(例如，参照下述专利文献24)。 [0031] 现有技术文献 [0032] 专利文献 [0033] 专利文献1：日本特开昭61-269998号公报 [0034] 专利文献2：日本特开平7-284983号公报 [0035] 专利文献3：日本特开平8-001372号公报 [0036] 专利文献4：日本特开2003-290975号公报 [0037] 专利文献5：日本特开2011-005545号公报 [0038] 专利文献6：日本专利第4787384号公报 [0039] 专利文献7：日本专利第4609296号公报 [0040] 专利文献8：日本专利第4471825号公报 [0041] 专利文献9：日本特开2005-340268号公报 [0042] 专利文献10：日本特表2010-505625号公报 [0043] 专利文献11：日本特开2002-018590号公报 [0044] 专利文献12：日本特开2001-334385号公报 [0045] 专利文献13：日本特表2001-520585号公报 [0046] 专利文献14：日本特开平11-291083号公报 [0047] 专利文献15：日本专利第3353662号公报 [0048] 专利文献16：日本专利第3353640号公报 [0049] 专利文献17：日本专利第3673021号公报 [0050] 专利文献18：日本特开平9-070687号公报 [0052] 专利文献20：美国专利第5352407号说明书 [0053] 专利文献21：美国专利第5405577号说明书 [0054] 专利文献22：美国专利第5393489号说明书 [0055] 专利文献23：美国专利第4670217号说明书 [0056] 专利文献24：国际公开第2011/027659号 发明内容[0057] 技术问题 [0058] 半导体装置经受工作中的发热和放热的重复(能量循环)的热负荷和/或环境温度变化(加热、冷却)等的热循环的热负荷。但是在以往，半导体装置存在由于因这些的能量循环等引起的热负荷而导致焊料接合层劣化的问题。由于焊料接合层的寿命是决定半导体装置的寿命的主要因素，因此需要提高焊料接合层的寿命。另外，为了使整个半导体装置和冷却器小型化，需要在半导体装置的高温发热时(例如175℃以上)实现工作，并且，特别是需要在功率半导体中确保在该温度下的能量循环可靠性。另外，需要使搭载于汽车的半导体装置、新能源用途的半导体装置具有长的寿命。因此，寻求一种焊接材料，该焊接材料可以以低融点进行焊料接合，并且可以形成针对能量循环等具有高可靠性的焊料接合层。需要说明的是，能量循环可靠性是指，使半导体装置工作从而负荷了预定温度循环时的半导体装置的各种特性。 [0059] 例如，作为上述以往的Sn-Ag系焊接材料而通常使用的Sn3.5Ag焊接材料(包括96.5重量％的Sn和3.5重量％的Ag的焊接材料)可以以低融点(例如220℃左右)进行焊料接合，但是存在高温工作时的可靠性降低的问题。另外，在如上述专利文献1～5那样增加Sn-Ag系焊料接合层中的Ag含量的情况下，材料成本增加(例如Ag含量每增加1％，焊料成本增加约20％)，融点变高(例如Sn10Ag焊接材料(包括90.0重量％的Sn和10.0重量％的Ag的焊接材料)的融点为300℃左右)。因此，增加Sn-Ag系焊料接合层中的Ag含量并不现实。 [0060] 另外，以往的Sn-Ag系焊料接合层因能量循环的热负荷而产生以下问题。将以往的Sn-Ag系焊料接合层的能量循环可靠性试验时的状态(经受到因能量循环而引起的热负荷的状态)示于图7的(b)中。如图7的(b)所示，在以往的Sn-Ag系焊料接合层中，由于因能量循环而引起的热负荷导致Sn晶粒121粗大化，Ag3Sn化合物122凝集/粗大化为5μm左右大小的粒径。由此，因Ag3Sn化合物122导致Sn晶粒121之间的晶粒边界没有被强化，因此在Sn晶粒121之间的晶粒边界产生晶界裂纹123，该晶界裂纹123向相邻的Sn晶粒121之间的晶粒边界扩展。 [0061] 另外，对上述以往的Sn-Sb系焊接材料而言，Sn-Sb系焊接材料中含有的Sb的含量越高，可靠性变得越高，但是存在Sb的含量越高，融点变得越高的问题。例如，作为以往的Sn-Sb系焊接材料而通常使用的Sn13Sb焊接材料(包括87.0重量％的Sn和13.0重量％的Sb的焊接材料)的融点为300℃左右。另外，即使作为将Sb的含量提高至融点变为300℃左右从而提高可靠性的Sn-Sb系焊接材料，当在175℃左右的环境下使半导体装置工作时，也有根据装置的使用用途等需要更高的可靠性的情况。 [0062] 另外，以往Sn-Sb系焊料接合层因能量循环等的热负荷而产生以下问题。将以往的Sn-Sb系焊料接合层的能量循环可靠性试验时的状态示于图8的(b)。如图8的(b)所示，在以往的Sn-Sb系焊料接合层中，Sn晶粒131之间的晶粒边界未被强化，因此存在这样的问题，即，当因应力而导致焊料形变时，在Sn晶粒131之间的晶粒边界产生晶界裂纹133，该晶界裂纹133向相邻的Sn晶粒131之间的晶粒边界扩展。 [0063] 另外，通常，焊膏的回流热处理在氮(N2)气氛的炉内进行，但是从焊膏的耐热性(焊膏的树脂的耐热性250℃左右)的观点考虑，难以进行300℃以上的热处理，融点为300℃左右的焊接材料难以用于制造工艺。另外，当在氢(H2)气氛的炉内进行焊膏的回流热处理时，可以进行300℃以上的热处理，但是可能会因350℃以上的温度的热处理而导致半导体芯片发生损坏。另外，在300℃左右的温度下进行30分钟左右的长时间热处理的情况下，作为电极材料和/或结构材料而使用的铝(Al)和/或铜软化，可能会发生寿命降低和/或形状不良。 [0064] 本发明的目的在于，为了解决上述的以往技术引起的问题，提供一种能够以低融点进行焊料接合，并且具有可靠性高的焊料接合层的半导体装置和半导体装置的制造方法。 [0065] 技术方案 [0066] 为了解决上述问题，达到本发明的目的，该发明的半导体装置是通过焊料接合层使一组构件之间接合而成的半导体装置，具有以下特征。上述焊料接合层包括：第一结晶部，以锡原子：锑原子＝1：p(0＜p≤0.1)的比率包括锡和锑；以及第二结晶部，具有第一部分和第二部分中的至少一者，上述第一部分以锡原子：银原子＝1：q(2≤q≤5)的比率包括锡和银，上述第二部分以锡原子：铜原子＝1：r(0.4≤r≤4)的比率包括锡和铜。而且，上述第二结晶部的平均粒径小于上述第一结晶部的平均粒径。 [0067] 另外，在上述的发明中，本发明的半导体装置的特征在于，上述焊料接合层具有第三结晶部，上述第三结晶部以锡原子：锑原子＝1：s(0.8≤s≤1.6)的比率包括锡和锑。 [0068] 另外，在上述的发明中，本发明的半导体装置的特征在于，上述第一结晶部是固溶有锑的锡晶粒。 [0069] 另外，在上述的发明中，本发明的半导体装置的特征在于，上述第一结晶部是固溶有锑的锡晶粒，上述第三结晶部是由上述第一结晶部与超过了在该第一结晶部的固溶限度的锑反应而成的晶粒。 [0070] 另外，在上述的发明中，本发明的半导体装置的特征在于，上述第二结晶部在上述第一结晶部间的晶粒边界析出。 [0071] 另外，在上述的发明中，本发明的半导体装置的特征在于，上述第一部分的平均粒径为1μm以下。 [0072] 另外，在上述的发明中，本发明的半导体装置的特征在于，上述焊料接合层的融点为260℃以下。 [0073] 另外，为了解决上述的问题，达到本发明的目的，该发明的半导体装置的制造方法是通过焊料接合层使一组构件之间接合而成的半导体装置的制造方法，具有以下特征。首先，进行将焊膏涂布在上述构件中的一个构件上的工序，其中，上述焊膏包括含有锑的合金粉末与不含有锑的合金粉末的混合物。接着，进行通过热处理使上述焊膏固化而形成上述焊料接合层，通过上述焊料接合层使上述构件彼此接合的工序。其上述焊料接合层包括第一结晶部和第二结晶部。上述第一结晶部以锡原子：锑原子＝1：p(0＜p≤0.1)的比率包括锡和锑。上述第二结晶部具有第一部分和第二部分中的至少一者，上述第一部分以锡原子：银原子＝1：q(2≤q≤5)的比率包括锡和银，上述第二部分以锡原子：铜原子＝1：r(0.4≤r≤4)的比率包括锡和铜。上述第二结晶部的平均粒径比上述第一结晶部的平均粒径小。 [0074] 根据上述的发明，通过第一结晶部(锡晶粒)和第二结晶部来构成焊料接合层并使焊料接合层强化，其中，第一结晶部和第二结晶部形成实质上规则地排列且均匀的金属组织，第一结晶部固溶有锑，第二结晶部包括在第一结晶部之间的晶粒边界析出而成的多个第一部分(包括锡和银的化合物)或第二部分(包括锡和铜的化合物)，或者包括第一部分和第二部分。具体来说，通过在第一结晶部固溶的锑而使全部第一结晶部被固溶强化，因此能够抑制因能量循环等的热负荷而导致的第一结晶部的粗大化。另外，第一结晶部之间的晶粒边界被第二结晶部强化，第一结晶部的结晶难以变形。由此，与以往的锡-银系焊料接合层和锡-锑系焊料接合层相比能够抑制粒内裂纹和晶界裂纹的扩展。 [0075] 另外，根据上述的发明，第一结晶部的一部分与超过了固溶限度的锑反应而构成了第三结晶部，由此使焊料接合层难以产生因应力导致的形变，因此能够进一步使第一结晶部的结晶难以变形。另外，根据上述的发明，能够通过第一、第二结晶部使焊料接合层的融点成为比300℃低的温度，例如成为260℃以下的温度。由此，能够通过低于300℃的温度的焊料附着工艺来获得需要300℃以上的温度的焊料附着工艺的以往的锡-锑系焊料接合层以上的能量循环可靠性。由于可以在比300℃低的温度下进行焊料附着工艺，因此能够降低半导体装置的热负荷，能够提供一种与以往相比因热负荷而导致的不利影响小的半导体装置。需要说明的是，所说的能量循环可靠性耐受量是：针对在半导体装置进行的不连续的反复通电，直到由于产生的反复发热与伴随其产生的应力使得无法获得作为半导体装置所必须的预定特性为止的重复次数。另外，根据实施方式，使用将包括锑的第一粉末与不包括锑的第二粉末混合而成的混合焊膏来形成焊料接合层，由此与使用由一种合金的粉末所构成的单一焊膏来形成焊料接合层的情况相比，能够使焊料接合层进一步成为第一结晶部至第三结晶部实质上规则地排列而成的均匀的金属组织。 [0076] 有益效果 [0078] 图1是示出实施方式的半导体装置的结构的截面图。 [0079] 图2是示意性地示出图1的焊料接合层的构成的说明图。 [0080] 图3A是示出实施例1的焊料接合层的能量循环可靠性试验时的状态的截面图。 [0081] 图3B是示出实施例3的焊料接合层的能量循环可靠性试验时的状态的截面图。 [0082] 图4A是示出比较例1的焊料接合层的能量循环可靠性试验时的状态的截面图。 [0083] 图4B是示出比较例2的焊料接合层的能量循环可靠性试验时的状态的截面图。 [0084] 图5是示出半导体装置的Sb含量与能量循环可靠性耐受量的关系的特性图。 [0085] 图6是示出半导体装置的Ag含量与能量循环可靠性耐受量的关系的特性图。 [0086] 图7是示意性地示出利用以往的Sn-Ag系焊接材料而构成的焊料接合层的状态的说明图。 [0087] 图8是示意性地示出利用以往的Sn-Sb系焊接材料而构成的焊料接合层的状态的说明图。 [0088] 图9是示意性地示出用于形成图1的焊料接合层的单一膏的溶融时的状态的说明图。 [0089] 图10是示意性地示出用于形成图1的焊料接合层的混合膏的溶融时的状态的说明图。 [0090] 图11是示出实施例4的焊料接合层的能量循环可靠性试验时的状态的截面图。 [0091] 图12是示出实施例5的焊料接合层的能量循环可靠性试验时的状态的截面图。 [0092] 图13是示出实施例4的焊料接合层的能量循环可靠性试验时的另一状态的截面图。 [0093] 图14是示出实施例5的焊料接合层的能量循环可靠性试验时的另一状态的截面图。 [0094] 图15是示出实施例1的焊料接合层的能量循环可靠性试验时的另一状态的截面图。 [0095] 符号说明 [0096] 1 半导体芯片 [0097] 2 绝缘基板 [0098] 3 绝缘层 [0099] 4 电路图案(金属箔) [0100] 5 背铜箔 [0101] 6 铜基底 [0102] 11、12 焊料接合层 [0103] 21 第一结晶部(固溶有Sb的Sn晶粒) [0104] 22 第二结晶部 [0105] 22-1 第一金属间化合物(包括Sn和Ag的化合物) [0106] 22-2 第二金属间化合物(包括Sn和Cu的化合物) [0107] 23 第三结晶部(第一结晶部与超过了在第一结晶部的固溶限度的Sb反应而成的Sn晶粒) 具体实施方式[0108] 在以下参照附图，对本发明的半导体装置和半导体装置的制造方法的优选实施方式进行详细地说明。需要说明的是，在以下的实施方式的说明和附图中，对同样的构成标注相同的符号，并省略重复的说明。 [0109] (实施方式) [0110] 对实施方式的半导体装置的结构进行说明。图1是示出实施方式的半导体装置的结构的截面图。如图1所示，实施方式的半导体装置具备半导体芯片1、陶瓷绝缘基板(DCB(Direct Copper Bonding：直接铜键合)基板)等绝缘基板2和铜(Cu)基底6，例如是模块结构的半导体装置。需要说明的是，在图1中省略了冷却器、树脂壳体、外部端子、键合线等图示。对绝缘基板2而言，在绝缘层3的正面侧设置有包括例如Cu等导体的电路图案(金属箔)4，在绝缘层3的背面侧设置有背铜箔5等金属箔。 [0111] 半导体芯片1的背面通过焊料接合层11而与电路图案(金属箔)4接合。Cu基底6的正面通过焊料接合层12而与背铜箔5接合。尽管未图示，但Cu基底6的背面通过热化合物(Thermal Compound)而与冷却器接合。另外，在Cu基底6的周边粘接有设置有外部端子的树脂壳体。设置在半导体芯片1的正面的省略了图示的电极与电路图案(金属箔)4通过省略了图示的铝线等引线键合而电连接。 [0112] 作为利用焊料接合层11、12而使被接合元件彼此接合的方法为：通过焊膏等使被接合元件彼此接触之后，在例如250℃以上且350℃以下程度的温度下，保持0.5分钟以上且30分钟以下的程度，优选保持1分钟以上且5分钟以下程度来进行热处理。然后，通过在预定的降温速度下进行冷却来使焊膏固化，形成焊料接合层。该热处理的升温速度为1℃/秒左右，而降温速度优选为5℃/秒以上，更加优选8℃/秒以上且15℃/秒以下。在以往的接合方法中，用于形成焊料接合层的热处理的降温速度为1℃/秒，但是无法形成具有预定构成的焊料接合层，而在焊料接合层产生裂纹，使能量循环可靠性劣化。对此，在本发明中，通过将降温速度设为上述条件，从而能够形成如下所示的金属组织的焊料接合层11、12。在此，这时的炉内环境可以是氮气氛也可以是氢气氛。需要说明的是，上述被接合元件为半导体芯片、电路图案(金属箔)4、金属箔(绝缘基板)、散热器(Cu基底)等半导体装置的构件。具体来说，接合的构件为：半导体芯片1与电路图案(金属箔)4、Cu基底6与背铜箔5、引线框架与金属箔(绝缘基板)等。 [0113] 焊料接合层11、12使用例如乳状的焊膏而形成，该乳状的焊膏由以预定比例包括预定材料的焊接材料的粉末、助熔剂(松脂等)混合而成。用于形成焊料接合层11、12的焊膏只要是具有润湿铺展至预定表面积的适当粘性并且可以被涂布机(dispenser)等涂布于被接合元件上即可，可以是包括一种合金粉末的焊膏(以下，称为单一焊膏)，也可以是包括被调整为不同组成的两种以上的合金粉末的焊膏(以下，称为混合焊膏)。对于使用焊膏来使被接合元件彼此接合来说，例如，将成为焊料接合层11、12的焊膏涂布于一个被接合元件上。然后，在该焊膏上配置另一个被接合元件，通过热处理使焊膏固化而形成焊料接合层11、12，由此使被接合元件彼此贴合而一体化。需要说明的是，在焊膏中包含的助熔剂也可以使用在半导体等通常所使用的材料。 [0114] 另外，在用于形成焊料接合层11、12的焊膏中所含的焊接材料粉末可以使用被调整为预定组成的粉末。例如，在使用89Sn8Sb3Ag(包括89.0重量％的Sn、8.0重量％的Sb和3.0重量％的Ag)焊接材料而形成焊料接合层11、12的情况下，可以使用89Sn8Sb3Ag合金的粉末(即形成单一焊膏)。另外，在用于形成焊料接合层11、12的焊膏中所含的焊接材料的粉末也可以使用将被调整为不同组成的两种以上的合金粉末混合而成的物质(即形成混合焊膏)。在混合两种以上的合金粉末的情况下，可以使用以预定的重量比混合包括Sb的第一粉末与不包括Sb的第二粉末而成的焊膏。具体来说，例如，将81.5Sn16Sb2.5Ag合金(包括81.5重量％的Sn、16.0重量％的Sb和2.5重量％的Ag的合金)的第一粉末与96.5Sn3.5Ag合金(包括96.5重量％的Sn和3.5重量％的Ag的合金)的第二粉末以1：1重量比混合而作为焊膏。通过对该焊膏进行热处理从而能够形成89Sn8Sb3Ag合金的焊料接合层11、12。 [0115] 接着，对焊料接合层11、12的构成进行详细说明。图2是示意性地示出图1的焊料接合层的构成的说明图。将焊料接合层11、12的初期(在经受由能量循环而引起的热负荷之前)的状态示于图2的(a)中。使用分别含有预定量的锡(Sn)、锑(Sb)和银(Ag)的焊接材料通过一般的焊料接合方法来形成焊料接合层11、12。焊料接合层11、12还可以进一步以预定的比例含有Cu。在这种情况下，可以使用分别包括预定量的Sn、Sb、Ag和Cu的焊接材料来形成焊料接合层11、12。在焊料接合层11、12含有Ag，由此能够提高焊料润湿性。 [0116] 如图2的(a)所示，焊料接合层11、12成为这样的结构，即，在作为基质而分散的第一结晶部21之间的晶粒边界析出有比第一结晶部21硬并且粒径(直径)比第一结晶部21小的微粒状至柱状等多个第二结晶部(晶粒)22。第一结晶部21是以相对于Sn原子使Sb原子大于0且在固溶限度以下的方式包括Sn和Sb的Sn晶粒，例如，以Sn原子：Sb原子＝1：p(0＜p≤0.1)的比率包括Sn和Sb，通过固溶于第一结晶部21的Sb，从而使得全部晶粒被固溶强化，第一结晶部21的结晶变得难以变形。 [0117] 另外，在第一结晶部21之间的晶粒边界析出有多个第二结晶部22，由此第一结晶部21之间的晶粒边界被强化而结晶变得难以变形。需要说明的是，上述Sn原子：Sb原子是指，Sn与Sb的原子数之比。从可靠性的观点考虑，优选第一结晶部21的平均粒径为0.2μm以上且100μm以下。其理由是，第一结晶部21的粒径在接近0.2μm更耐热负荷如果平均粒径超过100μm则产生孔隙，或者热物理性质、机械物理性质等变得不均匀而存在可靠性变差的可能性。另外，是因为当第一结晶部21的平均粒径为上述范围的粒径时，在第一结晶部21之间的晶粒边界易于形成第二结晶部22。 [0118] 第二结晶部22为例如，以Sn原子：Ag原子＝1：q(2≤q≤5)的比率含有Sn和Ag的第一金属间化合物(第一部分)22-1。在多个第一金属间化合物22-1之中，优选大部分第一金属间化合物22-1的平均粒径为10μm以下，从可靠性的观点考虑进一步优选为0.1μm以上且1.0μm以下。在焊料接合层11、12中含有的具有1μm以下粒径的第一金属间化合物22-1越多，第一结晶部21之间的晶粒边界的强化结构越提高，因此是优选的。第二结晶部22中的Ag含量根据焊接材料中的Sb的含量和/或焊料接合时的其它原子的存在等而变化。第一金属间化合物22-1是指由Ag和Sn构成的Ag3Sn(Sn原子：Ag原子＝1： 3)化合物和/或Ag4Sn(Sn原子：Ag原子＝1：4)化合物等。 [0119] 第二结晶部22存在于第一结晶部21之间的晶粒边界，并且第一结晶部21之间具有通过第二结晶部22而结合的部分。另外，第一结晶部21之间也可以存在形成直接界面的部分。另外，第二结晶部22可以形成在被接合元件与第一结晶部21之间，也可以形成在组成不同的另一第二结晶部22与第一结晶部21之间。而且，第二结晶部22还可以形成在后述的第三结晶部23之间、第三结晶部23与第一结晶部21之间、或者第三结晶部23与被接合元件之间。如此，通过形成第二结晶部22，从而使得在第一结晶部21的晶粒边界难以产生裂纹。这意味着第一结晶部21的晶粒边界得到了强化。 [0120] 第一金属间化合物22-1的面积相对于第一结晶部21的面积的比例(以下，称为第一金属间化合物22-1的面积比率S1)可以为例如大于0％且在5％以下(0％＜S1≤5％)。通过将第一金属间化合物22-1的面积比率S1设为大于0％，可获得防止晶界裂纹的扩展的效果。优选第一金属间化合物22-1的面积比率S1可以为例如2％以上且5％以下(2％≤S1≤5％)。其理由如下。是因为通过将第一金属间化合物22-1的面积比率S1设为2％以上，从而能够使第一结晶部21被第一金属间化合物22-1基本完全覆盖，因此能够提高防止晶界裂纹的扩展的效果。另外，是因为，当第一金属间化合物22-1的面积比率S1大于5％时，第一金属间化合物22-1(例如Ag3Sn化合物)的粒径变大，因此防止晶界裂纹的扩展的效果变差。面积比率和平均粒径是：由能够辨别第一金属间化合物22-1的 1μm左右的粒径的，例如倍率为1500倍的SEM(Scanning Electron Microscope：扫描电子显微镜)图像，在与第一结晶部21的粒径相比足够大的区域，例如在30μm×30μm的区域中进行图像处理，由此计算出的值。具体来说，通过图像处理使粒子的轮廓变得清晰，确定预定的粒子。将该粒子近似地作为圆或多边形等从而求出面积和/或粒径。 [0121] 另外，第二结晶部22可以是例如，以Sn原子：Cu原子＝1：r(0.4≤r≤4)的比率包括Sn和Cu的第二金属间化合物(第二部分)22-2。另外，第二结晶部22也可以由第一金属间化合物22-1和第二金属间化合物22-2构成。第二金属间化合物22-2是指Cu6Sn5(Sn原子：Cu原子＝5：6)化合物和/或Cu3Sn(Sn原子：Cu原子＝1：3)化合物等。第二结晶部22中的Cu3Sn化合物由来自于Cu元件(电路图案4、背铜箔5)溶融在焊料接合层11、12中的Cu与Sn(第一结晶部21等)反应而形成。Cu3Sn化合物是通过例如在250℃以上 350℃且以下的温度下，反应时间为0.5分钟以上且30分钟以下，优选为1分钟以上且5分钟以下程度的热处理而生成的物质，并且存在于焊料接合层11、12中的Cu元件附近。在生成Cu3Sn化合物时的热处理中，降温速度优选为5℃/秒以上，更加优选为8℃/秒以上且小于15℃/秒。 [0122] 另外，Cu3Sn化合物有时也会由于因能量循环而引起的热负荷(一个循环中的温度从室温(例如25℃)变化至175℃)不仅形成于Cu元件附近而且通过Cu的扩散而形成在整个焊料接合层11、12中。另外，在一个循环中的温度从室温变化为150℃以上且250℃以下的范围内的温度的能量循环而引起的热负荷中，也同样地生成第二金属间化合物22-2。其理由推测如下。重复进行导通、断开时的半导体装置的降温速度在5℃/秒以上且10℃/秒以下的范围内。由此，考虑使能量循环试验中的保持温度与骤冷的条件成为适合于作为第二结晶部22的第二部分的第二金属间化合物22-2(Cu-Sn化合物)的生成的条件。 [0123] 随着生成第二金属间化合物22-2，第一结晶部21内的Sn被消耗，因此第一结晶部21内的Sb浓度上升。由此，与焊料单质的情况相比，第一结晶部21被强化，还新生成第三结晶部23(在第三结晶部23已经存在的情况下其数量增加)而带来可靠性提高的效果。作为通过焊料接合层11、12而接合的被接合元件表面，除Cu之外，即使通过使用形成镍(Ni)和/或金(Au)、Ag等与Sn的化合物的其它材料，也可获得与使用了Cu时同样的效果。而且，第二金属间化合物22-2的平均粒径优选为10μm以下，从可靠性的观点考虑进一步优选为0.1μm以上且1.0μm以下。 [0124] 因此，在利用焊料接合层11、12进行了焊料接合之后，还优选在实际使用之前实施预先的热处理，由此生成第二金属间化合物22-2。该热处理时的热负荷是使从室温变化到150℃以上且250℃以下的范围内的温度为止的一个循环在每数秒至数分钟重复生成一次以上。另外，该热处理也可以是在150℃以上且250℃以下的范围内的温度下保持数分钟。另外，该热处理的降温速度优选为5℃/秒以上，更加优选为8℃/秒以上且小于15℃/秒。当将该热处理的降温速度设为15℃/秒以上时，在其它元件以及元件间产生热应力，因此不优选。为了进行这种骤冷处理，也可以使用除空气冷却以外的其它制冷剂。 [0125] 第二金属间化合物22-2的面积相对于第一结晶部21的面积的比例(以下，称为第二金属间化合物22-2的面积比率S2)可以是例如大于0％且在50％以下(0％＜S2≤50％)。其理由如下。是因为第二金属间化合物22-2的面积比率S2越大，越能够提高防止晶界裂纹的扩展的效果。另外，当第二金属间化合物22-2的面积比率S2大于50％时，第二金属间化合物22-2成为妨害，在焊料接合时溶融了的焊料中的孔隙(气泡)变得难以去除，因此焊料附着性劣化。因此，优选第一结晶部21与第二结晶部22的面积比率为大于2％且在55％以下。 [0126] 另外，焊料接合层11、12也可以具有第一结晶部21与超过了在第一结晶部21的固溶限度的Sb反应而成的第三结晶部23。第三结晶部23例如是以Sn原子：Sb原子＝1：s(0.8≤s≤1.6)的比率包括Sn和Sb的晶粒。具体来说，第三结晶部23是SnSb(Sn原子：Sb原子＝1：1)化合物和/或Sb2Sn3(Sn原子：Sb原子＝3：2)化合物等金属间化合物，并且比第一结晶部21硬。Sb的针对Sn晶粒的固溶限度(饱和量)根据焊料接合时的热处理温度、冷却温度、焊接材料中的Sb的含量、焊料接合时的其它原子的存在等而变化。需要说明的是，从可靠性的观点考虑，优选第三结晶部23的平均粒径为0.1μm以上且100μm以下。这也考虑到基于与上述第一结晶部21的情况相同的理由。另外，在第三结晶部23的粒径大于100μm的情况下，第三结晶部23成为妨害，焊料接合时溶融了的焊料中的孔隙难以去除，焊料附着性劣化，因此不优选。 [0127] 第三结晶部23的相对于第一结晶部21的面积的面积的比例(以下，称为第三结晶部23的面积比率S3)可以为例如大于0％且在15％以下(0％＜S3≤15％)。其理由如下。是由于第三结晶部23的面积比率S3越大，越能够提高防止晶界裂纹的扩展的效果。另外，当第三结晶部23的面积比率S3大于15％时，第三结晶部23成为妨害，焊料接合时溶融了的焊料中的孔隙难以去除，因此焊料附着性劣化。需要说明的是，对实际的第一结晶部21、第二结晶部22和第三结晶部23而言，在多个截面上，通过EDX(Energy Dispersive X-ray spectrometry：能量色散X射线光谱法)、AES(Auger Electron Spectroscopy：俄歇电子能谱法)等进行组成分析，从而确定了其良好的组成。 [0128] 将这种构成的焊料接合层11、12的能量循环可靠性试验时的状态(经受到因能量循环而引起的热负荷的状态)示于图2的(b)。需要说明的是，对能量循环可靠性试验而言，在一个循环中的温度通过发热由室温变化至175℃为止的条件下，重复电流导通时间0.5秒～3秒，断开时间0.5秒～20秒来进行通电(试验时间：50个小时)。如上述那样，通过固溶了的Sb使得第一结晶部21整体被固溶强化，因此即使受到因能量循环引起的热负荷，第一结晶部21也不会粗大化。因此，因第二结晶部22产生的第一结晶部21之间的晶粒边界的析出强化结构未破坏。因此，如图2中的(b)所示，即使在一个第一结晶部21中产生了晶界裂纹、粒内裂纹(以下，称为裂纹24)，也能够减少裂纹24向与产生了裂纹24的第一结晶部21连续的第一结晶部21和/或第一结晶部21之间的晶粒边界扩展。 [0129] 接着，关于用于形成焊料接合层11、12的焊膏的溶融机理，首先对单一焊膏的溶融机理进行说明。图9是示意性地示出用于形成图1的焊料接合层的单一焊膏的溶融时的状态的说明图。在图9的(a)中示出均匀焊膏的热处理前的状态，在图9的(b)中示出单一焊膏的热处理时的状态。如图9的(a)所示，热处理前的单一焊膏例如具有如下构成：在分散于基质中的92Sn8Sb晶粒(包括92.0重量％的Sn和8.0重量％的Sb的晶粒)61之间的晶粒边界，析出有粒径(直径)比92Sn8Sb晶粒61小的微粒状至柱状等的多个Ag3Sn化合物62。单一焊膏仅包括一种合金的粉末，因此由上述92Sn8Sb晶粒61和Ag3Sn化合物62构成的结构同样分布在整个单一焊膏中。 [0130] 在对该单一焊膏进行了用于形成焊料接合层11、12的热处理的情况下，如图9的(b)所示，热处理的温度达到了例如(221+α)℃左右的温度时Sb浓度低的部分，即不含有高融点的Sb的Ag3Sn化合物62首先溶融。由于Ag3Sn化合物62以分散状态部分地存在于整个单一焊膏中，因此即使Ag3Sn化合物62比92Sn8Sb晶粒61早溶融，整个单一焊膏的宏观上的融点也基本不变，为92Sn8Sb晶粒61的融点。因此，在单一焊膏的情况下，热处理的温度达到Ag3Sn化合物62的融点，Ag3Sn化合物62溶融，然后，当达到了92Sn8Sb晶粒61的融点时全部液化。在单一焊膏中，在热处理时间短的情况下，可能会产生孔隙，而通过延长热处理时间可使单一焊膏润湿铺展，因此优选将热处理时间设定为不产生孔隙的程度。例如，在将炉内的温度设为260℃(将载置半导体芯片的加热板的温度设为235℃)在氮气氛中进行270秒以上程度的热处理的情况下，确认了在使用了单一焊膏的焊料接合层11、12基本上不产生孔隙。 [0131] 接着，对混合焊膏的溶融机理进行说明。图10是示意性地示出用于形成图1的焊料接合层的混合焊膏的溶融时的状态的说明图。在图10的(a)示出混合焊膏的热处理前的状态，在图10的(b)示出混合焊膏的热处理时的状态。如图10的(a)所示，在混合焊膏中，包括以预定的重量比且呈分离状态的第一粉末70-1和第二粉末70-2。第一粉末70-1是包括Sb的粉末，例如具有固溶有Sb的Sn晶粒71-1分散在基质的结构。符号71-2是超过了固溶限度的Sb与Sn晶粒71-1中的Sn的一部分一起析出而成的SnSb化合物。第二粉末70-2是不包括Sb的粉末，例如具有以下结构，即，在基质分散的Sn晶粒72-1之间的晶粒边界析出粒径比Sn晶粒72-1小的微粒状至柱状等的多个Ag3Sn化合物72-2。 [0132] 在对该混合焊膏进行了用于形成焊料接合层11、12的热处理的情况下，如图10的(b)所示，热处理的温度达到了例如221℃左右的温度时，Sb浓度低的部分，即不含有高融点的Sb的第二粉末70-2首先溶融而液化。即，成为全部第二粉末70-2被液化且混合焊膏的一部分被液化的状态。另外，首先溶融了的第二粉末70-2在第一粉末70-1中扩散(未图示)，整个混合焊膏在以比单一膏短的时间被液化。如此，在不含有Sb的情况下通过融点低的第二粉末70-2使整个混合焊膏的宏观上的融点降低。另外，在混合焊膏中，通过与使用单一焊膏的情况相比以较短的时间被液化，从而提高润湿性，因此与使用单一焊膏的情况相比能够抑制孔隙的产生。例如，在将炉内的温度设为260℃(将载置半导体芯片的加热板的温度设为235℃)在氮气氛中进行了110秒左右的热处理的情况下，可确认的是，使用了单一焊膏的焊料接合层11、12的基本全部产生孔隙，但在使用了混合焊膏的焊料接合层11、12基本上不产生孔隙。 [0133] 通过能量循环可靠性试验来验证了上述焊料接合层11、12。首先，对当使用均匀焊膏而形成了焊料接合层11、12时的能量循环可靠性试验结果进行说明。例如，通过使用了包括89Sn8Sb3Ag焊接材料(包括89.0重量％的Sn、8.0重量％的Sb和3.0重量％的Ag的焊接材料：融点约253℃)的单一焊膏(即包括89Sn8Sb3Ag合金粉末的单一焊膏，以下，称为包括焊接材料的单一焊膏)的焊料接合来形成厚度100μm的焊料接合层11、12，并对该焊料接合层11、12的能量循环可靠性试验时的状态进行了观察。将该结果示于图3A(以下，称为实施例1)。需要说明的是，设实施例1的热处理的温度为270℃，保持时间为5分钟，降温速度为10℃/秒。另外，通过使用了包括84Sn13Sb3Ag焊接材料(包括84.0重量％的Sn、13.0重量％的Sb和3.0重量％的Ag的焊接材料：融点约290℃)的单一焊膏的焊料接合来形成焊料接合层11、12，并对该焊料接合层11、12的能量循环可靠性试验时的状态进行了观察。将该结果示于图3B(以下，称为实施例3)。设实施例3的热处理的温度为320℃，保持时间为5分钟，降温速度为10℃/秒。作为比较例1，通过使用了包括以往87Sn13Sb焊接材料(包括87.0重量％的Sn和13.0重量％的Sb的焊接材料：融点约300℃)的单一焊膏的焊料接合来形成焊料接合层，并对该焊料接合层的能量循环可靠性试验时的状态进行了观察。将该结果示于图4A。设比较例1的热处理的温度为320℃，保持时间为5分钟，降温速度为10℃/秒。图3A是示出实施例1的焊料接合层的能量循环可靠性试验时的状态的截面图。图3B是示出实施例3的焊料接合层的能量循环可靠性试验时的状态的截面图。图4A是示出比较例1的焊料接合层的能量循环可靠性试验时的状态的截面图。图3A、3B、4A是从半导体芯片正面侧观察到的SEM图像(图4B、图11、图12也相同)。 [0134] 如图3A所示，确认了：在实施例1的焊料接合层30-1中，固溶有Sb的多个Sn晶粒31作为基质而分散，在Sn晶粒31(第一结晶部)之间的晶粒边界以包围Sn晶粒31(平均粒径约30μm)的方式析出具有0.5μm以下的粒径的微粒状硬的Ag3Sn化合物32-1(第二结晶部的第一金属间化合物)。另外，确认了一个以上Sn晶粒31与超过了固溶限度的Sb反应而成为SnSb化合物33(第三结晶部)，另外，确认了在焊料接合层30-1与Cu元件30-2的接合界面附近析出Cu6Sn5化合物32-2(第二结晶部的第二金属间化合物)。这是在焊料接合时(在270℃的温度下5分钟左右的热处理等)所形成的物质，由此，第二结晶部的第一金属间化合物和第二金属间化合物以围绕一个至多个第一结晶部的方式形成。另外，第二结晶部的一部分是经历因能量循环而引起的热负荷(一个循环中的温度从室温变化至175℃)从而形成的物质。并且，进一步确认了即使经受到因能量循环而引起的热负荷之后，Sn晶粒31的粒径也不会粗大化，并且由于Ag3Sn化合物32-1、Cu6Sn5化合物32-2和SnSb化合物33，Sn晶粒31之间的晶粒边界的析出强化结构未损坏，没有裂纹的产生。 需要说明的是，第二结晶部的第二金属间化合物即使在因一个循环中的温度从室温变化到 150℃以上且250℃以下的范围内的温度的能量循环而引起的热负荷中也同样产生。另外，如图3B所示，确认了即使在实施例3中也与实施例1同样，Sn晶粒31、Ag3Sn化合物32-1和SnSb化合物33析出。另一方面，确认了在比较例1的焊料接合层40中没有第二结晶部，因此由热应力导致焊料形变，由此在Sn晶粒41彼此的晶粒边界产生裂纹44(图4A)。 [0135] 接着，对当使用混合焊膏而形成了焊料接合层11、12时的能量循环可靠性试验结果进行说明。通过使用了混合焊膏的焊料接合来形成焊料接合层11、12，并对该焊料接合层11、12的能量循环可靠性试验时的状态进行了观察。该结果示于图11、12(以下，称为实施例4、实施例5)。图11是示出实施例4的焊料接合层的能量循环可靠性试验时的状态的截面图。图12是示出实施例5的焊料接合层的能量循环可靠性试验时的状态的截面图。在图11、图12中分别示出当将热处理温度设为260℃且在氮气氛中进行了300秒(5分)左右的热处理时的实施例4、实施例5。另外，将当热处理温度设为230℃(最大232℃)，在氮气氛中进行了300秒(5分)左右的热处理时的实施例4、5分别示于图13、14。在此，在降温速度为10℃/秒的条件下进行。图13是示出实施例4的焊料接合层的能量循环可靠性试验时的另一状态的截面图。图14是示出实施例5的焊料接合层的能量循环可靠性试验时的另一状态的截面图。 [0136] 对实施例4而言，通过使用了将70Sn30Sb合金(包括70.0重量％的Sn和30.0重量％的Sb合金)的第一粉末与96Sn4Ag合金(包括96.0重量％的Sn和4.0重量％的Ag的合金)的第二粉末混合而成的混合焊膏进行的焊料接合来形成了焊料接合层。在实施例4中，第一粉末与第二粉末的重量比为1：2.8。对实施例5而言，通过使用了将70Sn30Sb合金(包括70.0重量％的Sn和30.0重量％的Sb的合金)的第一粉末与96Sn4Ag合金(包括96.0重量％的Sn和4.0重量％的Ag的合金)的第二粉末混合而成的混合焊膏进行的焊料接合来形成了焊料接合层。在实施例5中，第一粉末与第二粉末的重量比为1：1。另外，通过X射线光电子分光法(XPS：X-ray Photoelectron Spectroscopy)确认了与实施例 1同样，在实施例4、实施例5也形成了第三结晶部(SnSb化合物)。在图11、图12中，将第一结晶部、第三结晶部均用符号81表示。另外，作为比较，将当热处理温度设为230℃(最大232℃)、在氮气氛中进行了300秒(5分)左右的热处理的情况的实施例1示于图15。 图15是示出实施例1的焊料接合层的能量循环可靠性试验时的另一状态的截面图。 [0137] 通过图11、图12中示出的结果，确认了：即使在利用使用了混合焊膏的焊料接合的实施例4、5中，也与基于使用了包括89Sn8Sb3Ag焊接材料的单一焊膏的焊料接合的实施例1同样(图3A)，形成有第一结晶部(包括第三结晶部)81和第二结晶部82。即，确认了：即使在使用混合焊膏而形成了焊料接合层11、12的情况下，也与使用单一焊膏而形成了焊料接合层11、12的情况同样，能够使焊料接合层11、12成为第一结晶部(包括第三结晶部)81和第二结晶部82实质上呈规则排列而成的均匀金属组织。另外，确认了：在实施例4、实施例5中，与实施例1相比，第一结晶部(包括第三结晶部)81和第二结晶部82一起被进一步微细化，能够成为更加均匀的金属组织。即，与单一焊膏的情况相比，通过使用混合焊膏，使第三结晶部凝集而能够抑制第一、第三结晶部粗大化。其理由如下。 [0138] 如图13、图14所示，确认了在使用了混合焊膏的实施例4、实施例5中，在230℃左右下溶融。另一方面，如图15所示，确认了在使用了单一焊膏的实施例1中，在载置半导体芯片的加热板的温度为230℃左右不溶融。另外，虽然省略了图示，但确认了在使用了单一焊膏的实施例1中，即使在载置半导体芯片的加热板的温度为260℃左右也不完全溶融而产生孔隙。使用了混合焊膏的实施例4、5与使用了单一焊膏的实施例1相比在短时间内溶融，推测这是因为混合焊膏中的不含有Sb的第二粉末首先溶融，并扩展至含有Sb的第一粉末。而且，据此，在实施例4、实施例5中，推测为：通过使混合焊膏的液化在短时间内进行，从而推进了第一结晶部(包括第三结晶部)81和第二结晶部82的微细化。 [0139] 接着，对焊料接合层11、12中的Sb含量进行说明。图5是示出半导体装置的Sb含量与能量循环可靠性耐受量的关系的特性图。对于利用包括(100-x-y)重量％的Sn、x重量％的Sb以及y重量％的Ag的(100-x-y)SnxSbyAg焊接材料而成的焊料接合层11、12，除制作上述实施例1(利用包括89Sn8Sb3Ag焊接材料的单一膏而成的焊料接合层)、上述比较例1(利用包括87Sn13Sb焊接材料的单一膏而成的焊料接合层)以及上述实施例3(利用包括84Sn13Sb3Ag焊接材料的单一膏而成的焊料接合层)之外，还制作实施例2和比较例2的试料，从而将测定能量循环可靠性耐受量的结果示于图5。在比较例2中，通过使用了包括97Sn3Ag焊接材料(包括97.0重量％的Sn和3.0重量％的Ag的焊接材料)的单一膏的焊料接合来形成了焊料接合层。在比较例2中将热处理的温度设为280℃，保持时间设为5分钟，降温速度设为10℃/秒。实施例2通过使用了包括90Sn8Sb2Ag焊接材料(包括 90.0重量％的Sn、8.0重量％的Sb和2.0重量％的Ag的焊接材料)的单一焊膏的焊料接合来形成了焊料接合层。在实施例2中将热处理的温度设为270℃，保持时间设为5分钟，降温速度设为10℃/秒。 [0140] 包括97重量％的Sn和3重量％的Ag试料，即将Sb含量设为0重量％，将Ag含量设为3重量％的■标记(能量循环可靠性耐受量＝100％)示出了以往Sn-Ag系焊料接合层(比较例2)。以该比较例2为基准，计算出示于图5的纵轴的能量循环可靠性耐受量(％)。在图5的横轴表示Sb含量(重量％)。另外，图5的基准线51示出了焊接材料的融点在260℃附近，并且示出了与基准线51相比越靠近左侧则融点越低，与基准线51相比越靠近右侧则融点越高。在图4B中，示出了表示比较例2的焊料接合层的能量循环可靠性试验时的状态截面图。图4B是示出比较例2的焊料接合层的能量循环可靠性试验时的状态的截面图。 [0141] 另外，对这些实施例1～3的组成而言，组成分析的结果如下。第一结晶部为Sn原子：Sb原子＝1：p(0＜p≤0.1)，第二结晶部的第一金属间化合物(第一部分)为Ag3Sn(Sn原子：Ag原子＝1：3)化合物和/或Ag4Sn(Sn原子：Ag原子＝1：4)化合物等，并且在Sn原子：Ag原子＝1：q(2≤q≤5)的范围内。另外，第二结晶部的第二金属间化合物(第二部分)以Cu6Sn5(Sn原子：Cu原子＝5：6)化合物和/或Cu3Sn(Sn原子：Cu原子＝1：3)化合物等为主，并且在Sn原子：Cu原子＝1：r(0.4≤r≤4)的范围内。第三结晶部为SnSb(Sn原子：Sb原子＝1：1)化合物和/或Sb2Sn3(Sn原子：Sb原子＝3：2)化合物，并且在Sn原子：Sb原子＝1：s(0.8≤s≤1.6)的范围内。而且，通过截面SEM观察而观察到第二结晶部的平均粒径比第一结晶部的平均粒径小。 [0142] 根据在图5示出的结果，确认了：在实施例1～3中，使Sb含量大于0重量％，由此与比较例2相比能够提高能量循环可靠性耐受量。另外，确认了越增大Sb含量，越能够提高能量循环可靠性耐受量。具体来说，确认了：在250℃(用于制作实施例1、实施例2的焊接材料的融点)附近，能够获得比较例2的两倍左右的能量循环可靠性耐受量，在290℃(用于制作实施例3的焊接材料的融点)附近能够获得比比较例2的两倍更大的能量循环可靠性耐受量。在这些实施例1～3中，如图3A、图3B所示，未确认有裂纹等。因此，确认了本申请发明的半导体装置足以应用于在175℃左右的环境下使用且要求高可靠性的例如搭载于汽车的半导体装置或新能源用途的半导体装置。另一方面，在比较例2的情况下，如图4B所示，确认了：与没有加入Sb的以往的Sn-Ag系焊接材料同样，在焊料接合层40中AgSn化合物42的粒径粗大化至5μm左右，产生裂纹44。其原因考虑是由于能量循环可靠性耐受量劣化。另外，确认了：在Sb含量大于15重量％的情况下(比图5的用符号52表示的虚线更靠近右侧的情况下)，焊接材料的融点上升过度，焊料润湿性下降。因此，优选焊料接合层11、12中的Sb含量为大于0重量％且在15重量％以下。 [0143] 接着，对焊料接合层11、12中的Ag含量进行说明。图6是示出半导体装置的Ag含量与能量循环可靠性耐受量的关系的特性图。对于利用(100-x-y)SnxSbyAg焊接材料的焊料接合层11、12，测定能量循环可靠性耐受量而得的结果示于图6，其中，(100-x-y)SnxSbyAg包括(100-x-y)重量％的Sn、x重量％的Sb和y重量％的Ag。 [0144] 包括97重量％的Sn和3重量％的Ag的试料，即Sb含量为0重量％、Ag含量为3重量％的▲标记(能量循环可靠性耐受量＝100％)是上述比较例2。以该比较例2作为基准而计算出示于图6的纵轴的能量循环可靠性耐受量(％)。在图6的横轴表示Ag含量(重量％)。另外，包括87重量％的Sn和13重量％的Sb的试料，即Sb含量为13重量％，Ag含量为0重量％的■标记(能量循环可靠性耐受量＝150％左右)示出了以往Sn-Sb系焊料接合层(比较例1)。 [0145] 通过图6中示出的结果，确认了：通过使Sb含量大于0重量％，并且，使Ag含量大于0重量％，从而与比较例1、比较例2相比能够提高能量循环可靠性耐受量。另外，确认了越增大Ag含量，越能够提高使能量循环可靠性耐受量。进一步确认了：在Ag含量大于3重量％的情况下(与用符号53表示的虚线相比更靠近右侧的情况)，焊料附着性下降，材料成本提高。因此，优选焊料接合层11、12中的Ag含量大于0重量％且在3重量％以下。 [0146] 以上，正如所说明的那样，根据实施方式(实施例2)，通过实质上规则地排列而形成均匀的金属组织的、固溶有Sb的第一结晶部(Sn晶粒)与在作为基质而分散的第一结晶部之间的晶粒边界析出的多个第二结晶部来构成焊料接合层并使其强化。第二结晶部的平均粒径比第一结晶部的平均粒径小，第一结晶部的平均粒径为30μm，第二结晶部的平均粒径为0.8μm。具体来说，通过在第一结晶部固溶有Sb使得整个第一结晶部被固溶强化，因此能够抑制由能量循环等的热负荷而导致的第一结晶部的粗大化。另外，通过作为比第一结晶部硬的微粒状的第二结晶部的第一金属间化合物(包括Sn和Ag的化合物)，能够使分散为基质状的第一结晶部彼此的晶粒边界强化，第一结晶部的结晶难以变形。由此，与以往的Sn-Ag系焊料接合层或Sn-Sb系焊料接合层相比能够抑制粒内裂纹和晶界裂纹的扩展，并能够提高能量循环可靠性。 [0147] 另外，根据实施方式(实施例1、实施例3)，通过使第一结晶部的一部分与超过了固溶限度的Sb反应而构成第三结晶部，从而难以发生焊料接合层因应力而导致的形变，因此能够进一步使第一结晶部的结晶难以变形。并且，由于第三结晶部比第一结晶部硬，因此能够进一步抑制粒内裂纹的扩展。由此，能够进一步提高能量循环可靠性耐受量。另外，根据实施方式，第二结晶部也可以具有通过焊料与Cu元件的接合时以及因能量循环引起的热负荷而形成的第二金属间化合物(包括Sn和Cu的化合物)，作为第二结晶部而加入到第一金属间化合物(第一部分)，从而进一步包括第二金属间化合物(第二部分)，由此作为基质而分散的第一结晶部之间的晶粒边界进一步被强化。由此，与以往的Sn-Ag系焊料接合层或Sn-Sb系焊料接合层相比能够进一步抑制晶界裂纹的扩展。因此，能够进一步提高能量循环可靠性耐受量。 [0148] 另外，根据实施方式，不添加高浓度Ag，使第一结晶部、第二结晶部或第三结晶部形成为预定的粒径和组成，由此能够将焊料接合层的融点设为低于300℃的温度，例如260℃以下(例如230℃左右)的温度。即，由此，能够通过以低于300℃的温度下的附着工艺来得到需要以300℃以上的温度的焊料附着工艺而得到的以往的Sn-Sb系等焊料接合层以上的能量循环可靠性耐受量。由于可以进行低于300℃的温度的焊料附着工艺，因此能够减少作用于半导体装置的热负荷，并能够提供与以往相比因热负荷而导致的恶劣影响小的可靠性高的半导体装置。另外，根据根据实施方式，使用将包括Sb的第一粉末与不包括Sb的第二粉末混合而成的混合焊膏来形成焊料接合层，由此与由使用一种合金粉末构成的单一膏而形成焊料接合层的情况相比，能够使焊料接合层成为进一步使第一至第三结晶部实质上按规则排列而成的均匀金属组织。而且，对能量循环可靠性耐受量而言，实施例4为 230(％)，实施例5为240(％)。如此，第一～第三结晶部成为实质上按规则排列而成的均匀金属组织，能够通过第一、第二结晶部微细化来提高能量循环可靠性。 [0149] 在以上本发明不限于上述的实施方式，在不脱离本发明的宗旨的范围内可以进行各种变更。例如，在半导体装置具备多个焊料接合层的情况下，这些焊料接合层只要在上述的构成的范围内，就可以均具有相同组成，也可以具有不同的组成。 [0150] 产业上的可利用性 [0151] 如上，本发明的半导体装置和半导体装置的制造方法可用于通过焊料接合层而使半导体芯片、电路图案等各元件接合而成的封装结构的半导体装置。 |
||||||
QQ群二维码
意见反馈
意见反馈