JP3370060B2 - Ceramic-metal joint - Google Patents
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Description
【０００１】[0001]
【産業上の利用分野】本発明は、セラミック部材と金属
部材との接合体に係り、特に耐冷熱サイクル特性に優れ
たセラミックス−金属接合体に関する。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a joined body of a ceramic member and a metal member, and more particularly to a ceramic-metal joined body having excellent cold-heat cycle resistance.
【０００２】[0002]
【従来の技術】窒化物系セラミックス材料は、一般に、
軽量でかつ高硬度を有する、電気絶縁性に優れる、耐熱
性や耐食性に優れる等という特微を有しており、これら
の特徴を生かして構造用材料や電気部品用材料等として
利用されている。ところで、例えば窒化物系セラミック
ス材料を構造材として使用する場合、セラミックス材料
は本来脆性材料であるため、金属材料と接合して用いる
ことが一般的である。一方、窒化物系セラミックス材料
の高電気絶縁性という特性を利用して、電子部品の搭載
基板等として使用する際にも、電気回路の形成等を目的
として、金属と接合することが行われている。このよう
に、窒化物系セラミックス材料の実用化を考えた場合、
金属材料との接合が重要な技術となる。2. Description of the Related Art Nitride-based ceramic materials are generally
It has features such as light weight and high hardness, excellent electrical insulation, and excellent heat resistance and corrosion resistance. Utilizing these characteristics, it is used as a structural material, electric component material, etc. . By the way, when a nitride-based ceramic material is used as a structural material, the ceramic material is generally a brittle material, and therefore it is generally used by being joined to a metal material. On the other hand, by utilizing the high electric insulation property of the nitride-based ceramic material, even when it is used as a mounting substrate for electronic parts, it is bonded to a metal for the purpose of forming an electric circuit. There is. In this way, when considering the practical application of nitride ceramic materials,
Joining with metal materials is an important technology.
【０００３】上述したような窒化物系セラミック部材と
金属部材との接合方法としては、従来から、ＭｏやＷ等
の高融点金属を用いる方法や、IVａ族元素やVａ族元素
のような活性金属を用いる方法等が知られており、中で
も、高強度、高封着性、高信頼性等が得られることか
ら、活性金属法が多用されている。As a method of joining the nitride ceramic member and the metal member as described above, conventionally, a method of using a refractory metal such as Mo or W, or an active metal such as an IVa group element or a Va group element is used. There are known methods of using an active metal method, and among them, the active metal method is widely used because high strength, high sealing property, high reliability and the like can be obtained.
【０００４】上記活性金属法は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ等の
金属元素が窒化物系セラミックス材料に対して濡れやす
く、反応しやすいことを利用した接合法であり、具体的
には活性金属を添加したろう材を用いたろう付け法や、
窒化物系セラミック部材と金属部材との間に活性金属の
箔や粉体を介在させ、加熱接合する方法（固相拡散接
合）等として利用されている。また、被接合体となる金
属部材として、活性金属を直接使用することも行われて
いる。一般的に取扱い性や処理のしやすさ等から、Ｃｕ
とＡｇとの共晶ろう材（Ａｇ：７２ｗｔ％）にＴｉ等の
活性金属を添加し、これをセラミック部材と金属部材と
の間に介在させ、適当な温度で熱処理して接合する方法
が多用されている。The above-mentioned active metal method is a joining method utilizing the fact that metal elements such as Ti, Zr and Nb easily wet and react with the nitride-based ceramic material. Specifically, the active metal is added. Brazing method using the brazing material,
It is used as a method (solid phase diffusion bonding) of heat-bonding by interposing an active metal foil or powder between a nitride ceramic member and a metal member. In addition, an active metal is also used directly as a metal member to be bonded. In general, due to the ease of handling and processing, Cu
The method of adding active metal such as Ti to the eutectic brazing filler metal (Ag: 72 wt%) of Ag and Ag, interposing this between the ceramic member and the metal member, and performing heat treatment at an appropriate temperature for joining is often used. Has been done.
【０００５】[0005]
【発明が解決しようとする課題】ところで、窒化物系セ
ラミック部材と金属部材との接合部品には、高接合強度
が求められる一方、セラミックス材料の熱膨張率は金属
材料のそれに比べて小さいため、この熱膨張差に起因す
る欠点の発生を抑制することが強く求められている。す
なわち、熱膨張率が大きく異なるセラミックス材料と金
属材料とを接合すると、接合後の冷却過程で熱膨張差に
起因する残留応力が生じ、外部応力との相乗によって接
合強度が大幅に低下したり、また接合後の冷却過程や冷
熱サイクルの付加によって応力の最大点からクラックが
発生したり、さらにはセラミックス材料が破壊される等
の間題を招いてしまう。By the way, while a high joining strength is required for a joining part between a nitride ceramic member and a metal member, the coefficient of thermal expansion of the ceramic material is smaller than that of the metal material, There is a strong demand for suppressing the occurrence of defects due to this difference in thermal expansion. That is, when a ceramic material and a metal material having greatly different coefficients of thermal expansion are joined, residual stress caused by the difference in thermal expansion occurs in the cooling process after joining, and the joint strength is significantly reduced due to synergism with external stress, In addition, cracks may occur from the maximum stress point due to the cooling process after joining and the addition of a thermal cycle, and further, the ceramic material may be destroyed.
【０００６】このような点に対して、上述した従来の活
性金属ろう材を用いた接合方法では、比較的接合強度が
高い接合体は得られるものの、冷熱サイクル等の付加に
対して十分な信頼性を有する接合体を再現性よく得るま
でには至っていないのが現状である。例えば、窒化物系
セラミック部材上に銅板等を活性金属ろう材を用いて接
合したものを、半導体素子等の搭載用基板として用いて
いるが、近年の半導体素子の高集積化や大電力化によっ
て、半導体素子からの放熱量は飛躍的に増大しており、
搭載基板側への熱伝達量が増加していることから、冷熱
サイクル等に対する信頼性の向上が強く望まれている。On the other hand, in the above-described conventional joining method using the active metal brazing material, a joined body having a relatively high joining strength can be obtained, but it is sufficiently reliable against the addition of a cooling / heating cycle or the like. At present, it has not been possible to obtain a bonded body with good reproducibility. For example, a nitride-based ceramic member joined to a copper plate using an active metal brazing material is used as a mounting substrate for semiconductor elements and the like. , The amount of heat radiation from semiconductor elements has increased dramatically,
Since the amount of heat transferred to the mounting board side is increasing, there is a strong demand for improvement in reliability with respect to cooling / heating cycles and the like.
【０００７】本発明は、このような課題を解決するため
になされたもので、高接合強度を満足すると共に、冷熱
サイクル等の付加に対して高い信頼性が得られるセラミ
ックス−金属接合体を提供することを目的としている。The present invention has been made to solve the above problems, and provides a ceramic-metal bonded body which satisfies a high bonding strength and is highly reliable against the addition of a heat cycle or the like. The purpose is to do.
【０００８】[0008]
【課題を解決するための手段と作用】本発明のセラミッ
クス−金属接合体は、窒化物系セラミック部材と、Ｔ
ｉ、ＺｒおよびＮｂから選ばれた少なくとも１種の活性
金属を含むＡｇ−Ｃｕ系ろう材ペーストを用いて、前記
窒化物系セラミック部材に接合された金属部材とを具備
するセラミックス−金属接合体において、前記窒化物系
セラミック部材の破壊靭性値ＫICは４．５ＭＰａ・ｍ
1/2以上で、前記窒化物系セラミック部材側の接合界面
には、厚さ７μｍ以下の前記活性金属の偏析層が連続し
て存在することを特徴とする。The ceramic-metal bonded body of the present invention comprises a nitride-based ceramic member and a T-type ceramic member.
A ceramic-metal bonded body, comprising: a metal member bonded to the nitride ceramic member using an Ag-Cu brazing paste containing at least one active metal selected from i, Zr and Nb. The fracture toughness value K IC of the nitride ceramic member is 4.5 MPa · m
It is characterized in that a segregation layer of the active metal having a thickness of 7 μm or less is continuously present at the joining interface on the nitride ceramic member side of 1/2 or more.
【０００９】本発明に用いられる窒化物系セラミック部
材としては、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、サイアロ
ン等が例示される。本発明のセラミックス−金属接合体
は、ろう材層自体の構成によって、耐冷熱サイクル特性
や接合強度の向上を図ったものであるが、さらに破壊靭
性値ＫICが４．５ＭＰａ・ｍ1/2 以上の窒化物系セラミ
ック部材を用いることにより、より一層耐冷熱サイクル
特性の向上を図ることができる。すなわち、窒化物系セ
ラミック部材の破壊靭性値ＫICが４．５ＭＰａ・ｍ1/2
以上であると、冷熱サイクル等が接合体に付加された際
に、窒化物系セラミック部材にクラックが生じることが
抑制される。Examples of the nitride-based ceramic member used in the present invention include aluminum nitride, silicon nitride and sialon. The ceramic-metal bonded body of the present invention is intended to improve the thermal cycle resistance and the bonding strength by the constitution of the brazing filler metal layer itself, and has a fracture toughness value K IC of 4.5 MPa · m 1/2. By using the above nitride-based ceramic member, it is possible to further improve the cold-heat cycle resistance. That is, the fracture toughness value K IC of the nitride ceramic member is 4.5 MPa · m 1/2
When the above is the case, it is possible to prevent the nitride-based ceramic member from cracking when a cold cycle or the like is applied to the bonded body.
【００１０】また、金属部材は、用途に応じて各種の金
属材料から適宜選択すればよく、例えば構造材科として
は、鋼材、耐熱合金、超硬合金等が例示され、また電子
部品用材量としては、Ｃｕ、Ｃｕ合金、Ｎｉ、Ｎｉ合
金、Ｗ、Ｍｏ等が例示される。Further, the metal member may be appropriately selected from various metal materials according to the application, and examples of structural materials include steel materials, heat-resistant alloys, cemented carbides, etc. Are exemplified by Cu, Cu alloys, Ni, Ni alloys, W, Mo and the like.
【００１１】本発明のセラミックス−金属接合体は、上
述したような窒化物系セラミック部材と金属部材とを、
Ａｇ−Ｃｕの共晶組成（７２ｗｔ％Ａｇ‐２８ｗｔ％Ｃ
ｕ）もしくはその近傍の組成を主とし、これにＴｉ、Ｚ
ｒおよびＮｂから選ばれた少なくとも１種の活性金属を
適量配合したＡｇ‐Ｃｕ系ろう材により接合したもので
ある。The ceramic-metal bonded body of the present invention comprises the above-described nitride ceramic member and a metal member,
Eu-eutectic composition of Ag-Cu (72 wt% Ag-28 wt% C
u) or its vicinity, mainly Ti, Z
It is joined by an Ag-Cu brazing material containing an appropriate amount of at least one active metal selected from r and Nb.
【００１２】そして、本発明のセラミックス−金属接合
体においては、上記ろう材中の活性金属を窒化物系セラ
ミック部材側の接合界面に偏析させており、この偏析層
は基本的には活性金属の窒化物により主として構成され
たものである。この活性金属の偏析層は、接合界面に連
続して形成されていることが重要であり、これにより接
合強度や耐冷熱サイクル特性の向上を図ることができ
る。In the ceramic-metal bonded body of the present invention, the active metal in the brazing material is segregated at the bonding interface on the nitride ceramic member side, and this segregation layer is basically composed of the active metal. It is mainly composed of nitride. It is important that the segregation layer of the active metal is formed continuously at the bonding interface, and this can improve the bonding strength and cold / heat cycle resistance characteristics.
【００１３】上記活性金属の偏析層は、上述したように
ろう材中の活性金属とセラミック部材中の窒素との反応
による窒化物により主に構成されたものである。このよ
うな反応層を窒化物系セラミック部材側の接合界面に連
続して形成することによって、安定して高接合強度が得
られると共に、活性金属の偏析層が応力緩和層として機
能するため、冷熱サイクル付加等によって窒化物系セラ
ミック部材にクラックが生じることを抑制することがで
きる。このクラックの抑制は、前述したように、破壊靭
性値ＫICが４．５ＭＰａ・ｍ1/2 以上の窒化物系セラミ
ック部材を用いることによって一層効果的となる。The active metal segregation layer is mainly composed of a nitride resulting from the reaction between the active metal in the brazing material and the nitrogen in the ceramic member as described above. By continuously forming such a reaction layer at the bonding interface on the nitride ceramic member side, stable high bonding strength can be obtained, and the segregation layer of the active metal functions as a stress relaxation layer. It is possible to suppress the occurrence of cracks in the nitride-based ceramic member due to addition of cycles or the like. As described above, the suppression of this crack becomes more effective by using a nitride ceramic member having a fracture toughness value K IC of 4.5 MPa · m 1/2 or more.
【００１４】ただし、ＴｉＮのような活性金属の窒化物
自体は脆性材料であり、あまり層厚が厚くなると逆にク
ラックの起点となる恐れがあるため、活性金属の偏析層
の厚さは７μｍ以下とすることが好ましい。また、層厚
があまり薄いと一様に形成することが困難となるため、
４μｍ以上とすることが好ましい。よって、活性金属の
偏析層の厚さは、４μｍ〜７μｍの範囲とすることが好
ましい。なお、偏析層は接合界面に一様に連続して形成
されていればその機能を果たすため、均一であればその
層厚は４μｍ未満でもよい。However, the active metal nitride itself such as TiN is a brittle material, and if the layer thickness is too thick, it may start cracks. Therefore, the active metal segregation layer has a thickness of 7 μm or less. It is preferable that Also, if the layer thickness is too thin, it will be difficult to form it uniformly,
It is preferably 4 μm or more. Therefore, the thickness of the segregation layer of active metal is preferably in the range of 4 μm to 7 μm. Since the segregation layer fulfills its function if it is formed uniformly and continuously at the bonding interface, the layer thickness may be less than 4 μm if it is uniform.
【００１５】また、上述したように活性金属の窒化物は
本来脆性材料であるため、上記偏析層を主に構成する化
合物を、セラミック部材の他方の構成材料をさらに含む
複合化合物とすることによって、より一層耐冷熱サイク
ル特性を向上させることができる。例えば、セラミック
部材が窒化アルミニウム焼結体であるとすると、活性金
属−アルミニウム−窒素の三元化合物とすることが好ま
しい。このように、例えばアルミニウムを含有させるこ
とによって化合物の延性が大きくなり、偏析層がクラッ
クの起点となることを防止することができる。Further, since the active metal nitride is essentially a brittle material as described above, by making the compound mainly constituting the segregation layer a composite compound further containing the other constituent material of the ceramic member, It is possible to further improve the cold heat resistance cycle characteristics. For example, when the ceramic member is an aluminum nitride sintered body, it is preferable to use a ternary compound of active metal-aluminum-nitrogen. Thus, for example, the inclusion of aluminum increases the ductility of the compound and prevents the segregation layer from becoming the origin of cracks.
【００１６】本発明に用いられるＡｇ−Ｃｕ系ろう材
は、前述したように、Ａｇ‐Ｃｕの共晶組成もしくはそ
の近傍の組成を主とし、これにＴｉ、ＺｒおよびＮｂか
ら選ばれた少なくとも１種の活性金属を適量配合したも
のである。上記活性金属は、熱処理温度（接合温度）で
活性化し、窒化物系セラミック部材と反応して例えば窒
化物となり、接合強度や耐冷熱サイクル特性の向上に寄
与するものである。ただし、あまり多量に添加すると、
接合強度は増大するものの、冷熱サイクルが付加された
際にクラックの発生原因となる恐れがあるため、１０重
量％未満とすることが好ましい。一方、活性金属の配合
量があまり少ないと、十分な接合強度が得られないた
め、１重量％以上とすることが好ましい。また、ろう材
の主体となるＡｇ−Ｃｕ合金は、基本的には共晶組成を
満足するものとするが、全ろう材成分中のＣｕ量が１５
重量％〜３５重量％程度であれば同様な効果を得ること
ができる。As described above, the Ag-Cu brazing filler metal used in the present invention is mainly composed of a eutectic composition of Ag-Cu or a composition in the vicinity thereof, and at least one selected from Ti, Zr and Nb. It is an appropriate amount of seed active metal. The active metal is activated at the heat treatment temperature (bonding temperature) and reacts with the nitride-based ceramic member to form, for example, a nitride, which contributes to improvement of bonding strength and cold / heat cycle resistance. However, if you add too much,
Although the bonding strength is increased, it may cause cracks when a cooling / heating cycle is applied, so the content is preferably less than 10% by weight. On the other hand, if the amount of the active metal compounded is too small, sufficient bonding strength cannot be obtained, so the content is preferably 1% by weight or more. The Ag-Cu alloy, which is the main brazing filler metal, basically satisfies the eutectic composition, but the Cu content in all brazing filler metal components is 15%.
Similar effects can be obtained if the content is about 35 to 35% by weight.
【００１７】本発明のセラミックス−金属接合体は、例
えば以下のようにして製造される。まず、窒化物系セラ
ミック部材と金属部材とを用意し、上述したような活性
金属を含むＡｇ‐Ｃｕ系ろう材をペースト化したものを
窒化物系セラミック部材側に塗布する。ここで、本発明
で規定するように、活性金属が偏析した層を窒化物系セ
ラミック部材側の接合界面に一様に形成するには、ろう
材ぺーストを窒化物系セラミック部材側に塗布すること
が重要である。ろう材ぺーストを金属部材側に塗布した
のでは、塗布したペースト層の表面に、接合工程までの
間に微量な酸素が付着し、この酸素が活性金属が窒化物
系セラミック部材側に移行することを妨げる。よって、
活性金属が偏析した層を一様に形成することが困難とな
る。従来法ではろう材ペーストを金属部材側に塗布する
ことが一般的であった。なお、上述したＡｇ‐Ｃｕ系ろ
う材の使用形態としては、Ａｇ、Ｃｕおよび活性金属を
含むペーストとして使用することが好ましい。 The ceramic-metal bonded body of the present invention is manufactured, for example, as follows. First, a nitride ceramic member and a metal member are prepared, and a paste of Ag-Cu brazing material containing an active metal as described above is applied to the nitride ceramic member side. Here, as defined in the present invention, in order to uniformly form the layer in which the active metal is segregated on the bonding interface on the nitride ceramic member side, a brazing filler metal paste is applied to the nitride ceramic member side. This is very important. When the brazing paste is applied to the metal member side, a small amount of oxygen adheres to the surface of the applied paste layer until the bonding step, and this oxygen transfers the active metal to the nitride ceramic member side. Prevent things. Therefore,
It becomes difficult to uniformly form a layer in which the active metal is segregated. In the conventional method, it was general to apply the brazing paste to the metal member side. The Ag-Cu brazing material described above is preferably used as a paste containing Ag, Cu and an active metal .
【００１８】次に、ろう材ぺーストを塗布した窒化物系
セラミック部材と金属部材とを積層し、真空中または窒
素雰囲気のような不活性雰囲気にて、Ａｇ‐Ｃｕ共晶が
形成される温度で熱処理し、この共晶液相および活性金
属とセラミック部材との反応等を利用して、窒化物系セ
ラミック部材と金属部材とを接合する。Next, a nitride ceramic member coated with a brazing paste and a metal member are laminated, and the temperature at which an Ag-Cu eutectic crystal is formed in vacuum or in an inert atmosphere such as a nitrogen atmosphere. Then, the nitride ceramic member and the metal member are bonded together by utilizing the reaction between the eutectic liquid phase and the active metal and the ceramic member.
【００１９】この際、一般的には接合温度は８００℃〜
９００℃程度で、接合時間（加熱時間）は５分〜１５分
程度であるが、活性金属を窒化物系セラミック部材に一
様に偏折させるためには、８３０℃〜８７０℃程度で、
５分〜１０分程度とすることが好ましい。さらに、活性
金属を偏析させる条件としては、真空度を１０-4Ｔｏｒ
ｒ以下に保持すること等が挙げられる。At this time, the joining temperature is generally 800 ° C.
The bonding time (heating time) is about 5 to 15 minutes at about 900 ° C., but in order to evenly disperse the active metal on the nitride-based ceramic member, about 830 ° C. to 870 ° C.
It is preferably about 5 to 10 minutes. Furthermore, as the condition for segregating the active metal, the degree of vacuum is 10 −4 Tor.
It may be maintained at r or less.
【００２０】また、偏析層を構成する化合物を、例えば
活性金属−アルミニウム−窒素等の複合化合物とするた
めには、高温でかつ比較的短時間で処理するか、あるい
は中温度以上で長時間処理することが好ましい。これら
のように、接合時の反応性を高めることによって、活性
金属と窒素とが反応した後、それにアルミニウム等が固
溶しやすくなり、複合化合物が形成されやすくなる。Further, in order to make the compound constituting the segregation layer into a composite compound such as active metal-aluminum-nitrogen, the treatment is carried out at a high temperature for a relatively short time, or at a medium temperature or higher for a long time. Preferably. As described above, by increasing the reactivity at the time of joining, after the active metal reacts with nitrogen, aluminum or the like is likely to form a solid solution with the active metal and the composite compound is easily formed.
【００２１】[0021]
【実施例】次に、本発明の実施例について説明する。EXAMPLES Next, examples of the present invention will be described.
【００２２】実施例１
まず、窒化物系セラミック部材として厚さ０．８ｍｍｔ
の板状の窒化アルミニウム焼結体、および金属部材とし
て厚さ０．３ｍｍｔの銅板（無酸素銅）を用意した。一
方、重量比でＡｇ：Ｃｕ：Ｔｉ＝７０．６：２７．４：
２．０のろう材を用意し、このろう材に樹脂バインダお
よび分散媒を適量加え、十分に混合して接合用ぺースト
を作製した。Example 1 First, a nitride ceramic member having a thickness of 0.8 mmt
The plate-shaped aluminum nitride sintered body of 1) and a copper plate (oxygen-free copper) having a thickness of 0.3 mmt were prepared as metal members. On the other hand, by weight ratio, Ag: Cu: Ti = 70.6: 27.4:
A brazing material of 2.0 was prepared, an appropriate amount of a resin binder and a dispersion medium were added to this brazing material, and they were sufficiently mixed to prepare a bonding paste.
【００２３】次に、図１（ａ）に示すように、窒化アル
ミニウム焼結体１の一方の主面１ａに、上記した接合用
ぺースト２をスクリーン印刷し、乾燥させた後、接合用
ぺースト２の塗布層上に銅板３を積層、配置した。この
後、上記積層物に対して１×１０-4Ｔｏｒｒ以下の真空
中にて、８５０℃×１０分（昇温速度：１０℃／分、降
温：炉冷）の温度プロファイルで熱処理を施し、図１
（ｂ）に示すように、窒化アルミニウム焼結体１と銅板
３とをろう材層４を介して接合し、目的とするセラミッ
クス−金属接合体５を得た。Next, as shown in FIG. 1 (a), the above-mentioned joining paste 2 is screen-printed on one main surface 1a of the aluminum nitride sintered body 1 and dried, and then the joining paste is formed. The copper plate 3 was laminated and arranged on the coating layer of the strike 2. Then, the laminate is heat-treated in a vacuum of 1 × 10 −4 Torr or less with a temperature profile of 850 ° C. × 10 minutes (heating rate: 10 ° C./minute, cooling rate: furnace cooling), Figure 1
As shown in (b), the aluminum nitride sintered body 1 and the copper plate 3 were joined via the brazing material layer 4 to obtain a desired ceramic-metal joined body 5.
【００２４】比較例１
上記実施例１において、接合用ぺーストを銅板側に塗布
する以外は、同一条件でセラミックス−金属接合体を作
製した。Comparative Example 1 A ceramic-metal bonded body was produced under the same conditions as in Example 1 except that the bonding paste was applied to the copper plate side.
【００２５】比較例２
重量比でＡｇ：Ｃｕ：Ｔｉ＝２７．４：７０．６：２．
０のろう材を用意し、実施例１と同様にして接合用ぺー
ストを作製した。そして、この接合用ぺーストを銅板側
に塗布する以外は、実施例１と同一条件でセラミックス
−金属接合体を作製した。Comparative Example 2 Ag: Cu: Ti = 27.4: 70.6: 2 by weight ratio.
A brazing material of No. 0 was prepared, and a bonding paste was prepared in the same manner as in Example 1. Then, a ceramic-metal bonded body was produced under the same conditions as in Example 1 except that this bonding paste was applied to the copper plate side.
【００２６】上記実施例１および比較例１、２で作製し
た各セラミックス−金属接合体（窒化アルミニウム−
銅）の界面分析をＥＰＭＡにより行った。図２に実施例
１のＥＰＭＡによる分析結果を模式的に示す。また、図
３に比較例２のＥＰＭＡによる分析結果を模式的に示
す。図２から明らかなように、実施例１によるセラミッ
クス−金属接合体では、窒化アルミニウム側の接合界面
にＴｉが偏析した層が連続して形成されていることが分
かる。このＴｉの偏析層の厚さは、約４．５μｍであっ
た。また、このＴｉの偏析層は、ＴｉＮにより主に構成
されていることをＸ線回折によって確認した。一方、比
較例２によるセラミックス−金属接合体では、図３に示
すように、窒化アルミニウム側の接合界面にＴｉが偏析
した層が形成されていたが、このＴｉの偏析層はとぎれ
ている部分が存在し、またその厚さは約３μｍであっ
た。なお、比較例１によるセラミックス−金属接合体
は、Ｔｉの偏析層の厚さが約１．５４μｍとさらに薄
く、形成状態も不連続であった。Each ceramic-metal bonded body (aluminum nitride-made) produced in Example 1 and Comparative Examples 1 and 2 above.
The interface analysis of (copper) was performed by EPMA. FIG. 2 schematically shows the EPMA analysis results of Example 1. Further, FIG. 3 schematically shows the analysis result by EPMA of Comparative Example 2. As is clear from FIG. 2, in the ceramic-metal bonded body according to Example 1, a Ti segregated layer was continuously formed at the bonding interface on the aluminum nitride side. The thickness of the Ti segregation layer was about 4.5 μm. In addition, it was confirmed by X-ray diffraction that the Ti segregation layer was mainly composed of TiN. On the other hand, in the ceramic-metal bonded body according to Comparative Example 2, as shown in FIG. 3, a layer in which Ti was segregated was formed at the bonding interface on the aluminum nitride side, but this Ti segregated layer had a discontinuous portion. Present and its thickness was about 3 μm. In the ceramic-metal bonded body according to Comparative Example 1, the thickness of the Ti segregation layer was as thin as about 1.54 μm, and the formation state was also discontinuous.
【００２７】また、各セラミックス−金属接合体の接合
界面において、Ｔｉの偏析層を中心とした１０μｍ×１
０μｍの面積の成分比をＥＰＭＡにより分析したとこ
ろ、表１に示すような結果が得られた。At the bonding interface of each ceramic-metal bonded body, 10 μm × 1 centered on the Ti segregation layer.
When the component ratio in the area of 0 μm was analyzed by EPMA, the results shown in Table 1 were obtained.
【００２８】[0028]
【表１】
表１に示す分析結果も、実施例１によるセラミックス−
金属接合体では、窒化アルミニウム側界面にＴｉが偏析
していることを裏付けている。[Table 1] The analysis results shown in Table 1 also show that the ceramics according to Example 1
In the metal bonded body, it is confirmed that Ti is segregated at the aluminum nitride side interface.
【００２９】次に、上記実施例１および比較例１、２で
作製した各セラミックス−金属接合体の特性を以下のよ
うにして評価した。まず、各セラミックス−金属接合体
に対して冷熱サイクル試験（ＴＣＴ）を施した。ＴＣＴ
は−４０℃×３０分＋ＲＴ×１０分＋１２５℃×３０分
＋ＲＴ×１０分を１サイクルとした。ＴＣＴ後の評価方
法としては、銅板のピール強度の測定とクラック有無を
確認することにより行った。ＴＣＴサイクル数とピール
強度およびクラック発生との関係を図４に示す。図４か
ら明らかなように、実施例１によるセラミックス−金属
接合体は、初期の接合強度が極めて大きいと共に、冷熱
サイクルが印加された状態においても強度低下が少な
く、さらにＴＣＴによるクラックも１００サイクルまで
は認められなかった。これに対して、比較例１および比
較例２によるセラミックス−金属接合体は、それぞれ初
期の接合強度が低く、かつクラックも５０サイクル程度
で発生しており、その後の強度低下も大きいものであっ
た。Next, the characteristics of each ceramic-metal bonded body produced in Example 1 and Comparative Examples 1 and 2 were evaluated as follows. First, each ceramic-metal bonded body was subjected to a thermal cycle test (TCT). TCT
Was −40 ° C. × 30 minutes + RT × 10 minutes + 125 ° C. × 30 minutes + RT × 10 minutes as one cycle. The evaluation method after TCT was carried out by measuring the peel strength of the copper plate and checking the presence or absence of cracks. FIG. 4 shows the relationship between the number of TCT cycles and the peel strength and the occurrence of cracks. As is clear from FIG. 4, the ceramic-metal bonded body according to Example 1 has an extremely high initial bonding strength, a small strength reduction even in the state where a thermal cycle is applied, and a crack due to TCT up to 100 cycles. Was not recognized. On the other hand, in the ceramic-metal bonded bodies according to Comparative Example 1 and Comparative Example 2, the initial bonding strength was low, cracks were generated in about 50 cycles, and the strength was significantly reduced thereafter. .
【００３０】実施例２
実施例１における接合温度条件を、８５０℃×１０分か
ら８５０℃×３０分と変更する以外は、実施例１と同一
条件でセラミックス−金属接合体を作製した。Example 2 A ceramic-metal bonded body was produced under the same conditions as in Example 1 except that the bonding temperature condition in Example 1 was changed from 850 ° C. × 10 minutes to 850 ° C. × 30 minutes.
【００３１】このセラミックス−金属接合体の界面分析
をＥＰＭＡにより行ったところ、窒化アルミニウム側の
接合界面にＴｉが偏析した層が連続的に形成されている
（層厚は実施例１と同等）と共に、このＴｉの偏析層に
Ａｌが拡散しており、Ｔｉ−Ａｌ−Ｎ化合物が形成され
ていることを確認した。なお、実施例１によるセラミッ
クス−金属接合体においても、Ｔｉの偏析層にＡｌが拡
散していることが確認されたが、量的には実施例２によ
るセラミックス−金属接合体の方が多かった。When the interface analysis of this ceramic-metal bonded body was performed by EPMA, a layer in which Ti was segregated was continuously formed at the bonded interface on the aluminum nitride side (the layer thickness is the same as in Example 1). It was confirmed that Al was diffused in this Ti segregation layer and a Ti-Al-N compound was formed. It was also confirmed that Al was diffused into the Ti segregation layer in the ceramic-metal bonded body according to Example 1, but the quantity was larger in the ceramic-metal bonded body according to Example 2 in terms of quantity. .
【００３２】この実施例２によるセラミックス−金属接
合体のＴＣＴによるクラック発生の有無を確認したとこ
ろ、３００サイクルまでクラックの発生は認められず、
さらに耐冷熱サイクル特性に優れることが判明した。な
お、ピール強度の測定値は実施例１とほぼ同程度であっ
た。When the presence or absence of cracks due to TCT of the ceramic-metal bonded body according to Example 2 was confirmed, no cracks were found up to 300 cycles.
Further, it was found that the heat and cold cycle resistance was excellent. The measured peel strength was almost the same as in Example 1.
【００３３】実施例３〜５
破壊靭性値ＫICがそれぞれ４．７ＭＰａ・ｍ1/2、４．
１ＭＰａ・ｍ1/2、４．０ＭＰａ・ｍ1/2 の３種類の窒
化アルミニウム焼結体を用意し、これらを各々用いて実
施例１と同一条件で、それぞれセラミックス−金属接合
体（実施例３〜５）を作製した。Examples 3 to 5 Fracture toughness values K IC are 4.7 MPa · m 1/2 and 4.
1 MPa · m 1/2, to prepare three kinds of aluminum nitride sintered body of 4.0 MPa · m 1/2, in using these respective examples 1 under the same conditions, respectively ceramic - metal bonded body (Example 3-5) were produced.
【００３４】これら３種類のセラミックス−金属接合体
のピール強度を測定すると共に、それぞれ実施例１と同
一条件のＴＣＴを１００サイクル施し、それぞれ窒化ア
ルミニウム焼結体のファインクラックの有無を以下に示
す方法によって確認した。まず、銅板およびろう材層を
エッチング除去し、窒化アルミニウム焼結体表面のファ
インクラックの有無を蛍光浸透探傷（ＰＴ）検査で判定
することによって行った。The peel strength of each of these three types of ceramic-metal bonded bodies was measured, and 100 cycles of TCT under the same conditions as in Example 1 were carried out, and the presence or absence of fine cracks in the aluminum nitride sintered body was shown below. Confirmed by. First, the copper plate and the brazing material layer were removed by etching, and the presence or absence of fine cracks on the surface of the aluminum nitride sintered body was determined by a fluorescent penetrant inspection (PT) test.
【００３５】その結果、ピール強度の初期の側定値はい
ずれのセラミックス−金属接合体も実施例１とほぼ同程
度であったが、実施例３（ＡｌＮ：ＫIC＝４．７ＭＰａ
・ｍ 1/2 ）のセラミックス−金属接合体ではＴＣＴ１０
０サイクル後においてもクラックは認められなかったの
に対し、他のセラミックス−金属接合体（実施例４、
５）では微細なクラックが発生していた。As a result, the initial side value of peel strength is yes.
Misaligned ceramics-metal bonded bodies are almost the same as in Example 1.
However, in Example 3 (AlN: KI c= 4.7 MPa
・ M 1/2 In the ceramic-metal bonded body of), TCT10
No cracks were observed even after 0 cycles
On the other hand, another ceramic-metal bonded body (Example 4,
In 5), fine cracks were generated.
【００３６】[0036]
【発明の効果】以上説明したように、本発明のセラミッ
クス−金属接合体によれば、窒化物系セラミック部材の
破壊靭性値ＫICが４．５ＭＰａ・ｍ1/2以上であると共
に、窒化物系セラミック部材側の接合界面に、活性金属
を含むＡｇ−Ｃｕ系ろう材ペーストを用いることにより
得られる反応層である活性金属の偏析層が厚さ７μｍ以
下で連続して形成されているため、安定して高接合強度
が得られると共に、冷熱サイクルの付加等によって窒化
物系セラミック部材にクラックが生じることを抑制する
ことができる。よって、高接合強度を有すると共に、冷
熱サイクルに対して優れた信頼性を示すセラミックス−
金属接合体を、再現性よく提供することが可能となる。As described above, according to the ceramic-metal joined body of the present invention, the fracture toughness value K IC of the nitride-based ceramic member is 4.5 MPa · m 1/2 or more, and At the bonding interface on the ceramic material side, the active metal
By using Ag-Cu based brazing paste containing
The active metal segregation layer that is the reaction layer obtained has a thickness of 7 μm or less.
Since it is continuously formed below , it is possible to stably obtain a high bonding strength and to suppress the occurrence of cracks in the nitride-based ceramic member due to the addition of a cooling / heating cycle. Therefore, ceramics that have high bonding strength and also have excellent reliability with respect to thermal cycles
It is possible to provide the metal bonded body with good reproducibility.
【図１】本発明の一実施例におけるセラミックス−金属
接合体の製造工程を示す図である。FIG. 1 is a diagram showing a manufacturing process of a ceramic-metal bonded body according to an embodiment of the present invention.
【図２】本発明の一実施例によるセラミックス−金属接
合体の接合界面のＥＰＭＡ分析結果を模式的に示す図で
ある。FIG. 2 is a diagram schematically showing an EPMA analysis result of a bonding interface of a ceramics-metal bonded body according to an example of the present invention.
【図３】本発明との比較として示したセラミックス−金
属接合体の接合界面のＥＰＭＡ分析結果を模式的に示す
図である。FIG. 3 is a diagram schematically showing an EPMA analysis result of a bonding interface of a ceramic-metal bonded body shown as a comparison with the present invention.
【図４】本発明の一実施例によるセラミックス−金属接
合体のＴＣＴサイクル数とピール強度との関係を従来例
と比較して示す図である。FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the number of TCT cycles and the peel strength of a ceramics-metal bonded body according to an example of the present invention in comparison with a conventional example.
１……窒化アルミニウム焼結体 ２……接合用ぺースト ３……銅板 ４……ろう材層 ５……セラミックス−金属接合体 1 ... Aluminum nitride sintered body 2 ... Joining paste 3 ... Copper plate 4 ... brazing material layer 5: Ceramics-metal bonded body
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−1489478（ＪＰ，Ａ) 特許3095490（ＪＰ，Ｂ２) Ａ．Ｈ．Ｃａｒｉｍ ｅｔ ａｌ，Ｍ ｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｔａ ｔｈｅ ｉｎｔｅｒｆａｃｅ ｂｅｔｗ ｅｅｎ ＡＩＮ ａｎｄ ａ Ａｇ−Ｃ ｕ−Ｔｉ ｂｒａｚｅ ａｌｌｏｙ，Ｊ ｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌ ｓ Ｒｅｓｅａｒｃｈ，米国，Ｔｈｅ Ｍａｔｅｒｉａｌ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｓｏｃｉｅｔｙ，1990年 ７月，Ｖｏ ｌ．５／Ｎｏ．７，ｐ．1520−1529 (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C04B 37/02 H05K 1/00 - 1/18 Continuation of the front page (56) References Japanese Unexamined Patent Publication No. 2-1489478 (JP, A) Patent 3095490 (JP, B2) A. H. Carim et al, Microstructure at the interface between een AIN and a Ag-Cu-Ti braze alloy, Journal of Material s Reach, USA, The Res. 5 / No. 7, p. 1520-1529 (58) Fields investigated (Int.Cl. 7 , DB name) C04B 37/02 H05K 1/00-1/18
Claims (4)
およびＮｂから選ばれた少なくとも１種の活性金属を含
むＡｇ−Ｃｕ系ろう材ペーストを用いて、前記窒化物系
セラミック部材に接合された金属部材とを具備するセラ
ミックス−金属接合体において、 前記窒化物系セラミック部材の破壊靭性値ＫICは４．５
ＭＰａ・ｍ1/2以上で、前記窒化物系セラミック部材側
の接合界面には、厚さ７μｍ以下の前記活性金属の偏析
層が連続して存在することを特徴とするセラミックス−
金属接合体。1. A nitride-based ceramic member and Ti, Zr
And a metal member joined to the nitride ceramic member by using an Ag-Cu brazing paste containing at least one active metal selected from Nb and Nb. Fracture toughness value K IC of physical ceramic members is 4.5
Segregation of the active metal having a thickness of 7 μm or less at the joining interface on the nitride ceramic member side at a pressure of MPa · m 1/2 or more.
Ceramics characterized by continuous layers
Metal bonded body.
体において、前記活性金属の偏析層の厚さは、４μｍ〜
７μｍの範囲であることを特徴とするセラミックス−金
属接合体。2. The ceramic-metal bonded body according to claim 1, wherein the segregation layer of the active metal has a thickness of 4 μm to
A ceramic-metal bonded body, which is in the range of 7 μm.
体において、前記活性金属の偏析層は、前記活性金属の
窒化物から主として構成されていることを特微とするセ
ラミックス−金属接合体。3. The ceramic-metal bonded body according to claim 2, wherein the segregation layer of the active metal is mainly composed of a nitride of the active metal.
体において、前記窒化物系セラミック部材は、窒化アル
ミニウム焼結体からなり、かつ前記活性金属の偏析層
は、前記活性金属とアルミニウムと窒素との化合物を構
成要素として含むことを特徴とするセラミックス−金属
接合体。4. The ceramic-metal bonded body according to claim 1, wherein the nitride ceramic member is made of an aluminum nitride sintered body, and the segregation layer of the active metal comprises the active metal, aluminum and nitrogen. A ceramics-metal joined body comprising the compound of 1. as a constituent element.
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