金属／セラミックスの異材レーザブレージングにおける急速加熱
冷却条件下での溶融挙動の明確化ならびに凝固時の組織制御
鹿児島県工業技術センター 生産技術部
研究専門員 瀬知 啓久（2018 年度一般研究開発助成 AF-2018213-B2）
キーワード：レーザブレージング，溶融挙動，組織制御

１．研究の目的と背景

須条件となっている．現在，工具製造等に用いられる異材

セラミックスは，一般的に高融点で硬い特徴を有すると接合には高真空を用いた真空炉中での長時間加熱／冷却ともに優れた電気特性を示すものもあり，工具や耐摩耗性が行われているが，長時間の加熱に起因する材質の劣化や，が必要な部品，コンデンサや圧電素子等の様々な分野に用残留応力の発生等が懸念されている．

1)

いられている ．近年では，ハイブリッド車や電気自動車，また，接合に用いられる市販の活性金属ろう材について鉄道車両等のモータ駆動用インバータなどのパワー半導は，現在のところ加熱冷却に時間を要する従来の炉中ろう

2)体デバイスとして炭化ケイ素の利用も進んでいる ．さら付を想定したものが提供されているのみである．加えて，に，ダイヤモンドを半導体デバイスとして用いる研究も盛

固相線と液相線が離れた組成でゆっくり加熱冷却した場

3)

んに進められ ，機能性に優れるセラミックスと加工性や合には“溶け分かれ”(注：加熱時に半溶融状態となった

放熱特性，コスト面に優れた金属の接合手法の確立が求め際，固相と液相が分離して液相のみぬれ拡がり，空隙等のられている．

接合欠陥の発生要因となる現象) の発生が懸念される．

一方，セラミックスと金属は，脆性・延性や融点，熱膨

この課題に対し，筆者らは局所的かつ短時間に加熱する

張係数，電気伝導性等の性質が大きく異なることから，一ために金属に対して高い吸収率を有するレーザを熱源に般的な溶融溶接は困難であり，機械的締結も広範囲への適用いたレーザブレージングを研究開発している ．これま用は実現できていない．焼き嵌めや鋳ぐるみ等の手法もあでに，10-1Pa 程度の低真空排気を伴う Ar ガス置換を用いるものの，その適用形状には制限が生じる．これらの理由たチャンバー中での接合 (ろう付) により，接合時の母相から，セラミックスと金属の接合には一般にろう付 (ブの材質劣化が抑制可能なことを確認している．

レージング) が多用されている．

6)

レーザブレージングは昇温速度が速く，短時間でろう材

ろう付法は，接合する部材 (母材) よりも融点の低い合が完全溶融するため“溶け分かれ”が発生しにくく，従来は金 (ろう) を溶かして接合材として用いることにより，母利用が困難であった材料組成の活用が可能となる．また，材を溶融することなく，複数の部材を接合させる方法であ高温保持時間が短いことから，金属間化合物の生成抑制やる．この技術は，他の方法では接合困難な材料や形状に適活性金属成分の過剰添加が不要になるなどの利点が生まし，機械的締結よりも高精度な接合が可能である．

れる．一方，ろう材組織には溶融時の保持時間や冷却条件

ろう付を用いてセラミックスと金属を接合するには，金によって差異が生じ，接合部の強度に影響することが想定

属とのぬれ性の悪いセラミックス表面をぬれやすい状態される．そのため，レーザブレージング時の各種活性金属に改質する必要がある

4, 5)．表面改質手法のうち，ろう材ろう材の溶融挙動や凝固時の組織制御が求められている．

中に含まれる Ti などの活性金属成分でろう付と表面改質

そこで本研究では，レーザ急速加熱による活性金属ろうを同時に行う活性ろう付法 (図 1) は，セラミックスの表材の溶融挙動の明確化ならびに冷却過程の制御によるろ面改質と同時にろう付を実現出来ることから，メタライズ

う材組織の制御を行い，ろう材組成と凝固組織の相関を明などの前処理工程が不要でコストダウンに寄与できる．

らかにすることを目的とした．

しかしながら従来の活性ろう付法では，ろう材中に含まれる Ti などの活性金属成分の酸化を防ぐために，10-3Pa以下の真空中または高純度不活性/還元性ガス雰囲気が必

２．実験方法
2・1

実験装置の概要

図 2 に，実験装置の模式図を示す．供試材料には，セラミックスとして窒化ケイ素 (5 mm×5 mm×0.32 mm t, Ra =0.54 µm) を使用し，ろう材として，Ag–Cu 共晶ろう材 (72
加熱中にこの界面を表面改質
図 1 活性ろう付法の模式図

mass% Ag–28 mass% Cu) の Ag の一部を In で置換し融点を低下させた Ag – Cu – In - Ti ろう材 (58.8 mass% Ag– 27.4
mass% Cu–12.6mass % In–1.21 mass% Ti; No.1) な ら び に
Ag–Cu 共晶ろう材に活性金属成分として Ti を添加したろa)

う材 (No. 2~5) を用いた．ろう材組成を表１に示す．いずb)

れも 0.1mm t の溶製材である．窒化ケイ素基板は，レーザろう材

K 熱電対導光用の穴を有する Al2O3 製の試料ステージ上に設置した．レーザ光源には，村谷機械製作所製半導体レーザ窒化ケイ素基板(FAM-MBDL-150-WF) を用いた．真空ポンプによりチャンバー (内容積 27.5 L) 内を 2 Pa 未満まで排気し，3N グレー
ドの Ar ガス置換を 3 回行った後にガス流量 5 L/min で表2 の照射条件にて基板裏側からレーザ加熱を行った．
表1No.
12345Ag
58.8
71.5
71.2
70.3
69.6

真空チャンバー

窒化ケイ素基板

試料ステージ

試料ステージc)

使用したろう材組成

Cu
27.4
28.1
27.9
28.1
27.6

In
12.6

Ti
1.21
0.41
0.85
1.68
2.80

融点(℃)
710
780

窒化ケイ素基板
ろう材

高速度カメラサーモグラフィーa)c)

温度測定状況 b) ろう材セット状況
温度測定プロファイル

図 3 温度測定状況と温度測定プロファイル
ArAr
試料ステージバルブ

レーザ光

透明石英ガラス

図 2 実験装置模式図

面の温度測定状況，b) にろう材セット状況，c) に温度測
定プロファイルを示す．
図 3 a) と b) に示すように，窒化ケイ素基板上面にセットしたろう材部分に相当する位置の温度を K 熱電対にて

表2

レーザ照射条件

CW レーザ出力 (W)
波長 (nm)
ビーム径 (mm)
雰囲気測定した．なお，温度測定はろう材を載せない状態で実施
30～40915
3Arした．c) に示す温度測定プロファイルから，レーザ出力を上げることで，最高到達温度が上昇することを確認した．
レーザ出力 30W の場合，5 秒保持で 785℃に到達し，40W3 秒とすることで 935℃に到達した．さらに保持時間を 5

ろう材の形状観察はチャンバー側面に設けた透過窓を秒とした場合，1021℃まで加熱された．最高温度到達後に通し，高速度カメラならびに赤外線サーモグラフィーカメ

レーザ出力を OFF にした場合，3 秒，5 秒保持のいずれのラ (FLIR 製 T1050sc) を用いて行った．温度測定は K 熱電

場合も加熱開始後 10 秒以内に 200℃以下まで急冷された.

対を用いた窒化ケイ素基板上面の直接測定と，赤外線サーまた，冷却速度を緩やかにするため，30W 5 秒保持後にモグラフィーカメラによる非接触測定を併用した．
2・2

作製試料の評価

徐々に出力を低減させる制御を行った．15W から 0W まで 3.42 秒で出力低減した場合では，急冷の場合とほぼ同作製した試料について，外観観察ならびに電子プローブ等の冷却挙動となった．20W から 0W までを 27.4 秒で出

マイクロアナライザ (Electron Probe Micro Analyzer, 以下力低減した場合，Ag–Cu–In–Ti ろう材 (No. 1) の融点に近EPMA; 日本電子製 JXA–8230) による試料断面の元素分

い 700℃付近までは急冷と同様の挙動を示したが，その後析を行った．作製した試料を低速ダイヤモンド切断砥石では徐冷となった．出力低減の傾きを同一とし，冷却開始時水冷しながら切断し，冷間硬化樹脂に埋込後にエメリー紙のレーザ出力を 25W, 30W とした場合は，最高到達温度#120～#4000 による研磨加工を施し，最終的に 0.3 μm(785~795℃) から一定の傾きで室温付近まで徐冷された．

Al2O3 粒子を用いてバフ研磨加工を行って断面観察用試料を作製した．

３．実験結果及び考察
3・1

冷却過程の制御によるろう材組織の制御

図 3 a) に加熱の際の K 熱電対による窒化ケイ素基板上

図 4 に ， 図 3 c) の 加 熱 冷 却 条 件 に て 作 製 し た
Ag–Cu–In–Ti ろう材 (No. 1) 試料の断面 SEM (反射電子像)観察結果を示す．さらに図 5 および図 6 に Ag–Cu–In–Ti(No. 1) ろう材を用い，30W 5s 加熱後急冷した試料断面のEPMA による面分析結果を示す．図 6 は，図 4 点線枠部分に対応する高倍率の分析結果である．

4µm

図4Ag–Cu–In–Ti (No. 1) の断面 SEM 観察結果(反射電子像)a) Agb) Cuc) Ina) Agb) Cuc) Ind) Tie) Nf) Sid) Tie) Nf) Si4µma) Ag
図5b) Cuc) Ind) Tie) Nf) Si

Ag–Cu–In–Ti (No. 1) 30W 5s 加熱後急冷試料断面の EPMA 面分析結果

図 4 の 30W 5s 加熱後急冷した試料断面上半分のろう材a) Ag
図6b) Cuc) In d) Tie) Nf) Si

Ag–Cu–In–Ti (No. 1) 30W 5s 加熱後急冷試料断面の EPMA 面分析結果 (高倍率)が連続して生成することが確認できた．

部分には，微細な共晶組織の中に球状の暗いコントラスト

また，図 6 b) および d) に示すように界面反応層部分が多数存在していた．図 5 に示す同視野の EPMA 面(TiN) のろう材側には部分的に Ti および Cu が凝集してい分析結果から，母相の主な組織は Ag–In–Cu であり，In にる部分が見られた．これは，窒化ケイ素との反応に寄与しついては Ag の濃度が少し低い部分に網目状に分布していなかった過剰の Ti が Cu と反応し，Cu–Ti の IMC を形成た．また，母相中に分布している球状の部分は Cu ならびしたものと推察される．に Ti が濃化している領域であることが分かった．この部

ろう材母相中に存在する球状の Cu–Ti の IMC は，界面分は Cu–Ti の金属間化合物 (以下 IMC) であると推察されから 7µm くらいの距離には存在していない．この原因と7)

る ．IMC が球状となっている理由は，IMC の融点が母相しては，ろう材溶融時の界面への Ti 供給速度が影響しての融点よりも高温であるため，IMC が先に晶出することいるものと推察される．上述のようにろう材溶融時間が短が原因と考えられる．

い場合は，界面付近に存在する Ti が窒化ケイ素中の N と窒化ケイ素との接合界面には，Ti が層状に連続分布し反応し，界面反応層 (TiN) を形成するものの，界面から離ていた．図 6 d) および e) に示すように，この Ti 層状分布れた母相中の Ti が界面まで流動供給される時間的余裕が部は N の分布と重なっており，窒化ケイ素とろう材の界なかったことが原因と考えられる．このため，反応に寄与

7)面には TiN が形成されていることが分かった ．

しない Ti が母相中に残存する結果となった．図 4 に示す

図 3 c) の温度測定プロファイルから，同試料のろう材ように，レーザ出力を上げた 40W 5s の場合では，IMC 欠が融点 (710℃) 以上に加熱された時間は 1.8 秒程度であっ乏層は 10µm 程度となっている．これは高温まで加熱されたことがわかる．このことから，2 秒未満の短時間の溶融たろう材の粘度が低下し，また溶融状態が 4 秒程度継続し状態であっても窒化ケイ素との界面に TiN の界面反応層たために界面部分への Ti 供給量が増加したものと推察さ

a) 反射電子像
図7b) Ag c) Cud) Ine) Tif) N g) Si

Ag–Cu–In–Ti (No. 1) 30W 5s 加熱後 30W→0W 41.0s 冷却試料断面の EPMA 面分析結果

れる．35W 3s (溶融状態 1.2 秒，IMC 欠乏層約 7µm), 40W 3s

また，冷却速度を緩やかにするため，35W 3 秒保持後に．

(溶融状態 2 秒，IMC 欠乏層約 10µm) の場合も同様に，ろ15W から 0W まで 3.42 秒で徐々に出力を低減させる制御

う材の溶融状態や溶融継続時間によって界面への Ti の供を行った場合では，最高到達温度 (795℃) から 200℃まで給量が変化したものと考えられる．の冷却に 4.4 秒を要した．急冷の場合 (791℃, 3.4 秒) と比

図 4 上段に示す 30W 5s のレーザ照射後，徐冷した場合

べると 1 秒長くなっており，グラフからも冷却が遅くなっの組織については，冷却速度が緩やかになるに従って，ろていることが分かる．なお，融点以上に保持される時間は，

う材母相の結晶粒が粗大化するとともに界面反応層に隣2.6 秒であった．冷却時の傾きは，他の試料の場合と比べ接する Cu–Ti が針状に成長する傾向が見られた．図７に示て最も急となった．30W 5 秒保持後に，15W から 0W まです冷却時間が最も長い 30W→0W 41.0s の場合，界面から3.42 秒で徐々に出力を低減させる制御を行った場合では，約 26µm まで伸びており，IMC 欠乏層は 20µm となってい最高到達温度 (785℃) から 200℃までの冷却に 4.6 秒を要た．これは溶融状態が 11.2 秒継続し，界面付近への Ti 供した．グラフからも冷却が遅くなっていることが分かる．

給が増加したことが原因と考えられる．

図 9 に，図 8 の加熱冷却条件にて作製した Ag–Cu–Ti ろろう材が溶融した状態で窒化ケイ素との界面近傍に Tiう材試料 (No.2~5) の断面 SEM (反射電子像) 観察結果をが存在すると界面に TiN が晶出する．この晶出より N の示す．
Ti 添加率 0.4%の場合，35W 3s, 5s, 35W 3s 加熱後 15W8)

ろう材側への拡散が抑制される ため，TiN の厚さは 1µm→0W 3.42s の出力低下を行ったところ，母相の Ag–Cu は程度から成長せず，界面付近に到達した Ti は Cu と反応し，非常に微細な共晶組織を呈した．30W 5s 加熱後 15W→0W

Cu–Ti の IMC である Cu3Ti が形成し,針状結晶が成長した

3.42s の出力低下を行った場合には，共晶組織の粗大化が7)ものと推察される ．

みられた．これは，加熱時のレーザ出力が 30W と低かっ

また，今回実験に用いたいずれの加熱/冷却条件においたため，ろう材中の Ti が界面での反応で消費しきれずにても，ろう材母相の溶け分かれは観察されなかった．これ

母相中に残存して Cu–Ti の IMC が生成した結果，母相中のは，レーザブレージングの昇温速度や冷却速度が炉中ろうAg/Cu 比が共晶組成からずれた可能性が考えられる．

付に比べて速いことに起因しており，レーザブレージング

Ti 添加率 0.8%の場合，いずれの加熱条件でもろう材母では幅広いろう材組成選択が可能なことを示唆している．

相は非常に微細な共晶組織を呈した．これは，ろう材中の3・2ろう材組成と凝固組織の相関ほぼ全ての Ti が界面反応層形成に消費されたことを示す．

前節で，加熱冷却条件によってろう材中の Ti 残存状況に差が生じることがわかった．そこで，ろう材組成と凝固組織の相関を明らかにするため，溶融温度と凝固温度が同じとなる Ag–Cu 共晶組成に対して種々の Ti 添加率のろう材を作製し，加熱冷却条件を変更することでろう材組成と凝固組織の相関を明らかにすることとした．
図 8 に，Ti 添加率 0.4mass%~2.8mass%の Ag–Cu–Ti ろう材の加熱冷却に用いた温度測定プロファイルを示す．レー
ザ出力 35W の場合，3 秒保持で 791℃，5 秒保持で 921℃に到達した．最高温度到達後にレーザ出力を OFF にした
場合，3 秒保持，5 秒保持のいずれの場合も加熱開始後 10秒以内に 200℃以下まで急冷された. 融点以上に保持される時間は，0.2 秒程度の非常に短時間であった．

図8

Ag–Cu–Ti ろう材の温度測定プロファイル

図9A)

C)

Ag–Cu–Ti (No. 2~5) の断面 SEM 観察結果(反射電子像)

Ti 1.68% 35W 3s 加熱後急冷

B)

Ti 1.68% 35W 3s 加熱後 15W→0W 3.42s 冷却a) 反射電子像
図 10D)b) Ag c) Cu

Ti 2.8% 35W 3s 加熱後急冷

Ti 2.8% 35W 3s 加熱後 15W→0W 3.42s 冷却d) Ti e) N f) Si

Ag–Cu–Ti (No. 4, 5)の断面 EPMA 面分析結果

なお，35W 5s 急冷試料については，試料切断時に基板から剥離したため，断面観察を行っていない．

図 10 に，35W 3s, 35W 3s 加熱後 15W→0W 3.42s の出力低下を行った Ag–Cu–Ti (No. 4, 5) の断面 EPMA 面分析結Ti 添加率 1.68%の場合，0.8%の場合と比べていずれの加果を示す．A) に示す Ti 1.68% 35W 3s 加熱後急冷の場合，熱条件でもろう材母相の結晶粒が大きくなった．特に窒化Ti および N の分布状況から界面に連続した界面反応層 (厚ケイ素との界面部分に黒いコントラストの結晶粒の成長さ約 1.4µm) が形成していた．これは TiN と考えられる．

が観察された．Ti 添加率 2.8%の場合，いずれの加熱条件C) に示す Ti 1.68% 35W 3s 加熱後 15W→0W 3.42s の出力低でも他のろう材組成と比べてろう材母相の結晶粒が粗大下を行った場合，TiN 界面反応層の厚みについては約化した．特に 35W 3s, 5s, 35W 3s 加熱後 15W→0W 3.42s の2.4µm と急冷の場合と大きな差は見られなかった．一方，出力低下を行った場合，柱状組織が窒化ケイ素との界面部

TiN のろう材側に Cu–Ti の IMC と見られる島状の Cu お分からろう材母相側に成長している部分が観察された．

よび Ti の濃化領域が観察された．この部分は，図 9 にお7)A)

Ti 1.68% 35W 3s 加熱後 15W→0W 3.42s 冷却f) 溶融直後

B)

図 11g) 基板跳ね上がりTi 2.8% 35W 3s 加熱後 15W→0W 3.42s 冷却

Ag–Cu–Ti (No. 4, 5)の高速度カメラ・サーモグラフィーによる溶融状況観察結果

ける黒いコントラストの結晶粒に対応する．A) との比較から，Cu–Ti の IMC は徐冷時に成長したと考えられる．に生成する Cu–Ti IMC 相が針状に成長する．
(3)

Ag–Cu–Ti ろう材と窒化ケイ素基板のレーザ急速加ろう材中の Ti 添加率が最も高い 2.8%の場合，Cu–Ti の熱においてろう材中の Ti 添加率が多くなると，TiNIMC の生成状況はさらに顕著となった．TiN 界面反応層のの界面反応層に隣接して Cu–Ti IMC 相が成長し，過厚さは 2µm 程度と冷却条件で大きな差は見られなかった．
一方，B) に示す Ti 2.8% 35W 3s 加熱後急冷の場合でも，TiN のろう材側に Cu–Ti の IMC

7)

剰な Ti はろう材中にも IMC として残存する．
(4)と見られる島状の Cu お

過剰な Ti 添加と徐冷により界面近傍に生成する厚さ数十 µm の Cu–Ti IMC 相は，残留応力の発生源とな

よび Ti の濃化領域が部分的に隣接する領域とつながってり得る．

おり，D) に示す 15W→0W 3.42s の出力低下を行った場合
は Cu–Ti の IMC

7)

謝層の厚さは約 30µm まで増大し，ろう材側に柱状に成長していることが確認された．また，ろう材母相には，約 16µm の Ti 欠乏層が確認された．
Cu–Ti の IMC

7)

辞本研究の一部は，大阪大学接合科学研究所「接合科学共同利用・共同研究拠点」制度に係る共同研究の一環として層が成長すると，界面の応力分布に影響行われました．この場を借りて御礼申し上げます．本研究を与え，強度低下につながることが想定される．試料を作の遂行にあたり熱心なご指導を賜りました，同研究所教授

製中，冷却過程でろう材が窒化ケイ素から剥離した事例も塚本雅裕先生，並びに准教授見られた．過剰な Ti 添加は接合特性の低下につながるたし上げます．また，実験に際し多大なご協力を賜りましため，Ti が界面反応層形成に過不足なく消費される程度の特任研究員 竹中啓輔様，博士後期課程 牧野嶋和貴様はじ

適切な Ti 添加率を選択することが重要となる．

め塚本研究室の皆様に厚く御礼申し上げます．公益財団法

佐藤雄二先生に深く感謝申

図 11 に，35W 3s 加熱後 15W→0W 3.42s の出力低下を人天田財団からの一般研究開発助成により実施した研究行った Ag–Cu–Ti (No. 4, 5) の高速度カメラならびにサーに基づいていることを付記するとともに，同財団に深く感

モグラフィーによる溶融状況観察結果を示す．Ti 添加率

謝申し上げます．

1.68%の場合は冷却時に基板が動かなかったが，Ti 添加率

参考文献2.8%の場合は基板が跳ね上がる現象が観察された．図中f) 及び g) は跳ね上がる前後のサーモグラフィー観察結1)

佐久間健人：セラミックス材料学, 海文堂 (1990).

果である．これは，Ti 添加率 2.8%の場合に生成した厚い2)

矢野経済研究所 編：パワー半導体の世界市場に関する

Cu–Ti IMC 層が原因でろう材と窒化ケイ素基板の熱膨張係数差による反りが発生し，その後に亀裂が進展した際の調査結果 2014, 矢野経済研究所(2014).
3)

変形復元が原因と考えられる．

(2014), 152.
4)４．結論
レーザ急速加熱による活性金属ろう材の溶融挙動・冷却
Ag–Cu–In–Ti ろう材と窒化ケイ素基板のレーザ急速

5)

界面に厚さ数 µm の TiN の界面反応層が形成される．

6)が粗大化するとともに TiN の界面反応層のろう材側

Y. Sechi, T. Tsumura and K. Nakata: Materials & Design,
31 (2010), 2071.

7)

加熱終了後の急冷により Ag–Cu–In–Ti ろう材の母相組織は微細化し，冷却速度が遅くなると，母相組織

J. Watanabe, N. Ohtake and M. Yoshikawa: Journal of theJapan Society for Precision Engineering, 58-5 (1992), 797.

加熱により，数秒程度の短時間加熱であっても接合(2)

Y. Nakao, K. Nishimoto and K. Saida: ISIJ International,
30-12 (1990), 1142.

過程と，ろう材組成・凝固組織の相関は以下の通りである．
(1)

H. Yamada: Journal of Plasma and Fusion Research, 90-2

永塚公彬，瀬知啓久，中田一博: スマートプロセス学
会誌, 3 (2014), 10.

8)楠見和久，瀬沼武秀，杉山昌章，末広正芳，野崎雅子：
新日鉄技報, 381 (2004), 70.