活性金属焊料.pdf

摘要
申请专利号：	CN201280024563.3	申请日：	2012.05.21
公开号：	CN103732351A	公开日：	2014.04.16
当前法律状态：	授权	有效性：	有权
法律详情：	授权\|\|\|实质审查的生效IPC(主分类):B23K 35/30申请日:20120521\|\|\|公开
IPC分类号：	B23K35/30; B23K35/40; C04B37/00; C04B37/02; C22C5/06; C22F1/14; C22F1/00	主分类号：	B23K35/30
申请人：	田中贵金属工业株式会社
发明人：	岸本贵臣; 柏木孝三; 坂口理
地址：	日本东京都
优先权：	2011.05.24 JP 2011-115593
专利代理机构：	上海专利商标事务所有限公司 31100	代理人：	冯雅
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内容摘要

本发明是一种活性金属焊料，其由20～40重量％的Cu、1.0～3.0重量％的Ti、1.2～6.0重量％的Sn、其余部分为Ag的Ag-Cu-Ti-Sn合金构成，具有在Ag-Cu合金基质中分散有Sn-Ti金属间化合物或Cu-Ti金属间化合物的金属组织，其特征是，Ti和Sn的重量比Sn/Ti为1.2以上，而且所述金属间化合物的粒径为20μm以下。本发明的活性金属焊料改善了以往已知的Ag-Cu-Ti合金活性金属焊料的加工性，能以高加工率进行微小尺寸的加工。本发明可通过在将上述组成的Ag-Cu-Ti-Sn合金熔化铸造后实施加工率90％以上的塑性加工，使金属间化合物微细化来制造。

权利要求书

权利要求书
1. 一种活性金属焊料，其由20～40重量％的Cu、1.0～3.0重量％的Ti、1.2～6.0重量％的Sn、其余部分为Ag的Ag-Cu-Ti-Sn合金构成，具有在Ag-Cu合金基质中分散有Sn-Ti金属间化合物、Sn-Ti-Cu金属间化合物或Cu-Ti金属间化合物的金属组织，其特征在于，
Ti和Sn的重量比Sn/Ti为1.2以上，
而且所述金属间化合物的粒径为20μm以下。

2. 权利要求1所述的活性金属焊料的制造方法，其特征在于，
包括如下工序：将由20～40重量％的Cu、1.0～3.0重量％的Ti、1.2～6.0重量％的Sn、其余部分由Ag构成、Ti和Sn的重量比Sn/Ti为1.2～3.5的Ag-Cu-Ti-Sn合金熔化铸造，对其实施加工率90％以上的塑性加工，从而使Ag-Cu-Ti-Sn合金中的金属间化合物断裂至20μm以下。

说明书

说明书活性金属焊料
技术领域
本发明涉及陶瓷等的接合中使用的活性金属焊料。
背景技术
作为陶瓷之间、陶瓷和金属的接合中使用的活性金属焊料，以往已知在Ag-Cu合金中添加活性金属成分Ti而得的Ag-Cu-Ti合金。该活性金属焊料大多将原料在真空熔化炉中熔化、铸造，通过轧制加工等制成薄的板状，通过冲压加工冲裁成所要的形状来使用。
作为该活性金属焊料的问题，可例举其加工性，在上述制造、加工工序中，材料容易发生开裂、断线、断裂。其原因在于，Ag-Cu-Ti合金中，在铸造凝固时在Ag-Cu合金基体中析出50～100μm大小的由Cu和Ti形成的金属间化合物。该金属间化合物非常坚硬牢固，因此在后续的塑性加工时不会被切断，从析出阶段开始大致维持着其大小。因此，如果实施加工直至接近于其化合物粒径的尺寸的形状，则发生开裂等。而且，例如加工成板形状的情况下，其厚度的极限为100μm，无法加工至其以下的厚度。关于这一点，随着近年来的电子、电气器件的小型化的发展，对于所使用的活性金属焊料也要求薄型、微细，迄今为止的Ag-Cu-Ti合金活性金属焊料无法应对该市场需求。
这里并不是说没有使Ag-Cu-Ti合金的Ag-Cu合金基体中析出的由Cu和Ti形成的金属间化合物的粒径减小的方法。例如，专利文献1中，已知在熔化时将Ag-Cu-Ti合金维持在Cu和Ti的化合物的熔点以上的温度，在铸造时骤冷。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利特开平7-16789号公报
然而，上述方法中，因为活性成分Ti容易氧化，所以熔化必须在高真空中进行，要在熔化炉真空室内附加用于骤冷的装置，设备会变得非常的繁琐，而且维护性也差，价格昂贵。
发明内容
发明所要解决的技术问题
本发明是以以上事实为背景而完成的发明，其改善Ag-Cu-Ti合金活性金属焊料的加工性，提供能加工至可应对市场需求的尺寸的活性金属焊料。
解决技术问题所采用的技术方案
为了解决上述课题，本发明人在Ag-Cu-Ti合金活性金属焊料中添加第四金属元素Sn，在不进行骤冷凝固的情况下控制Ag合金基体中析出的化合物的粒径。然后，对于该Ag-Cu-Ti-Sn合金活性金属焊料的组成和制造条件反复进行了各种实验、研究，从而发现了如下所述的Ag-Cu-Ti-Sn合金活性金属焊料。
即，本发明是一种活性金属焊料，其由20～40重量％的Cu、1.0～3.0重量％的Ti、1.2～6.0重量％的Sn、其余部分为Ag的Ag-Cu-Ti-Sn合金构成，具有在Ag-Cu合金基质中分散有Sn-Ti金属间化合物或Cu-Ti金属间化合物的金属组织，其特征是Ti和Sn的重量比Sn/Ti为1.2以上，而且所述金属间化合物的粒径为20μm以下。
本发明的活性金属焊料添加Sn作为第四金属元素，这是基于如下理由：通过Sn与Ti、Cu结合而生成的金属间化合物具有比Cu-Ti金属间化合物更优先地生成的倾向。藉此，Cu-Ti金属间化合物的生成得到抑制，虽然并不是完全不生成Cu-Ti金属间化合物，但很难生成粗大的Cu-Ti金属间化合物。
此外，通过添加Sn而生成的金属间化合物是由Sn-Ti或Sn-Ti-Cu形成的(前者的存在比例更大)，该金属间化合物比较微细(100μm以下左右)。另外，这些金属间化合物(Sn-Ti、Sn-Ti-Cu)不仅微细，而且可以通过加工进一步微细化，通过将其粒径微细化至20μm以下，可使加工性良好。本发明中的金属间化合物的粒径(20μm以下)的含义是指金属间化合物的最大粒径。金属间化合物的形状不仅可以是球形，也可见长条的无定形的金属间化合物，此时将长轴方向的长度作为粒径。此外，粒径的下限值较好为0.1μm。
如上所述，本发明的活性金属焊料通过Sn的添加来使Sn-Ti或Sn-Ti-Cu优先析出，抑制粗大的Cu-Ti的产生，并且使Sn-Ti或Sn-Ti-Cu的金属间化合物微细化，从而改善加工性。这里，Ag-Cu-Ti-Sn合金的组成范围如上所述，为20～40重量％的Cu、1.0～3.0重量％的Ti、1.2～6.0重量％的Sn，其余部分为Ag。将第四金属元素Sn的添加量设为1.2～6.0重量％。其原因在于，Sn的量少于1.2重量％的情况下，Cu-Ti金属间化合物的生长抑制效果不充分，可能会生成粗大的Cu-Ti金属间化合物。此外，如果多于6.0重量％，则有金属间化合物的量增多、加工性变差的倾向。
此外，本发明中，在上述组成中，还必须使Ti和Sn的重量比Sn/Ti为1.2以上。其原因在于，该重量比Sn/Ti小于1.2的情况下，容易析出粗大的Cu-Ti金属间化合物，使加工性明显变差。此外，Ti和Sn的重量比Sn/Ti较好为5.0以下，大于5.0的情况下，会招致加工性的劣化。
由以上说明的组成的Ag-Cu-Ti-Sn合金构成的焊料的制造以常规的熔化铸造为基础，自熔化铸造阶段起，粗大的金属间化合物的析出得到抑制。该金属间化合物以由Sn-Ti形成的金属间化合物为主，至少包含该金属间化合物，但也部分可见由Sn-Ti-Cu形成的金属间化合物。此外，有时也会部分形成Cu-Ti金属间化合物，但不会析出使加工性劣化的程度的粗大的化合物。
这里，该熔化铸造刚结束后的金属间化合物的粒径虽然比较微细，但为了使加工性达到最佳，多少有一定的大小(100～50μm左右)。于是，本发明中，通过将上述组成的Ag-Cu-Ti-Sn合金熔化铸造、对其实施加工率90％以上的塑性加工，从而将分散在Ag合金基体中的金属间化合物切断，使其粒径达到20μm以下。本发明中析出的金属间化合物主要是Sn-Ti、Sn-Ti-Cu，它们与Cu-Ti金属间化合物不同，非常地脆，因此可通过熔化铸造后的轧制等塑性加工在基体中切断。
发明的效果
以上说明的本发明的Ag-Cu-Ti-Sn合金活性金属焊料通过分散在Ag合金基体中的金属间化合物的微细化，加工性得到改善，能塑性加工至轻薄短小的尺寸。另外，本发明的Ag-Cu-Ti-Sn合金活性金属焊料也具有足够的钎焊性(接合强度)，具有与现有的Ag-Cu-Ti合金活性金属焊料同等以上的性能。
具体实施方式
第一实施方式：下面，基于以下记载的实施例对本发明的实施方式进行说明。这里，将Ag-Cu26.0％-Ti2.0％-Sn5.0％(Sn/Ti比2.5)的活性金属焊料熔化铸造，然后进行塑性加工。该活性金属焊料是使用真空熔化炉将上述组成的Ag合金熔化后，在碳坩埚中铸造、退火，制成宽100mm、长150mm、厚15mm的铸锭。熔化铸造后，为了评价铸造时析出的铸锭中的金属间化合物的粒径，观察截面金属组织，通过EDS的面分析来鉴定析出的化合物的构成元素。
铸造后的铸锭中析出、分散有80μm以下的金属间化合物。有关析出物的EDS分析中，金属间化合物由Sn和Ti形成，是几乎不含Cu的金属间化合物。
接着，对铸锭进行塑性加工，考察金属间化合物的粒径(最大粒径)的变化。该考察中，将加工率设定为60％、70％、80％、90％、98％、99.5％，进行轧制加工。根据加工后的截面组织来测定金属间化合物的粒径。另外，金属间化合物的最大粒径测定中，对于各样品的截面以金属显微镜1000倍对0.1mm×1.0mm的范围进行观察，取其中的粒子中最大的粒子的长轴方向的长度。其结果示于表1。
[表1]
加工率金属间化合物的最大粒径0％(熔化铸造后)80μm60％40μm70％25μm80％21μm90％18μm98％12μm99.5％8μm
由表1可以确认，随着加工率的升高，金属间化合物的粒径减小。而且，藉由90％以上的加工率，可以达到20μm以下的粒径。其原因在于，该Ag-Cu-Ti-Sn合金中，金属间化合物很脆，可通过加工容易地进行粒径的调整。
第二实施方式：这里，制造表2所示的各种组成的Ag-Cu-Ti-Sn合金活性金属焊料。另外，比较例1～4是用于限定本发明的有效的组成范围的试制组成。此外，现有例是用于与实施例进行比较的以往使用的Ag-Cu-Ti合金活性金属焊料。
[表2]

上述活性金属焊料与第一实施方式同样，是使用真空熔化炉将各组成的Ag合金熔化后，在碳坩埚中铸造、退火，制成宽100mm、长150mm、厚15mm的铸锭。然后，对各合金铸锭进行加工率90％的轧制加工，根据加工后的截面组织来测定金属间化合物的粒径。另外，这里对于熔化铸造后的铸锭也进行金属间化合物的粒径的测定。
其结果示于表3。
[表3]

*比较例3、4很脆，在20％加工的阶段发生开裂
各实施例的活性金属焊料中在刚铸造后析出、分散有80μm左右的金属间化合物。有关析出物的EDS分析中，实施例1的析出物如上所述由Sn和Ti形成，是几乎不含Cu的金属间化合物。此外，实施例2、3的析出物由Cu、Sn、Ti形成。如上所述析出的金属间化合物的组成根据Sn/Ti比而不同。这里，这些金属间化合物通过加工而被微细化，粒径(最大粒径)也达到20μm以下。
另一方面，比较例1、2和现有例中观察到100μm以上的粗大的化合物的析出，也有部分确认有500μm的析出物。根据其EDS分析，其中所观察到的粗大的析出物是由Cu和Ti形成的金属间化合物。认为该粗大的金属间化合物是因为Sn/Ti比小到0.5而生成的。而且，该金属间化合物即使通过铸造后的加工也不会微细化，保持粗大状态残留下来。此外，比较例3和4中增加Sn添加量、使Sn/Ti重量百分比达到1.2以上，但金属间化合物的粒径极微细。但是，它们中的金属间化合物的比例高，材料整体很脆，容易发生开裂，在加工途中发生开裂。
接着，对除了在加工阶段发生开裂的比较例3、4以外的各活性金属焊料的加工性进行评价。对上述加工后的焊料(厚1.5mm)反复进行轧制和退火，发生开裂、断裂的情况下当即结束加工，未发生开裂、断裂的情况下，实施加工直到厚度达到50μm为止。其结果示于表4。
[表4]
轧制加工的结果实施例1直到厚度达到50μm为止都没有发生开裂和表面缺陷实施例2直到厚度达到50μm为止都没有发生开裂和表面缺陷实施例3直到厚度达到50μm为止都没有发生开裂和表面缺陷比较例1厚度达到1.0mm时发生开裂和表面缺陷比较例2厚度达到1.0mm时发生开裂和表面缺陷现有例厚度达到1.0mm时发生开裂和表面缺陷
如上所述，实施例1～3的Ag-Cu-Ti-Sn合金活性金属焊料能进行直到厚度达到50μm的厚度为止的轧制加工。另一方面，虽然是相同的Ag-Cu-Ti-Sn合金活性金属焊料、但Sn/Ti比小于1.2的比较例1、2的加工性差，在厚度为1.0mm的阶段发生了开裂。此外，未添加Sn的现有的Ag-Cu-Ti合金活性金属焊料也一样。这些比较例1、2和现有例的加工开裂是由材料中残留的粗大的化合物析出引起的。
最后，使用实施例1、3和现有例的0.1mm厚的板，在真空气氛中于830℃对10mm×10mm×20mm的氧化铝之间和氮化硅之间进行钎焊后，切出3mm×4mm×40mm的试验片，通过四点弯曲试验按照JIS R1601测定各10点的断裂强度。(试验方法按照JIS R1601进行。)其结果示于表5。其结果是，在氧化铝和氮化硅中的任一种陶瓷之间的接合中都可以确认，实施例1和3与现有例相比，断裂强度更高，具有更能耐受实际使用的钎焊强度。
[表5]

产业上利用的可能性
本发明的Ag-Cu-Ti-Sn合金活性金属焊料在Ag合金基体中分散有微细的化合物的粒子，为了应对如今的电子、电机器件的小型化，具有能塑性加工至轻薄短小的尺寸的良好的加工性，还具有与现有的Ag-Cu-Ti合金活性金属焊料同等的钎焊性(接合强度)。

资源描述

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1、(10)申请公布号 CN 103732351 A(43)申请公布日 2014.04.16CN103732351A(21)申请号 201280024563.3(22)申请日 2012.05.212011-115593 2011.05.24 JPB23K 35/30(2006.01)B23K 35/40(2006.01)C04B 37/00(2006.01)C04B 37/02(2006.01)C22C 5/06(2006.01)C22F 1/14(2006.01)C22F 1/00(2006.01)(71)申请人田中贵金属工业株式会社地址日本东京都(72)发明人岸本贵臣柏木孝三坂口理(74)。

2、专利代理机构上海专利商标事务所有限公司 31100代理人冯雅(54) 发明名称活性金属焊料(57) 摘要本发明是一种活性金属焊料，其由2040重量的Cu、1.03.0重量的Ti、1.26.0重量的Sn、其余部分为Ag的Ag-Cu-Ti-Sn合金构成，具有在Ag-Cu合金基质中分散有Sn-Ti金属间化合物或Cu-Ti金属间化合物的金属组织，其特征是，Ti和Sn的重量比Sn/Ti为1.2以上，而且所述金属间化合物的粒径为20m以下。本发明的活性金属焊料改善了以往已知的Ag-Cu-Ti合金活性金属焊料的加工性，能以高加工率进行微小尺寸的加工。本发明可通过在将上述组成的Ag-Cu-Ti-Sn合金熔化铸。

3、造后实施加工率90以上的塑性加工，使金属间化合物微细化来制造。(30)优先权数据(85)PCT国际申请进入国家阶段日2013.11.20(86)PCT国际申请的申请数据PCT/JP2012/062890 2012.05.21(87)PCT国际申请的公布数据WO2012/161148 JA 2012.11.29(51)Int.Cl.权利要求书1页说明书6页(19)中华人民共和国国家知识产权局(12)发明专利申请权利要求书1页说明书6页(10)申请公布号 CN 103732351 ACN 103732351 A1/1页21.一种活性金属焊料，其由2040重量的Cu、1.03.0重量的Ti、1.。

4、26.0重量的Sn、其余部分为Ag的Ag-Cu-Ti-Sn合金构成，具有在Ag-Cu合金基质中分散有Sn-Ti金属间化合物、Sn-Ti-Cu金属间化合物或Cu-Ti金属间化合物的金属组织，其特征在于，Ti和Sn的重量比Sn/Ti为1.2以上，而且所述金属间化合物的粒径为20m以下。2.权利要求1所述的活性金属焊料的制造方法，其特征在于，包括如下工序：将由2040重量的Cu、1.03.0重量的Ti、1.26.0重量的Sn、其余部分由Ag构成、Ti和Sn的重量比Sn/Ti为1.23.5的Ag-Cu-Ti-Sn合金熔化铸造，对其实施加工率90以上的塑性加工，从而使Ag-Cu-Ti-Sn合金中的金属间。

5、化合物断裂至20m以下。权利要求书CN 103732351 A1/6页3活性金属焊料技术领域0001 本发明涉及陶瓷等的接合中使用的活性金属焊料。背景技术0002 作为陶瓷之间、陶瓷和金属的接合中使用的活性金属焊料，以往已知在Ag-Cu合金中添加活性金属成分Ti而得的Ag-Cu-Ti合金。该活性金属焊料大多将原料在真空熔化炉中熔化、铸造，通过轧制加工等制成薄的板状，通过冲压加工冲裁成所要的形状来使用。0003 作为该活性金属焊料的问题，可例举其加工性，在上述制造、加工工序中，材料容易发生开裂、断线、断裂。其原因在于，Ag-Cu-Ti合金中，在铸造凝固时在Ag-Cu合金基体中析出5010。

6、0m大小的由Cu和Ti形成的金属间化合物。该金属间化合物非常坚硬牢固，因此在后续的塑性加工时不会被切断，从析出阶段开始大致维持着其大小。因此，如果实施加工直至接近于其化合物粒径的尺寸的形状，则发生开裂等。而且，例如加工成板形状的情况下，其厚度的极限为100m，无法加工至其以下的厚度。关于这一点，随着近年来的电子、电气器件的小型化的发展，对于所使用的活性金属焊料也要求薄型、微细，迄今为止的Ag-Cu-Ti合金活性金属焊料无法应对该市场需求。0004 这里并不是说没有使Ag-Cu-Ti合金的Ag-Cu合金基体中析出的由Cu和Ti形成的金属间化合物的粒径减小的方法。例如，专利文献1中，已知在熔化时将。

7、Ag-Cu-Ti合金维持在Cu和Ti的化合物的熔点以上的温度，在铸造时骤冷。0005 现有技术文献0006 专利文献0007 专利文献1：日本专利特开平7-16789号公报0008 然而，上述方法中，因为活性成分Ti容易氧化，所以熔化必须在高真空中进行，要在熔化炉真空室内附加用于骤冷的装置，设备会变得非常的繁琐，而且维护性也差，价格昂贵。发明内容0009 发明所要解决的技术问题0010 本发明是以以上事实为背景而完成的发明，其改善Ag-Cu-Ti合金活性金属焊料的加工性，提供能加工至可应对市场需求的尺寸的活性金属焊料。0011 解决技术问题所采用的技术方案0012 为了解决上述课题，本发明人在。

8、Ag-Cu-Ti合金活性金属焊料中添加第四金属元素Sn，在不进行骤冷凝固的情况下控制Ag合金基体中析出的化合物的粒径。然后，对于该Ag-Cu-Ti-Sn合金活性金属焊料的组成和制造条件反复进行了各种实验、研究，从而发现了如下所述的Ag-Cu-Ti-Sn合金活性金属焊料。0013 即，本发明是一种活性金属焊料，其由2040重量的Cu、1.03.0重量的Ti、1.26.0重量的Sn、其余部分为Ag的Ag-Cu-Ti-Sn合金构成，具有在Ag-Cu合金基说明书CN 103732351 A2/6页4质中分散有Sn-Ti金属间化合物或Cu-Ti金属间化合物的金属组织，其特征是Ti和Sn的重量比Sn/。

9、Ti为1.2以上，而且所述金属间化合物的粒径为20m以下。0014 本发明的活性金属焊料添加Sn作为第四金属元素，这是基于如下理由：通过Sn与Ti、Cu结合而生成的金属间化合物具有比Cu-Ti金属间化合物更优先地生成的倾向。藉此，Cu-Ti金属间化合物的生成得到抑制，虽然并不是完全不生成Cu-Ti金属间化合物，但很难生成粗大的Cu-Ti金属间化合物。0015 此外，通过添加Sn而生成的金属间化合物是由Sn-Ti或Sn-Ti-Cu形成的(前者的存在比例更大)，该金属间化合物比较微细(100m以下左右)。另外，这些金属间化合物(Sn-Ti、Sn-Ti-Cu)不仅微细，而且可以通过加工进一步微细化，。

10、通过将其粒径微细化至20m以下，可使加工性良好。本发明中的金属间化合物的粒径(20m以下)的含义是指金属间化合物的最大粒径。金属间化合物的形状不仅可以是球形，也可见长条的无定形的金属间化合物，此时将长轴方向的长度作为粒径。此外，粒径的下限值较好为0.1m。0016 如上所述，本发明的活性金属焊料通过Sn的添加来使Sn-Ti或Sn-Ti-Cu优先析出，抑制粗大的Cu-Ti的产生，并且使Sn-Ti或Sn-Ti-Cu的金属间化合物微细化，从而改善加工性。这里，Ag-Cu-Ti-Sn合金的组成范围如上所述，为2040重量的Cu、1.03.0重量的Ti、1.26.0重量的Sn，其余部分为Ag。将第四金属。

11、元素Sn的添加量设为1.26.0重量。其原因在于，Sn的量少于1.2重量的情况下，Cu-Ti金属间化合物的生长抑制效果不充分，可能会生成粗大的Cu-Ti金属间化合物。此外，如果多于6.0重量，则有金属间化合物的量增多、加工性变差的倾向。0017 此外，本发明中，在上述组成中，还必须使Ti和Sn的重量比Sn/Ti为1.2以上。其原因在于，该重量比Sn/Ti小于1.2的情况下，容易析出粗大的Cu-Ti金属间化合物，使加工性明显变差。此外，Ti和Sn的重量比Sn/Ti较好为5.0以下，大于5.0的情况下，会招致加工性的劣化。0018 由以上说明的组成的Ag-Cu-Ti-Sn合金构成的焊料的制造以常规。

12、的熔化铸造为基础，自熔化铸造阶段起，粗大的金属间化合物的析出得到抑制。该金属间化合物以由Sn-Ti形成的金属间化合物为主，至少包含该金属间化合物，但也部分可见由Sn-Ti-Cu形成的金属间化合物。此外，有时也会部分形成Cu-Ti金属间化合物，但不会析出使加工性劣化的程度的粗大的化合物。0019 这里，该熔化铸造刚结束后的金属间化合物的粒径虽然比较微细，但为了使加工性达到最佳，多少有一定的大小(10050m左右)。于是，本发明中，通过将上述组成的Ag-Cu-Ti-Sn合金熔化铸造、对其实施加工率90以上的塑性加工，从而将分散在Ag合金基体中的金属间化合物切断，使其粒径达到20m以下。本发明中析出。

13、的金属间化合物主要是Sn-Ti、Sn-Ti-Cu，它们与Cu-Ti金属间化合物不同，非常地脆，因此可通过熔化铸造后的轧制等塑性加工在基体中切断。0020 发明的效果0021 以上说明的本发明的Ag-Cu-Ti-Sn合金活性金属焊料通过分散在Ag合金基体中的金属间化合物的微细化，加工性得到改善，能塑性加工至轻薄短小的尺寸。另外，本发明的Ag-Cu-Ti-Sn合金活性金属焊料也具有足够的钎焊性(接合强度)，具有与现有的Ag-Cu-Ti合金活性金属焊料同等以上的性能。说明书CN 103732351 A3/6页5具体实施方式0022 第一实施方式：下面，基于以下记载的实施例对本发明的实施方式进行说。

14、明。这里，将Ag-Cu26.0-Ti2.0-Sn5.0(Sn/Ti比2.5)的活性金属焊料熔化铸造，然后进行塑性加工。该活性金属焊料是使用真空熔化炉将上述组成的Ag合金熔化后，在碳坩埚中铸造、退火，制成宽100mm、长150mm、厚15mm的铸锭。熔化铸造后，为了评价铸造时析出的铸锭中的金属间化合物的粒径，观察截面金属组织，通过EDS的面分析来鉴定析出的化合物的构成元素。0023 铸造后的铸锭中析出、分散有80m以下的金属间化合物。有关析出物的EDS分析中，金属间化合物由Sn和Ti形成，是几乎不含Cu的金属间化合物。0024 接着，对铸锭进行塑性加工，考察金属间化合物的粒径(最大粒径)的变化。。

15、该考察中，将加工率设定为60、70、80、90、98、99.5，进行轧制加工。根据加工后的截面组织来测定金属间化合物的粒径。另外，金属间化合物的最大粒径测定中，对于各样品的截面以金属显微镜1000倍对0.1mm1.0mm的范围进行观察，取其中的粒子中最大的粒子的长轴方向的长度。其结果示于表1。0025 表10026 加工率金属间化合物的最大粒径0(熔化铸造后) 80m6040m7025m8021m9018m9812m99.58m0027 由表1可以确认，随着加工率的升高，金属间化合物的粒径减小。而且，藉由90以上的加工率，可以达到20m以下的粒径。其原因在于，该Ag-Cu-Ti-Sn合金中，。

16、金属间化合物很脆，可通过加工容易地进行粒径的调整。0028 第二实施方式：这里，制造表2所示的各种组成的Ag-Cu-Ti-Sn合金活性金属焊料。另外，比较例14是用于限定本发明的有效的组成范围的试制组成。此外，现有例是用于与实施例进行比较的以往使用的Ag-Cu-Ti合金活性金属焊料。0029 表2说明书CN 103732351 A4/6页60030 0031 上述活性金属焊料与第一实施方式同样，是使用真空熔化炉将各组成的Ag合金熔化后，在碳坩埚中铸造、退火，制成宽100mm、长150mm、厚15mm的铸锭。然后，对各合金铸锭进行加工率90的轧制加工，根据加工后的截面组织来测定金属间化合物的。

17、粒径。另外，这里对于熔化铸造后的铸锭也进行金属间化合物的粒径的测定。0032 其结果示于表3。0033 表30034 0035 *比较例3、4很脆，在20加工的阶段发生开裂0036 各实施例的活性金属焊料中在刚铸造后析出、分散有80m左右的金属间化合物。有关析出物的EDS分析中，实施例1的析出物如上所述由Sn和Ti形成，是几乎不含Cu的金属间化合物。此外，实施例2、3的析出物由Cu、Sn、Ti形成。如上所述析出的金属间化合物的组成根据Sn/Ti比而不同。这里，这些金属间化合物通过加工而被微细化，粒径(最大粒径)也达到20m以下。0037 另一方面，比较例1、2和现有例中观察到100m以上的粗大。

18、的化合物的析出，也有部分确认有500m的析出物。根据其EDS分析，其中所观察到的粗大的析出物是由Cu和Ti形成的金属间化合物。认为该粗大的金属间化合物是因为Sn/Ti比小到0.5而生成说明书CN 103732351 A5/6页7的。而且，该金属间化合物即使通过铸造后的加工也不会微细化，保持粗大状态残留下来。此外，比较例3和4中增加Sn添加量、使Sn/Ti重量百分比达到1.2以上，但金属间化合物的粒径极微细。但是，它们中的金属间化合物的比例高，材料整体很脆，容易发生开裂，在加工途中发生开裂。0038 接着，对除了在加工阶段发生开裂的比较例3、4以外的各活性金属焊料的加工性进行评价。对上述加工。

19、后的焊料(厚1.5mm)反复进行轧制和退火，发生开裂、断裂的情况下当即结束加工，未发生开裂、断裂的情况下，实施加工直到厚度达到50m为止。其结果示于表4。0039 表40040 轧制加工的结果实施例1直到厚度达到50m为止都没有发生开裂和表面缺陷实施例2直到厚度达到50m为止都没有发生开裂和表面缺陷实施例3直到厚度达到50m为止都没有发生开裂和表面缺陷比较例1厚度达到1.0mm时发生开裂和表面缺陷比较例2厚度达到1.0mm时发生开裂和表面缺陷现有例厚度达到1.0mm时发生开裂和表面缺陷0041 如上所述，实施例13的Ag-Cu-Ti-Sn合金活性金属焊料能进行直到厚度达到50m的厚度为止的轧制。

20、加工。另一方面，虽然是相同的Ag-Cu-Ti-Sn合金活性金属焊料、但Sn/Ti比小于1.2的比较例1、2的加工性差，在厚度为1.0mm的阶段发生了开裂。此外，未添加Sn的现有的Ag-Cu-Ti合金活性金属焊料也一样。这些比较例1、2和现有例的加工开裂是由材料中残留的粗大的化合物析出引起的。0042 最后，使用实施例1、3和现有例的0.1mm厚的板，在真空气氛中于830对10mm10mm20mm的氧化铝之间和氮化硅之间进行钎焊后，切出3mm4mm40mm的试验片，通过四点弯曲试验按照JIS R1601测定各10点的断裂强度。(试验方法按照JIS R1601进行。)其结果示于表5。其结果是，在氧化铝和氮化硅中的任一种陶瓷之间的接合中都可以确认，实施例1和3与现有例相比，断裂强度更高，具有更能耐受实际使用的钎焊强度。0043 表5说明书CN 103732351 A6/6页80044 0045 产业上利用的可能性0046 本发明的Ag-Cu-Ti-Sn合金活性金属焊料在Ag合金基体中分散有微细的化合物的粒子，为了应对如今的电子、电机器件的小型化，具有能塑性加工至轻薄短小的尺寸的良好的加工性，还具有与现有的Ag-Cu-Ti合金活性金属焊料同等的钎焊性(接合强度)。说明书CN 103732351 A。

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