JPH08124970A - 高精度実装ツール及びその製造方法並びにそれを用いた実装方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 従来品と比べて長尺であっても高精度で良好
な特性を発揮することのできる改良された実装ツールを
提供すること。 【構成】 接合部材を加熱溶融接合または加熱圧着する
際に用いるツールであって、その押圧面となる長方形表
面が気相合成法による多結晶ダイヤモンドからなり、該
表面がＲｍａｘ表示で０．１μｍ以下の鏡面状態で、か
つ押圧面中央部の温度が２００〜４００℃の条件下にお
いて、その長手方向の平坦度が３μｍ以下、押圧面内の
最大温度差が１０℃以下という特性を有することを特徴
とする高精度実装ツール。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は電子部品の一部を構成す
る多数の接合部材を一括して加熱溶融接合または加熱圧
着する際に用いられる実装ツール（ボンディングツー
ル）のうち、特にアウターリードボンディング用ツール
と呼ばれる高精度ツールに関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、半導体素子を用いた電子機器は種
々開発されており、この分野の技術進展には目覚ましい
ものがある。これらの電子機器を構成する電子部品の電
気的特性を引き出してその性能を充分に発揮させるため
には、その接合部材同士の接合が必要である。種々の実
装方法のうち、最近では、ボンディングワイヤーを用い
ないワイヤレスボンディング技術による実装法が、実装
効率の高さ・パッケージ設計の自由度の大きさ等の優れ
た特徴により注目を集めている。ワイヤレスボンディン
グのうち、フィルムキャリア（Ｃｕ箔と樹脂の積層テー
プに配線パターンを形成しＳｎやＡｕのメッキを施した
もの）に半導体素子の全電極を一括して熱圧着接合する
ＴＡＢ（Tape Automated Bonding）方式は、液晶駆動ド
ライバー等の実装に実用化されている。また、ＴＡＢ方
式の実装はこのようなインナーリードボンディングのみ
ならず、アウターリードボンディングの工程においても
多用されている。液晶駆動ドライバーの実装におけるＴ
ＡＢ方式でのアウターリードボンディングでは、フィル
ムキャリアのアウターリードと外部端子であるプリント
配線基板及びガラス基板との接合が行われる。プリント
配線基板との接合の場合には、Ｓｎメッキが施されたＣ
ｕのリードと基板電極がハンダで接合される。また、ガ
ラス基板との接合の場合には、Ａｕメッキが施されたＣ
ｕのリードと基板電極が異方性導電シート等の樹脂を介
して接合される。

【０００３】これらのＴＡＢ方式の実装には、ボンディ
ングツールと呼ばれる実装ツールが用いられるが、これ
には大別して定常加熱方式とパルス加熱方式の２種類が
あり、その接合される材料特性等により使い分けられて
いる。ここで定常加熱方式とは、ツールを、直接或は間
接的に常時加熱し、接合部材に押圧して加熱溶融接合ま
たは加熱圧着する方式である。また、パルス加熱方式と
は直接或は間接的に加熱した状態で接合部材に一定時間
加圧した後、一定温度に冷却してから接合部材への押圧
を解除し加熱溶融接合または加熱圧着する方式である。
すなわち、パルス加熱方式では、ツールの加熱・冷却を
一定のサイクルで行う方式である。ところでツールの性
能に関しては、いずれの工具も常時或は間欠的に高温状
態とされ、またツール表面の接合部材との接触部にはく
り返し集中荷重が負荷されるため、優れた耐熱性、耐摩
耗性ならびに耐付着性が要求される。このような点か
ら、アウターリードボンディング用ツールの先端素材に
は、従来のＭｏやＷ等の金属に代って、ダイヤモンドを
主成分とした硬質物質を用いることが提案されている。
本発明者は、インナーリードボンディングのみならず、
アウターリードボンディングの用途にも優れた性能が発
揮できるツールとして、ツール先端素材に気相合成法で
多結晶ダイヤモンドを被覆した超硬合金を用いることを
特願平６−６２９０５号明細書に開示した。図３はその
ツール構造の一例を示したものである。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】特願平６−６２９０５
号明細書記載のツールは種々の優れた特徴により多用さ
れ始めているが、実装技術の進展に伴い、接合の高能率
化や均一化の要求が一層厳しくなっている現状では、さ
らにツール性能に関して改善すべき問題が生じている。
すなわち、複数の電子部品実装を一度に行うことで実装
効率を向上させるため、従来の数十ｍｍの長さのツール
では不十分でより長尺のツールが求められるようになっ
てきている。例えば、液晶駆動ドライバーの実装では、
長さが最大で４００ｍｍ程度のものまで要求されるよう
になってきている。また、このような長尺のツールであ
っても、接合状態の均一性を実現するために、接合時の
ツール押圧面の平坦度が３μｍ以下で、かつ最大温度差
が１０℃以下であることが必要となってきている。本発
明は上記の問題点を解決するために、この特願平６−６
２９０５号明細書記載の先行技術を基礎にし、さらに改
良を加えて市場の要求に応えるツールを完成したもので
ある。

【０００５】

【課題を解決するための手段】本発明は下記（１）〜
（４）の特徴を有する実装ツール、実装ツールの製造方
法、実装方法を提供する。 （１）本発明の実装ツールは、接合部材を加熱溶融接合
または加熱圧着する際に用いるツールであって、その押
圧面となる長方形表面が気相合成法による多結晶ダイヤ
モンドからなり、該表面がＲｍａｘ表示で０．１μｍ以
下の鏡面状態で、かつ押圧面中央部の温度が２００〜４
００℃の条件下において、その長手方向の平坦度が３μ
ｍ以下、押圧面内の最大温度差が１０℃以下という特性
を有することを特徴とするものである。 （２）また、本発明の実装ツールを製造する方法として
は、接合部材を加熱溶融接合または加熱圧着する際に押
圧面となるツールの長方形表面に多結晶ダイヤモンドを
被覆する工程と、押圧面中央部の温度を２００〜４００
℃の範囲でのツール使用温度と同一となるように制御し
ながら、当該使用温度での押圧面の長手方向の平坦度が
３μｍ以下で、かつその表面がＲｍａｘ表示で０．１μ
ｍ以下の鏡面状態とする研磨工程とを少なくとも含むこ
とを特徴とする。

【０００６】（３）さらに、長方形押圧面が気相合成法
による多結晶ダイヤモンドからなり、該表面がＲｍａｘ
表示で０．１μｍ以下の鏡面状態で、かつ押圧面中央部
の温度が２００〜４００℃の条件下において、その長手
方向の平坦度が３μｍ以下、押圧面内の最大温度差が１
０℃以下という特性を有する高精度実装ツールを、２０
０〜４００℃の温度範囲に直接或は間接的に常時加熱
し、接合部材に押圧して加熱溶融接合または加熱圧着す
ることを特徴とする実装方法を採ることにより、均一か
つ高能率の実装を行うことが可能である。 （４）また，実装方法としては、長方形押圧面が気相合
成法による多結晶ダイヤモンドからなり、該表面がＲｍ
ａｘ表示で０．１μｍ以下の鏡面状態で、かつ押圧面中
央部の温度が２００〜４００℃の条件下において、その
長手方向の平坦度が３μｍ以下、押圧面内の最大温度差
が１０℃以下という特性を有する高精度実装ツールを、
２００〜４００℃の温度範囲に直接或は間接的に加熱し
た状態で接合部材に一定時間押圧した後、２００℃以下
に冷却してから接合部材の押圧を解除し加熱溶融接合ま
たは加熱圧着することを特徴とする方法も同様に有効で
ある。

【０００７】

【作用】本発明の実施に際し、ツール先端部は実装の際
の押圧面となる長方形表面が、気相合成法による多結晶
ダイヤモンドからなることを必須要件とする。すなわ
ち、気相合成法による多結晶ダイヤモンドは、耐熱性・
耐摩耗性に優れ、かつ製造可能な大きさの制約が少ない
と共に、低コストで製造可能である点を活かすのであ
る。さらに、市場の要求に応えるために、多結晶ダイヤ
モンドの表面がＲｍａｘ表示で０．１μｍ以下の鏡面状
態で、かつ押圧面中央部の温度が２００〜４００℃の条
件下において、その長手方向の平坦度が３μｍ以下、押
圧面内の最大温度差が１０℃以下という特性を有するこ
とが必要である。特に、押圧面の長手方向の長さを１０
０〜４００ｍｍとすることで、実装効率を高めることが
可能となる。

【０００８】上記のツールを製造するに際しては、特願
平６−６２９０５号明細書に開示したツール構造をとる
のが好ましい。すなわち、多結晶ダイヤモンドを特定の
超硬合金製シャンクに直接被覆した構造、或は特定の超
硬合金製基材に多結晶ダイヤモンドを被覆した後に、該
多結晶ダイヤモンド被覆超硬合金を金属または合金製の
シャンクにロウ付け等の手段で接合した構造である。特
に、後者の構造は、シャンクの加工性やツール特性につ
いて自由度が大きくできることからより好ましい構造で
ある。多結晶ダイヤモンドを被覆する超硬合金として
は、被覆面とする少なくともその一表面に硬質炭化物お
よび／または硬質炭窒化物の微視的な突起を有し、室温
から４００℃までの線膨張率が４．０×１０^-6〜５．５
×１０^-6／℃である超硬合金を用いる。このような基材
の多結晶ダイヤモンドを後述の如き仕様で被覆すれば、
被覆多結晶ダイヤモンドと基材の密着強度が高く、かつ
強度・熱応答性にも優れたツール素材を実現することが
できる。この基材で密着強度が向上する理由は、微視的
な突起を有する超硬合金表面に多結晶ダイヤモンドを被
覆するため、いわゆるアンカー効果により耐剥離性が高
められるものと考えられる。また、超硬合金の室温から
４００℃までの線膨張率を４．０×１０^-6〜５．５×１
０^-6／℃と規定することにより、被覆多結晶ダイヤモン
ドと基材との熱膨張差に基づく熱応力を小さく抑えるこ
とが可能となり、ボンディングツールが使用される高温
下においてもこの優れた密着強度を維持することができ
る。

【０００９】基材とする超硬合金の素材は、より具体的
には、硬質炭化物として周期律表第ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩ
ａ族元素の炭化物および／またはこれらの固溶体から構
成さ、ＷＣを７０〜９５重量％、ＷＣ以外の周期律表第
ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物を２〜２５重量
％、鉄族金属を残重量％含有するものが好ましい。この
組成範囲であれば、後述する熱処理によって硬質炭化物
および／または硬質炭窒化物の微視的な突起を生成する
ことができ、アンカー効果を有効に発現させることが可
能である。また、線膨張率についても、室温から４００
℃までの範囲で４．０×１０^-6〜５．５×１０^-6／℃の
範囲に制御することができる。尚、含有する鉄族金属と
しては、焼結性に影響を及ぼす硬質炭化物との濡れ性等
の点から、特にＣｏを用いることが望ましい。

【００１０】熱処理後の超硬合金表面の硬質炭化物およ
び／または硬質炭窒化物で構成される微視的な突起の長
さとしては、２〜１０μｍが好ましい。突起物の長さを
この範囲に規定するのは、２μｍよりも短いと顕著なア
ンカー効果がみられず、また１０μｍよりも長いと後工
程での多結晶ダイヤモンドの被覆時に、突起の間に多結
晶ダイヤモンドが生成し難くなり逆に高い密着強度が得
られないからである。表面にこのような硬質炭化物およ
び／または硬質炭窒化物の微視的な突起を生成するに
は、室温から４００℃までの線膨張率が４．０×１０^-6
〜５．５×１０ ^-6／℃であって、硬質炭化物として周期
律表第ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物および／ま
たはこれらの固溶体から構成され、その組成物がＷＣを
７０〜９５重量％、ＷＣ以外の周期律表第ＩＶａ、Ｖ
ａ、ＶＩａ族元素の炭化物を２〜２５重量％、鉄族金属
を残重量％含有する超硬合金を、１０〜７６０Ｔｏｒｒ
のＮ ₂ またはＣＯ雰囲気中で９００〜１，５００℃の温
度に０．５〜３時間保持してから、Ｎ₂ 、ＣＯ、不活性
ガスまたは真空雰囲気で室温まで冷却する加熱処理が必
要である。この処理により超硬合金の構成成分である周
期律表第ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素の炭化物が超硬合
金表面に移動し、さらに再結晶化して微視的な突起状に
成長する。尚、この微視的な突起は加熱雰囲気によっ
て、その一部が窒化し最終的に炭窒化物或は炭化物と炭
窒化物との混合相となる場合もあるが、密着強度は炭化
物のみの場合と同様良好である。ここで、加熱条件のう
ち圧力・ガス雰囲気を上記の規定範囲外とすると硬質炭
化物および／または硬質炭窒化物の微視的な突起が生成
しなかったり、長さが上記の範囲内にならない等の状態
となり好ましくない。また、加熱温度やその保持時間を
規定しているのは、９００℃よりも低い温度或は０．５
時間よりも短い保持時間では周期律表第ＩＶａ、Ｖａ、
ＶＩａ族元素の炭化物が超硬合金表面に移動し難いた
め、突起の生成が不充分となるからである。一方、１，
５００℃よりも高い温度或は３時間よりも長い保持時間
では、表面に成長する硬質炭化物および／または硬質炭
窒化物の粒成長が顕著となり、強度が低下するため好ま
しくない。

【００１１】尚、上記の加熱処理による微視的突起生成
に伴って、超硬合金の結合材であった鉄族金属も表面に
溶出する。この鉄族金属はもはや超硬合金の結合材とし
ての作用はせず、後述する多結晶ダイヤモンドの被覆工
程においては、析出するダイヤモンドを黒鉛に変換する
作用を示すため、被覆工程前に、除去することが必要で
ある。表面の鉄族金属の除去には、この加熱処理後の超
硬合金を酸に浸漬して溶解する方法が好ましい。この場
合に使用できる酸としては、炭化物或は炭窒化物を溶解
せず鉄族金属のみを溶解する塩酸、硝酸等或はこれらの
混酸が有効である。溶解処理は室温でも行えるが、加圧
加熱状態にすることにより一層効率的に処理を行うこと
が可能である。尚、本発明での超硬合金の加熱処理で生
成する微視的突起は、超硬合金の表面を完全に覆うよう
に層状に形成されるため、表面の鉄族金属を溶解した酸
はそれ以上内部にまで浸透して超硬合金の結合材である
鉄族金属を溶解することはない。

【００１２】このような方法により表面改質された超硬
合金を基材として、微視的突起を有する表面に気相合成
法により多結晶ダイヤモンドを被覆する。ここで、多結
晶ダイヤモンドを被覆するために行う気相合成法として
は公知の方法が適用可能である。すなわち、プラズマの
被覆や熱電子放射を利用して原料ガスの分解・励起を生
じさせる各種のＣＶＤ（Chemical Vapor Deposition ）
法や燃焼炎法が利用できる。原料ガスとしては、例えば
メタン、エタン、プロパン等の炭化水素類、メタノー
ル、エタノール等のアルコール類、またはエステル等の
有機炭素化合物などの炭素を構成元素として含有する物
質と水素との混合ガスを用いるのが一般的である。尚、
水素以外にアルゴン等の不活性ガスや酸素、一酸化炭
素、水等についてもダイヤモンドの生成反応を阻害しな
い範囲内で含有させることもできる。多結晶ダイヤモン
ドの被覆厚さは、１５〜１００μｍであることが重要で
ある。最小値の１５μｍは、上記したように超硬合金表
面の微視的な突起の長さの好ましい範囲が２〜１０μｍ
であるため、この突起が最も長い場合にこれを完全に覆
い尽くし、かつ鏡面状態とするためのその後の研磨工程
での取り代分を見込んだ値である。最大値を１００μｍ
に規定しているのは、これよりも厚くなると基材と被覆
多結晶ダイヤモンドとの熱膨張差による熱応力が顕著と
なり、アンカー効果による密着強度向上の効果が薄れる
からである。また、多結晶ダイヤモンドの純度は、ラマ
ン分光分析によるダイヤモンド炭素（Ｘ）と非ダイヤモ
ンド炭素（Ｙ）のピーク比（Ｙ／Ｘ）が０．２以下であ
ることが重要である。このような純度の高い膜質でない
と、使用中のツール先端表面の熱劣化が著しくなり満足
した寿命が得られない。尚、ここで超硬合金表面と被覆
多結晶ダイヤモンドの界面ついてより詳細には、「超硬
合金表面の微視的な突起は被覆する多結晶ダイヤモンド
層内に侵入している」と実現できる。本発明の基材仕様
であれば、このような断面構造を呈する被覆が可能であ
り、アンカー効果を有効に発現させることができる。

【００１３】多結晶ダイヤモンドの被覆処理後は、その
被覆表面を鏡面状態としてツール押圧面とする。ここで
鏡面状態とは、表面粗さがＲｍａｘ表示で０．１μｍ以
下の状態を意味する。この表面の加工方法については、
焼結ダイヤモンドや気相合成法による多結晶ダイヤモン
ドの加工法として一般的に採用されている研削砥石での
研磨加工によって行うことができる。但し、一般的なツ
ール使用条件である押圧面中央部の温度が２００〜４０
０℃の条件下において、その長手方向の平坦度が３μｍ
以下となるように研磨する必要がある。その手段として
は、例えば押圧面中央部の温度を２００〜４００℃の範
囲でのツール使用温度と同一となるように制御しなが
ら、研磨加工を行う等がある。特に、ツール押圧面の長
手方向の長さが１００〜４００ｍｍである場合には、砥
石自体や研磨加工治具の平坦度を予め良好な状態として
置くことも必要である。特にこの工程において、多結晶
ダイヤモンドが厚さ方向に（１００）面および／または
（１１０）面に配向している場合には、この鏡面加工の
加工効率を高めることができるため好ましい。このよう
な方法で得られた多結晶ダイヤモンド被覆超硬合金は、
このままの状態で、或は超硬合金部分について必要な形
状に加工することでボンディングツールとして使用する
ことができる。

【００１４】さらに、前記したようにより好ましい構造
として、多結晶ダイヤモンド被覆超硬合金を工具素材と
して用い、特定のシャンクに接合したものを製造する場
合は、以下の工程による必要がある。すなわち、シャン
ク材料としては室温から４００℃までの線膨張率が４．
０×１０^-6〜５．５×１０^-6／℃である金属、合金およ
び／または超硬合金の少なくとも１種以上からなるもの
を用いることが必要である。これは、工具素材との熱膨
張差に基づく熱応力発生を極力抑制することから規定さ
れるものである。具体的には、超硬合金、Ｍｏ、Ｗ、Ｃ
ｕ−Ｗ合金、Ｃｕ−Ｍｏ合金、Ｗ−Ｎｉ合金、コバール
合金及びインバー合金のからなる群から選択される。工
具素材とシャンクとの接合は、公知のあらゆる方法で行
うことができるが、特に６５０〜１，２００℃の融点の
接合用金属を介して接合する方法は有効である。具体的
には、このような温度範囲の融点を有するロウ材による
ロウ付けやＡｕによる熱圧着等の手段が利用できる。こ
こで、ロウ材としてはＡｕ、Ａｇ、Ｃｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、
Ｎｉ等の中から選ばれた一種以上を主成分とし、これら
以外の元素もロウ材の特性を損なわない程度に含有して
いるものを用いる。また、Ａｕによる熱圧着の場合に
は、工具素材とシャンクの接合面に予め、Ｔｉ、Ｐｔ、
Ａｕ、Ｎｉ、Ｍｏ等の金属薄膜を一層以上被覆しておく
ことが好ましい。これらの被覆処理はＡｕの熱圧着強度
は高める効果がある。尚、接合用金属の融点の下限を６
５０℃とする理由は、ツールの加熱使用時にロウ層の熱
変形や熱劣化が生じ難いものでなければならないからで
ある。また上限の１，２００℃は、これ以上の温度で接
合した場合には多結晶ダイヤモンドが熱劣化する可能性
が高いことによっている。ツール表面の研磨加工は接合
後に行う方が、精度確保の観点から好ましく、前記した
研磨方法が適用される。上記の方法により製造されたツ
ールは、押圧面が多結晶ダイヤモンドで構成されている
ため、２００〜４００℃の温度範囲おける押圧面内の最
大温度差が１０℃以下と良好な特性を発揮することが可
能である。特にシャンク設計を図２のようにしたものは
温度分布・平坦度の点でより優れたものとなる。このツ
ールを用いて、定常加熱方式或はパルス加熱方式で部品
実装すれば、均一かつ高能率の実装が可能である。

【００１５】以下の実施例により本発明を具体的に説明
する。

【実施例】本発明の実装ツールの特性を表す表面粗さ、
平坦度及び最大温度差は次のようにして測定した。 （Ｒｍａｘ表示による表面粗さ）被測定面であるツール
押圧面に、直角な平面で被測定面を切断した場合に、切
り口に現れる輪郭（断面曲線）から、基準長さだけ抜き
取った部分の平均線に平行な２直線で当該抜き取り部分
を挟んだとき、この２直線の間隔を断面曲線の縦倍率方
向に測定して得られる抜き取り部分の最大高さをミクロ
ン単位で表現した。測定は接触式表面粗さ計を用いて行
った。特に、本発明では、Ｒｍａｘが０．８μm 以下の
表面を対象としているため、基準長さは、０．２５ｍｍ
となる。 （長手方向の平坦度）断面曲線から波長が短い表面粗さ
の成分を低域フィルタによって除去して得られる曲線
（ろ波うねり曲線）から、基準長さだけ抜き取った部分
の平均線に平行な２直線で当該抜き取り部分を挟んだと
き、この２直線の間隔をろ波うねり曲線の縦倍率方向に
測定して得られる値をミクロン単位で表現した。測定は
接触式表面粗さ計を用いて行った。特に、本発明では、
ツール押圧面についての表現であるため、基準長さは、
ツール押圧面である長方形の長辺の長さと一致する。 （押圧面内の最大温度差）押圧面の各部の温度を計測し
て最高温度と最低温度の差を求めた。該計測は、赤外線
放射温度計を用いて行った。

【００１６】実施例１ ＷＣを８８重量％、ＴａＣを７．５重量％、Ｃｏを４．
５重量％含有する超硬合金を２５０ｍｍ×２ｍｍ×２ｍ
ｍの形状に加工した。その後、この超硬合金を１８０Ｔ
ｏｒｒのＣＯ雰囲気中で１，３８０度の温度に１時間保
持してから、真空雰囲気で室温まで冷却する加熱処理を
行った。この加熱処理により、表面にはＷとＴａの固溶
体炭化物からなる微視的な突起が生成し、これらの突起
の間隙は超硬合金の内部から溶出したＣｏにより埋めら
れた状態となっていることが明らかとなった。この超硬
合金を４０℃に保温された硝酸に浸漬して、溶出したＣ
ｏのみを溶解除去することにより、長さ４μｍの（Ｗ，
Ｔａ）Ｃからなる微視的な突起で表面を覆われた超硬合
金が作製できた。尚、この表面改質された超硬合金の線
膨張率は、室温から４００℃までの範囲で４．５×１０
^-6／℃と、加熱処理を行う前の超硬合金のそれと同様で
あることが確認できた。次に、この超硬合金を基材とし
て工具先端とすべき２５０ｍｍ×２ｍｍの面が被覆面と
なるように熱フィラメントＣＶＤ装置の内部に配置し、
多結晶ダイヤモンドの被覆を３０時間行った。合成条件
を（表１）に示す

【００１７】

【表１】

【００１８】回収した超硬合金の表面には厚さが８０μ
ｍの多結晶ダイヤモンドが被覆されていることが明らか
となった。また、この多結晶ダイヤモンドは、ラマン分
光分析でダイヤモンド炭素（Ｘ）と非ダイヤモンド炭素
（Ｙ）のピーク比（Ｙ／Ｘ）が０．０６を示し、極めて
純度が高いものであることが確認できた。さらに、Ｘ線
回析によりダイヤモンド結晶の配向性を確認したとこ
ろ、膜厚方向に（１１０）配向していることが明らかと
なった。このツール素材とスーパーインバーからなるシ
ャンクとを、融点が８００℃の銀ロウにより接合した
後、ツール押圧面中央部の温度が２５０℃になるように
加熱しながら、多結晶ダイヤモンド被覆面をダイヤモン
ド砥石により研磨加工した。その結果、表面がＲｍａｘ
表示で０．０８μｍの鏡面状態とすることができ、図２
形状のパルス加熱ツールが作製できた。尚、鏡面加工後
の多結晶ダイヤモンドの厚さは４０μｍであった。上記
の方法で作製されたツールＡの特性を評価するために、
ツール押圧面の中央温度を２５０℃とした場合の押圧面
長手方向の平坦度と押圧面内の温度分布測定を行った。
比較として、スーパーインバーツールＢの作製と評価も
行った。ここで、平坦度の測定については、特開平５─
３２６６４２号公報に記載の方法を適用した。すなわ
ち、先ず表面が平坦な超硬合金製の基体上にφ０．１の
Ａｕ線を２０本平行に並べた測定用治具を準備した。次
に、押圧面の中央温度を２５０℃とした各ツールを、こ
の２０本のＡｕ線の長さ方向とツール長手方向が直交す
るように配置した後、ツールをＡｕ線に押しつけてＡｕ
線を変形させ、その変形量を測定した。また、押圧面内
の温度分布は、赤外線放射温度計により測定した。結果
を（表２）に示す。この表から明らかなように、従来の
スーパーインバー製ツールではいずれの特性も不充分で
あるとの結果が得られた。これに対して、本発明による
ものを工具素材とすれば、このような高精度の要求を十
分満足するものであることが確認できた。

【００１９】

【表２】

【００２０】さらに、これらのツールを用いて定常加熱
方式で１０ケの電子部品のリードを一括でプリント基板
の配線に接合した。ここで、接合はツール押圧面中央部
が２５０℃の一定温度となるよう常時ツールに給電して
発熱させ押圧した。尚、接合はＡｕ粒子を含有した熱硬
化性樹脂である異方性導電シートにより行った。その結
果、本発明によるツールＡではいずれの部品の接合も均
一で良好に行うことができたが、比較のツールＢでは、
押圧面の両端部で接合されたものに接合不良が生じて実
用には供しえなかった。

【００２１】実施例２ ＷＣを９０重量％、ＴｉＣを６重量％、Ｃｏを４重量％
含有する超硬合金を３００ｍｍ×１５０ｍｍ×３ｍｍの
形状に加工した。その後、この超硬合金を１２０Ｔｏｒ
ｒのＮ₂ 雰囲気中で１，３６０℃の温度に１．５時間保
持してから、真空雰囲気で室温まで冷却する加熱処理を
行った。この加熱処理により、表面にはＷとＴｉの固溶
体炭化物からなる微視的な突起が生成し、これらの突起
の間隙は超硬合金の内部から溶出したＣｏにより埋めら
れた状態となっていることが明らかとなった。この超硬
合金を室温の塩酸に浸漬して、溶出したＣｏのみを溶解
除去することにより、長さ５μｍの（Ｗ，Ｔｉ）Ｃから
なる微視的な突起で表面を覆われた超硬合金が作製でき
た。尚、この表面改質された超硬合金の線膨張率は、室
温から４００℃までの範囲で４．６×１０^-6／℃と、加
熱処理を行う前の超硬合金のそれと同様であることが確
認できた。次に、この超硬合金を基材として工具先端と
すべき３００ｍｍ×３ｍｍの面が被覆面となるようにマ
イクロ波プラズマＣＶＤ装置の内部に配置し、多結晶ダ
イヤモンドの被覆を２５時間行った。合成条件を（表
３）に示す。

【００２２】

【表３】

【００２３】回収した超硬合金の表面には厚さが６０μ
ｍの多結晶ダイヤモンドが被覆されていることが明らか
となった。また、この多結晶ダイヤモンドは、ラマン分
光分析でダイヤモンド炭素（Ｘ）と非ダイヤモンド炭素
（Ｙ）のピーク比（Ｙ／Ｘ）が０．０６を示し、極めて
純度が高いものであることが確認できた。さらに、Ｘ線
回析によりダイヤモンド結晶の配向性を確認したとこ
ろ、膜厚方向に（１００）配向していることが明らかと
なった。次に、この多結晶ダイヤモンド被覆超硬合金を
ツール押圧面とする多結晶ダイヤモンド被覆面の中央部
が２５０℃の温度になるように加熱しながら、ダイヤモ
ンド砥石により研磨加工した。その結果、表面がＲｍａ
ｘ表示で０．０８μｍの鏡面状態とすることができ、鏡
面加工後の多結晶ダイヤモンドの厚さは２５μｍとなっ
た。その後、ワイヤー放電加工機によって図３の形状に
超硬合金の部分を加工して、パルス加熱ツールＣとし
た。

【００２４】このツールについて、熱応答性、ツー
ル押圧面の温度分布ならびにツール押圧面の平坦度に
関する評価を行った。については、室温のツールに通
電してから３８０℃に至るまでの昇温時間とその後通電
を停止して３８０℃から２００℃に至るまでの冷却時間
を計測して評価した。また、については、ツール先端
表面の中央部を３８０℃としたときのツール押圧面各部
の温度を実施例１と同様の方法で測定し、最大の温度差
を評価した。については、室温及びツール先端表面の
中央部を４００℃としたときのツール表面の長手方向の
そりの状態を実施例１と同様の方法で計測して評価し
た。比較としてＭｏツールＤ及びスーパーインバーツー
ルＥの評価も行った。結果を（表４）に示す。これよ
り、本発明によるツールは、熱応答性・温度分布の均一
性・平坦度のいずれの点においても、従来のツールの性
能を上回るものであることが明らかとなった。

【００２５】

【表４】

【００２６】実施例３ （表５）に示す組成の超硬合金を３５０ｍｍ×３ｍｍ×
２ｍｍの形状に加工した後、同表の条件で加熱処理を行
った。この加熱処理により、表面にはＷとＷ以外の炭化
物構成金属の固溶体の炭化物からなる微視的な突起が生
成した。また、これらの突起の間隙は超硬合金の内部か
ら溶出した鉄族金属により埋められた状態となっている
ことが明らかとなった。これらの加熱処理した超硬合金
を７０℃の塩酸に３分間浸漬することにより、突起の間
隙に存在する鉄族金属のみを完全に溶解除去した。次
に、この超硬合金を基材として工具先端とすべき３５０
ｍｍ×２ｍｍの面が被覆面となるように熱フィラメント
ＣＶＤ装置の内部に配置し、合成時間以外の条件は実施
例１と同じとして多結晶ダイヤモンドの被覆を行った。
尚、合成時間については（表５）に示した通りである。
回収した各超硬合金の表面には、それぞれ合成時間に対
応した厚さの多結晶ダイヤモンドが被覆されており、い
ずれも膜厚方向に（１００）配向していることが確認で
きた。また、ラマン分光分析による純度の評価では、ダ
イヤモンド炭素（Ｘ）と非ダイヤモンド炭素（Ｙ）のピ
ーク比（Ｙ／Ｘ）はいずれも０．０４を示し、極めて高
純度であることが明らかとなった。それぞれについて、
多結晶ダイヤモンド被覆面と反対の面をロウ付け面とし
てＷ−Ｎｉ合金製のシャンクに融点が８００℃のＡｇと
Ｃｕを主成分としたロウ材で接合した。その後、これら
の接合体を、押圧面とな被加工面の温度が３００℃とな
るように加熱しながらダイヤモンド砥石によって研磨し
て、表面がＲｍａｘ表示で０．０６μｍの鏡面状態とし
た。比較のためツールＮのみは、上記の加熱研磨は行わ
ず、通常の研磨を行った。尚、（表５）には熱処理及び
酸処理後の超硬合金の線膨張率、熱処理により生成した
超硬合金表面の突起長さ、多結晶ダイヤモンドの被覆膜
厚についても併せて記載した。

【００２７】

【表５】

【００２８】これらのツールのうち、ツールＬは加工中
に多結晶ダイヤモンドに亀裂が入った。これは超硬合金
の線膨張率が大きいため、これに伴ってロウ付時の熱応
力が大きかったことによると推定される。Ｌを除いたＦ
〜Ｎのツールの性能を評価するために、ツール押圧面中
央部の温度を３００℃とした場合のツール平坦度と押圧
面の温度分布測定を行った。比較として、スーパーイン
バー製ツールＯの作製・評価も行った。（表６）には、
これらのツールの評価結果をまとめる。

【００２９】

【表６】 これより、本発明のツールＦ〜Ｋでは良好な平坦度と最
大温度差の特性が得られた。ツールＭでは平坦度が大き
くなったが、これはツール押圧面の研磨加工において被
加工面の温度制御を行わずに実施したためと推定され
る。また、ツールＮでは、最大温度差が大きいとの結果
が得られたが、これは多結晶ダイヤモンドの厚さが薄す
ぎて被覆した効果が得られなかったためと思われる。さ
らに、これらのツールを用いてパルス加熱方式で１４ケ
のＬＣＤ駆動ドライバを一括でガラス基板に接合した。
ここで、接合はツール押圧面中央部が３００℃の一定温
度となるようにツールに給電して発熱・押圧後、１５０
℃まで冷却してから押圧を解除した。また、接合はＮｉ
粒子を含有した熱可塑性樹脂である異方性導電シートに
より行った。その結果、本発明によるツールＦ〜Ｋでは
いずれのＬＣＤ駆動ドライバの接合も均一で良好に行う
ことができたが、比較のツールＭ〜Ｏでは、押圧面の両
端部で接合されたものは接合不良が生じて実用には供し
えなかった。

【００３０】

【発明の効果】本発明の構成をとることにより、従来の
ツールに比較して長尺であっても高精度で、良好な特性
を発揮することが可能なボンディングツールが実現でき
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明のツールのうち、ツール先端部をシャン
クに接合したタイプで、特に高精度の特性が得られるシ
ャンク設計としたものの斜視図である。

【図２】本発明のツールのうち、シャンクに直接多結晶
ダイヤモンドを被覆したタイプで、特に高精度の特性が
得られるシャンク設計としたものの斜視図である。

【図３】特願平６−６２９０５号明細書に開示したツー
ルの一具体例を示す斜視図である。

Claims (14)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 接合部材を加熱溶融接合または加熱圧着
   する際に用いるツールであって、その押圧面となる長方
   形表面が気相合成法による多結晶ダイヤモンドからな
   り、該表面がＲｍａｘ表示で０．１μｍ以下の鏡面状態
   で、かつ押圧面中央部の温度が２００〜４００℃の条件
   下において、その長手方向の平坦度が３μｍ以下、押圧
   面内の最大温度差が１０℃以下という特性を有すること
   を特徴とする高精度実装ツール。
2. 【請求項２】 多結晶ダイヤモンド被覆超硬合金からな
   るツール先端部と金属または合金からなるシャンクが、
   ６５０〜１，２００℃の融点の接合用金属を介して接合
   していることを特徴とする請求項１に記載の高精度実装
   ツール。
3. 【請求項３】 多結晶ダイヤモンドが超硬合金からなる
   シャンクに直接被覆されていることを特徴とする請求項
   １に記載の高精度実装ツール。
4. 【請求項４】 押圧面の長手方向の長さが、１００〜４
   ００ｍｍであることを特徴とする請求項１〜３の何れか
   に記載の高精度実装ツール。
5. 【請求項５】 多結晶ダイヤモンドの厚さが、１５〜１
   ００μｍであることを特徴とする請求項１〜４の何れか
   に記載の高精度実装ツール。
6. 【請求項６】 シャンクの一部または全部が、超硬合
   金、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ−Ｗ合金、Ｃｕ−Ｍｏ合金、Ｗ−Ｎ
   ｉ合金、コバール合金又はインバー合金からなることを
   特徴とする請求項１〜５の何れかに記載の高精度実装ツ
   ール。
7. 【請求項７】 接合部材を加熱溶融接合または加熱圧着
   する際に押圧面となるツールの長方形表面に多結晶ダイ
   ヤモンドを被覆する工程と、押圧面中央部の温度を２０
   ０〜４００℃の範囲でのツール使用温度と同一となるよ
   うに制御しながら、当該使用温度での押圧面の長手方向
   の平坦度が３μｍ以下で、かつその表面がＲｍａｘ表示
   で０．１μｍ以下の鏡面状態とする研磨工程とを少なく
   とも含むことを特徴とする高精度実装ツールの製造方
   法。
8. 【請求項８】 多結晶ダイヤモンド被覆超硬合金からな
   るツール先端部と金属または合金からなるシャンクを、
   ６５０〜１，２００℃の融点の接合用金属を介して接合
   する工程を含むことを特徴とする請求項７に記載の高精
   度実装ツールの製造方法。
9. 【請求項９】 多結晶ダイヤモンドが超硬合金からなる
   シャンクに直接被覆されていることを特徴とする請求項
   ７に記載の高精度実装ツールの製造方法。
10. 【請求項１０】 押圧面の長手方向の長さが、１００〜
    ４００ｍｍであることを特徴とする請求項７〜９の何れ
    かに記載の高精度実装ツールの製造方法。
11. 【請求項１１】 多結晶ダイヤモンドの厚さが、１５〜
    １００μｍであることを特徴とする請求項７〜１０の何
    れかに記載の高精度実装ツールの製造方法。
12. 【請求項１２】 シャンクの一部または全部が、超硬合
    金、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ−Ｗ合金、Ｃｕ−Ｍｏ合金、Ｗ−Ｎ
    ｉ合金、コバール合金又はインバー合金からなることを
    特徴とする請求項６〜１１の何れかに記載の高精度実装
    ツールの製造方法。
13. 【請求項１３】 長方形押圧面が気相合成法による多結
    晶ダイヤモンドからなり、該表面がＲｍａｘ表示で０．
    １μｍ以下の鏡面状態で、かつ押圧面中央部の温度が２
    ００〜４００℃の条件下において、その長手方向の平坦
    度が３μｍ以下、押圧面内の最大温度差が１０℃以下と
    いう特性を有する高精度実装ツールを、２００〜４００
    ℃の温度範囲に直接或は間接的に常時加熱し、接合部材
    に押圧して加熱溶融接合または加熱圧着することを特徴
    とする実装方法。
14. 【請求項１４】 長方形押圧面が気相合成法による多結
    晶ダイヤモンドからなり、該表面がＲｍａｘ表示で０．
    １μｍ以下の鏡面状態で、かつ押圧面中央部の温度が２
    ００〜４００℃の条件下において、その長手方向の平坦
    度が３μｍ以下、押圧面内の最大温度差が１０℃以下と
    いう特性を有する高精度実装ツールを、２００〜４００
    ℃の温度範囲に直接或は間接的に加熱した状態で接合部
    材に一定時間押圧した後、２００℃以下に冷却してから
    接合部材の押圧を解除し加熱溶融接合または加熱圧着す
    ることを特徴とする実装方法。