DE69734419T2 - Material für Halbleiter-Trägersubstrat und seine Herstellung - Google Patents

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Shinichi 1-1 Yamagata
Yugaku 1-1 Abe
Makoto 1-1 Imamura
Akira 1-1 Fukui
Yoshishige 1-1 Takano
Takatoshi 1-1 Takikawa
Yoshiyuki 1-1 Hirose
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Description

  • Hintergrund der Erfindung
  • 1. Gebiet der Erfindung
  • Die vorliegende Erfindung betrifft ein Substratmaterial zur Verwendung als, z. B. ein Kühlkörpermaterial in einem Halbleiter-Bauelement, und auch ein Substrat, ein Halbleiter-Bauelement und ein Verfahren zum Herstellen derselben.
  • 2. Beschreibung des Standes der Technik
  • Mit der seit kurzem erstaunlichen Erhöhung der Verarbeitungsrate von Halbleiter-Bauelementen und dem Grad an Integration in Halbleiter-Bauelementen, hat die von Halbleiterelementen erzeugte Wärme Einflüsse produziert, die nicht vernachlässigbar sind. Deshalb war es erforderlich, dass Substratmaterialien zum Aufbau vom Halbleiter-Bauelemente eine hohe Wärmeleitfähigkeit zum wirksamen Beseitigen der durch die Halbleiterelemente erzeugten Erwärmung aufweisen.
  • Von Substratmaterialien wird ferner verlangt, dass sie nicht durch eine Wärmebeanspruchung an der Schnittstelle zwischen den Substratmaterialien und anderen in Kombination damit verwendeten Bauelementen verformen. Somit wird von Substratmaterialien-gefordert, dass sie keine große Differenz betreffend thermischem Ausdehnungskoeffizient mit Halbleiterchips, Gehäuse, etc. haben, welche in Kombination damit verwendet werden. Genauer gesagt, da die thermischen Ausdehnungskoeffizienten von Silizium und GaAs, beide werden als Halbleiterelemente benutzt, jeweils so gering wie 4,2 × 10-6/°C und 6,5 × 10-6/°C sind, und der von Al2O3, welches generell als ein Gehäusematerial benutzt wird, ebenfalls nur 6,5 × 10-6/°C ist, ist es wünschenswert, dass Substratmaterialien niedrige thermische Ausdehnungskoeffizienten aufweisen, welche fast die gleichen wie die obigen Werte sind.
  • In den vergangenen Jahren wurden Kunststoffe erhöht als Gehäusematerialien statt Keramik, wie beispielsweise Al2O3 eingesetzt. Im Fall von Benutzung eines Kunststoffgehäuses, kann ein damit verwendetes Substratmaterial einen höheren thermischen Ausdehnungskoeffizienten als in konventionellen Halbleiter-Bauelementen haben, weil der Kunststoff einen hohen thermischen Ausdehnungskoeffizienten besitzt und ein Halbleiterelement daran mittels eines Harzes gebondet bzw. verbunden wird. Und zwar ist der optimale Bereich des thermischen Ausdehnungskoeffizienten, welcher von Halbleitersubstratmaterialien verlangt wird, von 7 × 10-6/°C bis 20 × 10-6/°C, obwohl dieser abhängig von Kombinationen mit anderen Bauelementen, umfassend Gehäusematerialien, variiert; verglichen mit dem Fall von Keramikgehäusen sind diese Werte hoch und der Bereich sehr breit.
  • Konventionell wurden in dem Fall, wo ein niedriger thermischer Ausdehnungskoeffizient notwendig ist, Substratmaterialien zum Tragen eines Halbleiter-Bauelementes ausgewählt aus einer Cu-W-Verbundlegierung oder eines Cu-Mo-Verbundlegierung häufig benutzt. Da diese Legierungen durch Kontrollieren der Menge an Kupfer oder Molybdän in ihrer thermischen Ausdehnung kontrolliert werden können, damit sie zur Benutzung mit Kunststoffen geeignet sind, können sie auch mit Kunststoffgehäusen angewendet werden. Aufgrund ihrer niedrigen Steifigkeit neigen die Kunststoffe zu Verformung, wenn sie in Kombination mit Materialien mit einer hohen relativen Dichte, wie beispielsweise Cu-W-Legierungen und Cu-Mo-Legierungen benutzt werden, und dies schränkt die Benutzung dieser Legierungen als Substratmaterialien in Kombination mit Kunststoffgehäusen ein.
  • Zum elektrischen Verbinden eines Halbleiterelementes an einem Gehäuse ist ein Verfahren zur Nutzung von Lötperlen statt Drähten (Flip-Chip-Bonding), und ein Verfahren zur Nutzung von Lötbällen statt Stiften zum Verbinden an einem Basissubstrat (Ball-Grid-Array-Bonding) weit verbreitet. Diese Verfahren weisen auch Schwierigkeiten bei der Benutzung an Substratmaterialien auf, die aus einer Cu-W-Legierung oder einer Cu-Mo-Legierung hergestellt sind, weil aufgrund der Nutzung solcher schweren Substratmaterialien die Lötbälle übermäßig abflachen könnten. Zusätzlich ist die Nutzung von aus diesen Legierungen hergestellten Substratmaterialien in Bezug auf die Kosten nachteilig, weil Wolfram und Molybdän verhältnismäßig teuere Metalle sind.
  • Andererseits in dem Fall, in dem ein hoher thermischer Ausdehnungskoeffizient erwünscht ist, wurden Substratmaterialien aus Al oder Cu, welche günstige Metalle sind, oder eine Legierung von diesen häufig verwendet. Jedoch haben diese Halbleitersubstratmaterialien die gleichen Probleme wie die Cu-W-Legierungen oder dergleichen, weil Cu ebenfalls eine hohe Dichte von 8,9 g/cm3 hat. Substratmaterialien aus Aluminium weisen die obigen Probleme nicht auf, wenn sie in Verbindung mit Kunststoffgehäusen und durch Ball-Grid-Array-Bonden verbunden werden, da die Dichte von Aluminium nur 2,7 g/cm3 ist. Aus Aluminium hergestellte Substratmaterialien haben jedoch das Problem, dass sie nur in einer beschränkten Anzahl von Anwendungen genutzt werden können, weil Aluminium einen hohen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von 23,5 × 10-6/°C hat, so dass die Substrate aufgrund ihrer niedrigen Steifigkeit leicht verbiegen oder verformen.
  • Unter Berücksichtigung dieser Umstände, besteht ein Verlangen nach einem Substratmaterial, welches nicht nur kontrolliert werden kann, um einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten in dem Breitenbereich von 7 × 10-6 bis 20 × 10-6/°C, insbesondere von 7 × 10-6 bis 15 × 10-6/°C zu erhalten, sondern auch hohe Wärmeausstrahlungseigenschaften hat und leichtgewichtig ist. Es wird angesehen, dass Substratmaterialien generell eine Wärmeleitfähigkeit von zumindest 100 W/m·K haben sollten. Jedoch gibt es eine erhöhte Anzahl von Fällen, in welchen verlangt wird, dass Halbleiter-Substratmaterialien, genutzt in Kombination mit Kunststoffgehäusen, welche eine schlechte Wärmeleitfähigkeit haben, eine Wärmeleitfähigkeit von 180 W/m·K oder höher aufweisen, wenn die Wärmeausstrahlung von dem ganzen Gehäuse berücksichtigt wird.
  • Aluminium-Verbundlegierungen wurden seit kurzem als Materialien vorgeschlagen, welche leicht sind und die oben beschriebenen Erfordernisse betreffend thermischem Ausdehnungskoeffizienten und Wärmeleitfähigkeit erfüllen. Unter diesen wird die Nutzung einer Aluminium/Siliziumcarbid (Al-SiC)-Verbundlegierung als ein Substratmaterial erforscht, da die Ausgangsmaterialien, d. h. Aluminium und Siliziumcarbid, beide relativ günstig und sehr wärmeleitfähig sind, und weil ein breiter Bereich für den thermischen Ausdehnungskoeffizienten durch die Kombination von Siliziumcarbid, welches einen niedrigen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von 4,2 × 10-6/°C hat, mit Aluminium, das einen hohen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von 23,5 × 10-6/°C hat, in unterschiedlichen Verhältnissen, erhalten werden kann.
  • Konventionell eingesetzte Verfahren zum Herstellen einer solchen Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung, enthalten das beispielsweise in Tokuhyo-Hei-1-501489 (ungeprüfte veröffentlichte PCT-Anmeldung) offenbarte Gießverfahren, das Imprägnierungs-Verfahren, beschrieben beispielsweise in JP-A-2-243729 (der Begriff "JP-A", wie hierin verwendet, bedeutet "ungeprüfte veröffentlichte japanische Patentanmeldung"), und das Druckgießverfahren, offenbart beispielsweise in JP-A-61-222668.
  • Zur Nutzung in Bereichen, in denen hohe Zuverlässigkeit erforderlich ist, werden die erhaltenen Substratmaterialien generell einer Oberflächenbehandlung unterworfen, bevor sie als Halbleitersubstrate benutzt werden.
  • Um eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung als ein Substratmaterial zum Aufbau eines Halbleiter-Bauelementes zu Nutzen, haben die oben beschriebenen Herstellungsverfahren jeweils Probleme, welche gelöst werden sollten.
  • Erstens, das Gießverfahren hat einen Nachteil, dass die Zusammensetzungsabweichung, welche während dem Abkühlen verursacht wird, schwierig zu vermeiden ist. Die Ursache hierfür ist, da die Al-SiC-Legierung, hergestellt durch das Gießverfahren, notwendigerweise einen höheren Aluminiumgehalt in dem Oberflächenabschnitt hat, die Differenz der Siliziumcarbid-Konzentration zwischen den Zentralen- und Oberflächenabschnitten 1 Gew.-% überschreitet, wodurch es unmöglich wird, ein Material mit einer homogenen Zusammensetzung zu erhalten. Es ist auch schwierig, Lücken vollständig zu eliminieren. Obwohl das Druckgießverfahren zur Beseitigung der meisten Lücken sehr wirksam ist, neigt die Konzentration an Aluminium, aufgrund des angewandten Drucks um der Oberfläche herum, sehr hoch zu sein. Es ist somit schwierig, die Differenz der Siliziumcarbid-Konzentration zwischen den Zentralen- und Oberflächenabschnitten bei dem Druckgießverfahren zu verringern, um 1 Gew.-% oder weniger zu erhalten.
  • Andererseits, das Imprägnierungs-Verfahren, bei welchem eine Vorform aus Siliziumcarbid mit geschmolzenem Aluminium imprägniert wird, weist den Nachteil auf, dass Aluminium in großen Mengen einsickern sollte, um eine komplett dichte Legierung zu erhalten. Demzufolge hat die erhaltene Legierung überschüssiges Aluminium an der Peripherie davon und kann nicht die Ursprungsform der Vorform vor der Imprägnierung haben. Es ist deshalb schwierig, ein Substratmaterial mit zufriedenstellender Formpräzision zu erhalten. Zum Erhalt der erwünschten Dimension ist es notwendig, eine Bearbeitung zum Entfernen des überschüssigen Aluminiums von der gesamten Peripherie durchzuführen. Bei dem Druckeinsickerungsverfahren, in welchem eine Vorform aus Siliziumcarbid in einem Druckkessel platziert wird und geschmolzenes Aluminium in den Kessel geleitet wird, hat die resultierende Legierung einen Aluminiumfilm, entsprechend dem Abstand zwischen der Vorform und dem Druckkessel. Da dieser Aluminiumfilm uneben in seiner Dicke ist, beeinflusst er nicht nur den niedrigen thermischen Ausdehnungskoeffizienten des Legierungsmaterials, sondern verursacht auch Krümmungen, etc.
  • Das Gießverfahren hat den weiteren Nachteil, dass die Aluminiumkonzentration in der Schmelze zumindest 70 Gew.-% sein sollte, da das Verfahren den Schritt des Gießens eines geschmolzenen Metalls involviert. Auch bei dem Druckgießverfahren hat eine Schmelze mit einer Siliziumcarbid-Konzentration von nicht weniger als 30 Gew.-% schlechte Fließbarkeit und war ungeeignet für die Nutzung zur Herstellung von Legierungen mit komplizierten Formen, was eine schlechte Produktionseffizienz verursacht. Man hat herausgefunden, dass Legierungen, welche mittels dem Imprägnierungsverfahren derart hergestellt werden können dass sie die gleichen Dimensionen wie die Vorform haben und wahlweise auch dicht werden, eine Zusammensetzung haben, in welcher die Siliziumcarbid-Konzentration um die 70 Gew.-% ist. Die Ursache hierfür ist, wenn eine Legierung mit einer Siliziumcarbid-Konzentration von weniger als 70 Gew.-% hergestellt wird, hat die Siliziumcarbid-Vorform eine verringerte Festigkeit, und neigt somit zu Verformung oder Krümmung während dem Imprägnieren mit Aluminium, oder während anschließendem Abkühlen, aufgrund einer Differenz bei dem thermischen Ausdehnungskoeffizienten. Als ein Ergebnis dessen, behält die erhaltene Legierung kaum die gleichen Dimensionen wie die Vorform.
  • Weitere Nachteile des Imprägnierungs-Verfahrens sind, da das Gitter der hergestellten Legierung aus Siliziumcarbiden beschaffen ist, ist eine Krümmungskorrektur durch Formpressen nach dem Legieren unmöglich, und die Verarbeitung der Legierung nur durch Schleifen mit einer Diamantschleifscheibe möglich ist, und ist deshalb kostenspielig. Das Druckgießverfahren hat ein weiteres Problem, dass es bei weitem höhere Ausrüstungskosten als das Gieß- und Imprägnierungsverfahren hat. Deshalb war es schwierig, eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung mit einer homogenen Zusammensetzung bei geringen Kosten mit irgendeinem der vorerwähnten Verfahren herzustellen, in welcher die Siliziumcarbid-Konzentration größer als ungefähr 30 Gew.-%, aber nicht höher als ungefähr 70 Gew.-% ist.
  • Von Substratmaterialien zur Nutzung in Kunststoffgehäusen von Halbleiter-Bauelementen wird oft gefordert, dass sie einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von ungefähr 7 × 10-6 bis 13 × 10-6/°C aus den oben ausgeführten Gründen aufweisen. Damit eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung dieses Erfordernis erfüllt, sollte die Legierung eine Siliziumcarbid-Konzentration von 50 bis 70 Gew.-% aufweisen. Es war jedoch schwierig, eine Legierung mit solch einer Zusammensetzung unter niedrigen Kosten durch irgendeines der Gieß-, Imprägnierungs- und Druckgießvertahren, wie oben beschrieben, herzustellen. Es war auch schwierig, eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung mit einer Wärmeleitfähigkeit von 180 W/m·K oder höher durch irgendeines dieser bekannten Verfahren zu erhalten, außer in dem Fall, in dem Legierungen eine Siliziumcarbid-Konzentration, überschreitend 70 Gew.-% oder unterhalb 10 Gew.-%, haben.
  • Obwohl eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung an sich als ein Halbleitersubstratmaterial benutzt werden kann, wird es vorzugsweise einer Oberflächenbehandlung unterworfen, wenn die Verbundlegierung in einem Bereich eingesetzt wird, in dem eine hohe Zuverlässigkeit erforderlich ist, z. B. bei Arbeitsgeräten. Zur Nutzung in diesen Bereichen, wird von Halbleiter-Substratmaterialien verlangt, dass sie bei unterschiedlichen Zuverlässigkeitstests, wie beispielsweise einem Temperaturbeanspruchungstest, in welchem die Substratmaterialien wiederholend –65°C bis 150°C ausgesetzt werden, einem PCT (pressure cooker test), in welchen die Substratmaterialien einer Atmosphäre von 121 °C, 100 % RH und 2 atm ausgesetzt werden, und einem HAST (highly accelerated stress test), in welchen die Substratmaterialien einer Atmosphäre von 125°C, 85 % RH und 2 atm ausgesetzt werden, keine Eigenschaftsänderungen, z. B. Wärmeleitfähigkeit oder Erscheinung, etc. erfahren. Jedoch entfärbt sich das exponierte Aluminiumteil auf der Oberfläche aufgrund dieser Tests. Entfärbung neigt dann auch dazu, an der Al/SiC- Schnittstelle zu entstehen. Somit erfahren die Substratmaterialien eine erhebliche Erscheinungsveränderung, aufgrund der obigen Tests. Es ist deshalb notwendig, eine für Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierungen geeignete Oberflächenbehandlung durchzuführen, und eine Methode für die Behandlung zu benutzen.
  • Der Oberflächenzustand eines Substratmaterials zum Aufbau eines Halbleiter-Bauelementes ist wichtig, weil er den Fluss des Lötmittels beeinflusst, wenn ein Halbleiterchip oder ein Gehäuse an dem Substrat, geformt durch das Material, durch Nutzung von Lötmitteln fixiert wird. Bei Benutzung von manchen Lötmitteln, ist eine dafür geeignet Oberflächenbehandlung notwendig, um Zuverlässigkeit in Bezug auf die Festigkeit und andere Eigenschaften der verlötenden Abschnitte zu gewährleisten. Der Oberflächenzustand ist auch bei Bonden mit einem Harz wichtig, diese Methode hat sich seit kurzem als das Hauptverfahren etabliert. Da unterschiedliche Oberflächenzustände zu unterschiedlichen Festigkeiten von Harzbonden führen, ist eine Oberflächenbehandlung, die für die erwünschte Haftfestigkeit (bonding strength) geeignet ist, notwendig.
  • Eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung hat einen hohen Härtegrad. Deshalb ist es sehr schwierig durch Nutzung von Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierungen, eine Form zu bilden, insbesondere eine komplexe Form, wie beispielsweise einen Kühlkörper. Es wird von Substratmaterialien gefordert, dass sie einfach geformt werden können, damit sie genau near-net-shaped werden.
  • Das Dokument EP 0 237 047 A offenbart Metallkeramik-Verbundmaterialien für Substrate zum Aufbau von Halbleiter-Bauelementen. Eine der offenbarten Ausführungsbeispiele betrifft Al-SiC-Verbundlegierungen mit einer Wärmeleitfähigkeit zwischen 50 und 150 W/m·K. Das Herstellungsverfahren umfasst Mischen von Al-Pulver, SiC-Pulver und bis zu 10 Vol.-% eines Bindemittels, Verdichten der Mischung und Sintern zwischen 600 und 700°C.
  • Zusammenfassung der Erfindung
  • Unter Berücksichtigung der derzeitigen Situation, wie oben beschrieben, ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, die Probleme betreffend Präzision beim Formen, Kosten, etc. zu beseitigen, um ein Substratmaterial zum Aufbau eines Halbleiter-Bauelementes bereitzustellen, hergestellt aus einer leichten Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung, welche eine homogene Zusammensetzung hat und die für ein Substratmaterial erforderlichen Eigenschaften besitzt, d. h. Wärmeleitfähigkeit von 100 W/m·K und einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von 20 × 106/°C oder weniger.
  • Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Substrat zum Aufbauen eines Halbleiter-Bauelementes mit erhöhter Zuverlässigkeit bereitzustellen.
  • Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Verfahren zum Bilden eines Substrats bereitzustellen, welches einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten davon einfach innerhalb eines großen Bereichs kontrolliert, um somit für ein Halbleiterchip oder ein Gehäuse, welche mit dem Substrat fixiert werden, geeignet zu sein.
  • Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Substrat bereitzustellen, welches auf einfache Weise und präzise near-net-shape geformt werden kann.
  • Um die obigen Aufgaben zu bewerkstelligen, stellt die vorliegende Erfindung ein Substratmaterial zum Aufbauen eines Halbleiter-Bauelementes bereit, hergestellt aus einer Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung, wobei Aluminium oder eine Aluminiumlegierung eine kontinuierliche Metallstruktur bildet und Siliziumcarbidpartikel innerhalb der kontinuierlichen Metallstruktur homogen dispergiert sind. Körnige Siliziumcarbidpartikel sind von 10 bis 70 Gew.-% in der Verbundlegierung dispergiert, und die Verbundlegierung enthält Aluminiumcarbid, ausgebildet an einer Schnittstelle zwischen Aluminium oder Aluminiumlegierung und Siliziumcarbid. Die Menge des Aluminiumcarbids ist weniger als 5 Gew.-%. Und die Schwankung der Siliziumcarbid-Konzentration in den Al/SiC-Legierungszusammensetzungsteilen ist innerhalb 1 Gew.-%, und die eine Wärmeleitfähigkeit von 100 W/m·K oder höher und einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von 20 × 10-6/°C oder weniger hat.
  • Diese Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung wird mittels eines Sinterverfahrens hergestellt.
  • Die das Substratmaterial der vorliegenden Erfindung bildende Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung, enthält Aluminiumcarbid, geformt an der Schnittstelle zwischen dem Siliziumcarbid und dem Aluminium oder der Aluminiumlegierung. Vorzugsweise ist Aluminiumcarbid in einer derartigen Menge enthalten, dass das Verhältnis der Peak-Intensität für Aluminiumcarbid (012) zu der von Aluminium (200), beide durch Röntgenanalyse mit CuKa-Linie bestimmt, nicht mehr als 0,025 ist. Dieses Substratmaterial enthält gleichzeitig ferner Silizium in dem Aluminium oder der Aluminiumlegierung, und das Silizium ist als eine Komponente einer festen Lösung oder eines Niederschlags enthalten.
  • Diese Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung hat eine Wärmeleitfähigkeit von 180 W/m·K oder höher. Sie ist insbesondere zur Nutzung als ein Halbleiter-Substratmaterial für ein keramisches Gehäuse etc. geeignet.
  • Die vorliegende Erfindung stellt ferner ein Verfahren zur Herstellung des Substratmaterials bereit, welches umfasst, Verdichten eines Aluminium/Siliziumcarbid-Ausgangspulvers mit einem Siliziumcarbidgehalt von 10 bis 70 Gew.-%, und Sintern des Presskörpers bei einer Temperatur von 600°C bis 750°C in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre, um zu verhindern, dass Aluminium oxidiert, um somit eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung herzustellen. Das Verfahren wird durchgeführt, indem ein Pulvermischungspresskörper, der nur Aluminium und Siliziumcarbid enthält, gesintert wird, nämlich ein Verfahren, das sich von einigen der vorherigen konventionellen Verfahren, wie beschrieben, unterscheidet. Gemäß diesem Verfahren der vorliegenden Erfindung, kann ein Substratmaterial erhalten werden, welches aus einer leichten Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung hergestellt ist, welche eine homogene Zusammensetzung hat und einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von 20 × 10-6/°C oder weniger und eine Wärmeleitfähigkeit von 100 W/m·K oder höher besitzt.
  • Insbesondere ist das Sintervertahren der vorliegenden Erfindung, zum Erzeugen einer Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung, in der Lage, eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung hervorzubringen, welche eine Wärmeleitfähigkeit von 180 W/m·K oder höher aufweist, indem die Sintertemperatur justiert wird, insbesondere auf einen Wert in dem Bereich von 600 bis 750°C, um somit die Grenzflächenreaktion zu kontrollieren, welche die Aluminiumcarbide und das Silizium hervorbringt.
  • Eine bevorzugte Atmosphäre für das Sintern ist eine Stickstoffatmosphäre mit einer Stickstoffkonzentration von 99 Vol.-% oder höher. Es wird auch bevorzugt, das Sintern in einer Atmosphäre durchzuführen, welche eine Sauerstoffkonzentration von 200 ppm oder weniger und einen Taupunkt von –20°C oder weniger aufweist.
  • Insbesondere, wenn die Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von 7 × 10-6 bis 15 × 10-6/°C und eine Wärmeleitfähigkeit von 180 W/m·K oder höher aufweist, ist sie zur Nutzung eines Substratmaterials für einen Halbleiter, montiert auf einem Kunststoffgehäuse, oder als ein Substrat, benutzt für Halbleiter-Bauelemente, bei welchen die elektrische Verbindung eines Halbleiterelementes durch Flip-Chip-Bonden ausgeführt wird oder Montieren auf einem Gehäuse wird durch Ball-Grip-Array-Bonden durchgeführt, geeignet.
  • Ein Substrat mit höherer Zuverlässigkeit kann durch Beschichten der Oberfläche des Materials gemäß der vorliegenden Erfindung mit einer galvanisierten Schicht, Chromfilm oder Oxidfilm, oder durch Formen auf der Oberfläche davon einer Schicht aus einem Metall mit einem Elastizitätsmodul von 15000 kg/mm2 oder weniger, einer Schicht aus einem Metall mit einem Schmelzpunkt von 600°C oder weniger, oder eine Schicht aus einem organischen Harz und dann Formen einer Schicht aus Nickel oder Gold darauf, oder durch Formen auf der Oberfläche davon einer Belagschicht, umfassend Aluminium als die Hauptkomponente, geformt werden.
  • Kurze Beschreibung der Zeichnungen
  • 1 zeigt ein Blockdiagramm, welches ein Verfahren zur Herstellung einer Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung veranschaulicht.
  • 2 ist eine durch ein Mikroskop (100-fache) aufgenommene Mikrofotografie, welche die Metallstruktur der Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung, erhalten als Probe 6 in Beispiel 1, zeigt.
  • 3 ist eine schematische Schnittansicht, welche ein Ausführungsbeispiel eines IC-Gehäuses zeigt, welches ein Substrat, hergestellt aus dem Substratmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung, nutzt.
  • 4 ist eine schematische Schnittansicht, welche ein weiteres Ausführungsbeispiel des IC-Gehäuses zeigt, welches ein Substrat, hergestellt aus dem Substratmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung, nutzt.
  • 5 ist eine schematische Schnittansicht, welche ein anderes Ausführungsbeispiel des IC-Gehäuses veranschaulicht, welches ein Substrat, hergestellt aus dem Substratmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung, nutzt.
  • 6 ist eine schematische Schnittansicht, welche ein Ausführungsbeispiel eines IC-Gehäuses mit Lötbällen zeigt und das ein Substrat, hergestellt aus dem Substratmaterial der vorliegenden Erfindung, nutzt.
  • 7 ist eine schematische Schnittansicht, welche ein weiteres Ausführungsbeispiel des IC-Gehäuses mit Lötbällen veranschaulicht und das ein Substrat, hergestellt aus dem Substratmaterial der vorliegenden Erfindung, benutzt.
  • 8 ist eine schematische Schnittansicht, welche noch ein weiteres Ausführungsbeispiel des IC-Gehäuses mit Lötbällen veranschaulicht und das ein Substrat, hergestellt aus dem Substratmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung, verwendet.
  • 9 ist eine schematische Schnittansicht, welche ein Ausführungsbeispiel eines IC-Gehäuses des Gusstyps veranschaulicht, das ein Substrat, hergestellt aus einem Substratmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung, nutzt.
  • 10 ist eine schematische Schnittansicht, welche ein Ausführungsbeispiel eines IC-Gehäuses mit Aluminiumrippen veranschaulicht, welche an ein Substrat, hergestellt aus einem Substratmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung, gebondet sind.
  • 11 ist eine schematische Schnittansicht, welche ein Probestück veranschaulicht, das zur Messung der Haftfestigkeit zwischen dem Substratmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung und dem Harz benutzt wird.
  • Beschreibung der bevorzugten Ausführungsbeispiele
  • In der vorliegenden Erfindung wird eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung, nützlich als ein Halbleiter-Substratmaterial, durch Sintern hergestellt, um dadurch ein Halbleiter-Substratmaterial mit den erwünschten Werten der Wärmeleitfähigkeit und des Ausdehnungskoeffizienten und mit einer homogenen Al-SiC-Zusammensetzung und einer Near-Net-Form bereitgestellt, d. h. hervorragende Dimensionsgenauigkeit, der Erhalt von beiden war mit konventionellen Verfahren bislang schwierig. Dieses Substratmaterial ist in der Lage, nicht nur konventionelle Keramikgehäuse und Metallgehäuse zu meistern, sondern insbesondere auch Kunststoffgehäuse, Flip-Chip-Bonden und auch Ball-Grip-Array-Bonden.
  • Das heißt, da die Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung aus körnigen Aluminium/Siliziumcarbid-Partikeln als Ausgangspulver mit einem Siliziumcarbid-Gehalt von 10 bis 70 Gew.-% durch Verdichten des Pulvers und Sintern des Presskörpers hergestellt wird, bildet das Aluminium oder die Aluminiumlegierung eine kontinuierliche Metallstruktur, während das Siliziumcarbid als Partikel homogen dispergiert ist, anders als das Siliziumcarbid in den durch das Imprägnierungs-Verfahren hergestellten Aluminium/Siliziumcarbid-Legierungen.
  • Die Kristallformen des Siliziumcarbids enthalten eine hexagonale α-SiC-Form, welche bei einer hohen Temperatur geformt wird, und eine kubische β-SiC-Form, welche bei niedriger Temperatur geformt wird. Obwohl diese zwei Formen sich in der Wärmeleitfähigkeit einer Legierung nicht unterscheiden, ist α-Siliziumcarbid anfällig für Spaltung. Aufgrund dieser Eigenschaft führt die Nutzung von α-Siliziumcarbid in einem Ausgangspulver zur Siliziumcarbidspaltung aufgrund des während der Verdichtung in eine erwünschte Substratform angelegten Drucks. Als ein Ergebnis der Spaltung, kann der Presskörper aus feinen Siliziumcarbidpartikeln gebildete Anhäufungen enthalten. Da die Anhäufungen schlechte Haftung an Aluminium in einer Legierung aufweisen, neigen sie dazu, dass sich Partikel lösen, wenn die Legierung Bearbeitungen, wie beispielsweise Schleifen, Wölben, Glasvorgang, etc., in dem Endschritt unterworfen wird. Es ist deshalb wünschenswert, β-Siliziumcarbid oder eine Mischung von α-Siliziumcarbid und β-Siliziumcarbid zu benutzen. "Sich lösende Partikel" bedeutet, dass Partikel von den in der Legierung für sie vorgesehenen Positionen verdrängt werden, und die Oberfläche der Legierung wird porös.
  • Wenn das Lösen der Partikel eintritt, kann die resultierende rauhe Oberfläche die Probleme der verringerten Lötmittelfließbarkeit und verringerter Haftfestigkeit beim Harzbonden aufweisen. Da der durch Lösen der Partikel verursachte Oberflächenrauheitsgrad gleichwertig zu dem Partikeldurchmesser des genutzten Siliziumcarbids ist, wird bevorzugt, Siliziumcarbid mit einem kleineren Partikeldurchmesser zu Benutzen, um zu verhindern, dass Lötmittelfließbarkeit und Harzhaftfestigkeit abfallen. Zu kleine Partikeldurchmesser führen jedoch zur Anhäufung und können zu einer erhöhten Oberflächenrauheit führen. Demzufolge ist der Partikeldurchmesser des Siliziumcarbids vorzugsweise von 1 bis 100 μm, besonders bevorzugt von 10 bis 80 μm.
  • Andererseits, durch absichtliches Formen einer Oberflächenrauheit, kann die Haftfestigkeit von einem Harz, basierend auf dem Verankerungseffekt davon, erhöht werden. In diesem Zusammenhang bedeutet Verankerungseffekt der Zustand, wo verbundene Oberflächen sich aneinander physisch aufgrund ihrer Rauheit einrasten. In diesem Fall gilt auch, dass eine Oberfläche mit einer zu hohen Rauheit, eine reduzierte Haftfestigkeit haben kann, weil freie Lücken, die nicht mit einem Harz ausgefüllt werden, beibehalten werden. Eine Oberfläche mit einer zu niedrigen Rauheit erzeugt keinen Verankerungsef fekt. Auch unter Berücksichtigung dieser Tatsachen ist der Partikeldurchmesser des Siliziumcarbids vorzugsweise 1 bis 100 μm, besonders bevorzugt 10 bis 80 μm.
  • Wie nachfolgend detaillierter beschrieben, erzeugt das Sinterverfahren, in welchem körnige Partikel als ein Ausgangspulver, umfassend homogen dispergierte Partikel aus Aluminium und Siliziumcarbid, verdichtet und dann gesintert werden, eine Legierung mit homogener Struktur, weil die Partikelbewegung während diesen Schritten gering ist. Die durch das Sinterverfahren erhaltene Legierung kann deshalb in ihrer Zusammensetzungsdifferenz zwischen den Zentralen- und Oberflächenabschnitten in hohem Maße verringert werden, wobei diese Differenz bei den konventionellen Gießverfahren, Druckgießverfahren und Einsickerungsverfahren ein Problem darstellt. Insbesondere können die Fluktuationen bzw. Schwankungen der Siliziumcarbidkonzentration in den Al-SiC-Legierungszusammensetzungsabschnitten auf einen Wert innerhalb 1 Gew.-% reduziert werden. Die Phrase "Fluktuationen der Siliziumcarbidkonzentration in den Al-SiC-Legierungszusammensetzungsabschnitten" wie hierin verwendet, bedeutet, dass die Al-SiC-Legierungszusammensetzungsabschnitte, d. h. die Legierung ausschließlich jeglicher Oxid- und Nitridschicht, gewöhnlich auf der Legierungsoberfläche geformt und ferner ausschließlich jeglicher Aluminiumschicht, wie die, welche auf der Legierungsoberfläche bei einem konventionellen Verfahren gebildet wird, miteinander in ihrer Zusammensetzungshomogenität in Bezug auf die Siliziumcarbidkonzentration verglichen werden. Zum Bestimmen der Differenz, werden Zentrale- und Oberflächenabschnitte der Legierungszusammensetzungsteile, betreffend der SiC-Konzentration durch Untersuchen einer 0,5 mm2-Fläche für jeden Abschnitt mit einem Elektronenmikroskop analysiert. Das Flächenverhältnis belegt von SiC zu dem der gesamten Fläche, entsprechend jedem untersuchten Blickfeld durch das Elektronenmikroskop.
  • Wenn die Konzentration an Siliziumcarbid in dem Aluminium oder der Aluminiumlegierung weniger als 10 Gew.-% ist, erhält man thermische Ausdehnungskoeffiziente, die 20 × 10-6/°C überschreiten und wenn die Konzentration davon 70 Gew.-% überschreitet, ist die Verdichtung während dem Sinterverfahren, aufgrund eines zu geringen Aluminiumverhältnisses schwierig zu erzielen. In der vorliegenden Erfindung, wird die Menge an Siliziumcarbid in der Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung deshalb in dem Bereich von 10 bis 70 Gew.-% festgelegt. Das Festlegen der Konzentration an Siliziumcarbid auf einen Wert in dem Bereich von 35 bis 70 Gew.-% ist insbesondere für den Erhalt einer Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung mit einem thermischen Ausdehnungskoeffizienten in einem Bereich, welcher bislang nicht durch die bekannten Verfahren erreicht werden konnte, d. h. von 7 × 10-6/°C bis 15 × 10-6/°C wirksam.
  • Beim Sintern einer Aluminium/Siliziumcarbid-Mischung spielt eine Grenzflächenreaktion, welche Aluminiumcarbid (Al3C4) und Silizium ergibt, eine wichtige Rolle. Man hat erkannt, dass wenn diese Grenzflächereaktion in überhöhten Maße fortschreitet, die resultierende Verbundlegierung eine verringerte Wärmeleitfähigkeit aufweist, hauptsächlich deshalb, weil das an der Grenzfläche in überschüssigen Mengen erzeugte Aluminiumcarbid die Wärmeleitfähigkeit durch die Aluminium/Siliziumcarbid-Grenzfläche hemmt, und weil das erzeugte Silizium in einer zu hohen Menge als eine Komponente einer festen Lösung in Aluminium vorhanden ist und die Wärmeausstrahlung erhöht.
  • Bei jedem der konventionellen Infiltrations-, Gieß- und Druckgießverfahren ist es schwierig, die Grenzflächenreaktion zwischen Aluminium und Siliziumcarbid zu kontrollieren, da jedes Verfahren dafür beabsichtigt ist, Aluminium in einem komplett geschmolzenen Zustand zu legieren. Aufgrund der Verwendung von Aluminium als Schmelze, scheidet die Grenzflächenreaktion im erhöhten Maße fort, um große Mengen an Aluminiumcarbid und Silizium zu ergeben, oder schreitet ungenügend fort, um zu einer schwachen Haftung zwischen dem Aluminium und dem Siliziumcarbid zu führen und deshalb zu ineffizienter Wärmeleitung. Folglich ist die Wärmeleitfähigkeit der durch diese konventionelle Verfahren erhaltene Legierungen unter 180 W/m·K. Im Gegensatz dazu, kann die Grenzflächenreaktion bei der vorliegenden Erfindung auf einfache Weise kontrolliert werden, indem das Sinterverfahren eingesetzt wird, und als ein Ergebnis dessen, kann eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung mit einer Wärmeleitfähigkeit von 180 W/m·K oder mehr erhalten werden.
  • Genauer gesagt, kann eine Legierung mit einer Wärmeleitfähigkeit von 180 W/m·K oder höher durch Kontrollieren der Sintertemperatur auf von 600 bis 750°C, wie nachfolgend beschrieben, erhalten werden, um dadurch die Menge an Aluminiumcarbid, geformt durch die Grenzflächenreaktion zu kontrollieren, so dass das Verhältnis der Peak-Intensität für Aluminiumcarbid (012) zu der von Aluminium (200), beide durch Röntgenanalyse mit CuKa-Linie bestimmt, nicht mehr als 0,025 ist. Eine Legierung mit einer Wärmeleitfähigkeit von 180 W/m·K oder höher, kann auch durch Kontrollieren der Men ge des Aluminiumcarbids auf nicht mehr als 5 Gew.-% erhalten werden. Wenn die Menge an Aluminiumcarbid unterhalb der Untergrenze des obigen Bereichs ist, ist die Grenzflächenreaktion ungenügend und die Verdichtung kann nicht fortschreiten. Andererseits, wenn die Menge davon die obere Grenze überschreitet, ist die Wärmeleitfähigkeit der Legierung aus den oben genannten Gründen unterhalb 180 W/m·K.
  • Das Verfahren der vorliegenden Erfindung zum Herstellen eines Halbleiter-Substratmaterials wird nun erläutert. Wie in 1 gezeigt, wird zuerst ein Aluminium/Siliziumcarbid-Ausgangspulver angefertigt, welches Aluminium oder eine Aluminiumlegierung und von 10 bis 70 Gew.-% Siliziumcarbid umfasst. Obwohl unterschiedliche Verfahren zum Anfertigen des Ausgangspulvers benutzt werden können, ist es notwendig, ein Verfahren einzusetzen, welches dem Ausgangspulver zufriedenstellende Tauglichkeit zum Verdichten und Sintern verleiht. Zum Beispiel kann eine Mischung eines Pulvers von entweder Aluminium oder einer Aluminiumlegierung mit einem Pulver von Siliziumcarbid als ein Ausgangspulver benutzt werden. Obwohl dieses Verfahren das einfachste und günstigste ist, sollten die zwei Pulver solange gemischt werden, bis die Mischung homogen wird. Da die Partikelgrößen der beiden Pulver sehr stark die Mischungseigenschaften davon beeinflussen, ist erwünscht, dass der durchschnittliche Partikeldurchmesser von dem einen Pulver bis zu zweimal der des anderen Pulvers ist.
  • Ein schnell erstarrtes Pulver, angefertigt durch Erstarren einer Legierungsschmelze, umfassend eine Mischung von Aluminium oder einer Aluminiumlegierung mit Siliziumcarbid kann auch als ein Ausgangspulver benutzt werden. Das mittels dieser Methode erhaltene Ausgangspulver hat eine sehr hohe Homogenität und eignet sich hervorragende zum Verdichten. Es ist ebenfalls möglich, ein Ausgangspulver zu benutzen, welches durch mechanisches Legieren eines Pulvers aus entweder Aluminium oder einer Aluminiumlegierung mit einem Siliziumcarbidpulver erhalten wird. Entweder reines Aluminium oder eine Aluminiumlegierung kann als ein Material für das Ausgangspulver benutzt werden. Reines Aluminium ist, aufgrund der hohen Verformbarkeit davon, zum einfachen Erhalt eines Presskörpers mit einer erhöhten Dichte nützlich und ist das Wirksamste, um die Wärmeleitfähigkeit zu erhöhen. Aufgrund seiner hohen Verformbarkeit kann reines Aluminium das Festfressen in der Form, abhängig von der Kontur der Form, verursachen. Dieses Festfressen kann durch Benutzung einer Legierung aus Aluminium mit z. B. Silizium verhindert werden, um somit harte Partikel beizubehalten.
  • Anschließend wird das somit erhaltene Aluminium/Siliziumcarbid-Ausgangspulver in eine erwünschte Substratform, wie in 1 gezeigt, verdichtet. Diese Verdichtung dient zur Haftung der Partikel des Ausgangspulvers im Voraus aneinander, um dadurch den resultierenden Presskörper zu ermöglichen, seine Form während dem nachfolgenden Sintern ohne Zerbrechen beizubehalten, um somit einen dichten Sinterkörper zu ergeben. Letztendlich wird dieser Presskörper in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre, um zu verhindern, dass Aluminium oxidiert, gesintert. Das Sintern sollte bei einer Temperatur von 600°C oder höher durchgeführt werden, weil eine Sintertemperatur von weniger als 600°C zu einer ungenügenden Haftung zwischen den Partikeln führt.
  • Wie oben angegeben, wird das Sintern in dem Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre in Bezug auf Aluminium durchgeführt. Eine nützliche nicht-oxidierende Atmosphäre ist eine Stickstoffatmosphäre, vorzugsweise mit einer Stickstoffkonzentration von 99 Gew.-% oder höher. Solch eine Stickstoffatmosphäre dient nicht nur dem Verhindern von Oxidation, sondern auch der Erzeugung von Aluminiumnitrid (AIN) durch die Reaktion von Stickstoff mit Aluminium, wodurch eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung, enthaltend Stickstoff, erhalten wird. Andererseits, im Fall, indem eine nicht-oxidierende Atmosphäre, umfassend Wasserstoff, Kohlenmonoxid oder ein Edelgas, wie beispielsweise Argon, benutzt wird, enthält die erhaltene Legierung keinen Stickstoff.
  • Bei herkömmlichem Sintern wird die Verdichtung generell durch das innerhalb der Legierung verbleibenden Gas gehemmt. Jedoch hat sich herausgestellt, dass die Benutzung von Stickstoff, als eine nicht-oxidierende Atmosphäre, betreffend der Verdichtung wirksam ist, weil das innerhalb der Legierung verbleibende Stickstoffgas in Aluminiumnitrid durch die Reaktion mit Aluminium umgewandelt wird. Eine Legierung, enthaltend Stickstoff, insbesondere in einer Menge von 0,01 Gew.-% oder mehr ist für den Erhalt einer Wärmeleitfähigkeit von 180 W/m·K oder mehr vorteilhaft. Wenn jedoch der Gehalt an Stickstoff 1 Gew.-% überschreitet, wird die Verdichtung eher gehemmt, als gefördert. Deshalb ist ein bevorzugter Bereich des Stickstoffgehalts in der Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung somit von 0,01 bis 1 Gew.-%.
  • Wenn eine Sinteratmosphäre, enthaltend Sauerstoff oder Dampf, benutzt wird, wird Aluminium oxidiert, was zu verschlechterten Eigenschaften führt. Es ist deshalb erwünscht, dass Sintern in einer Atmosphäre mit einer Sauerstoffkonzentration von 200 ppm oder weniger und einem Taupunkt von –20°C oder niedriger durchgeführt wird. Wenn diese nicht-oxidierende Atmosphäre zum Durchführen des Sinterns genutzt wird, schreitet keine Oxidationsreaktion während des Sinterns fort, und die resultierende Legierung enthält die gleiche Menge an Sauerstoff, wie das verwendete Ausgangspulver. Und zwar hat die erhaltene Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung einen Sauerstoffgehalt von 0,05 bis 0,5 Gew.-%.
  • In der vorliegenden Erfindung kann die Grenzflächenreaktion zwischen Aluminium und Siliziumcarbid durch Kontrollieren der Sintertemperatur auf von 600 bis 750°C, wie oben beschrieben, kontrolliert werden. Wenn die Sintertemperatur 750°C überschreitet, schreitet die Verkohlung von Aluminium aufgrund der Grenzflächenreaktion fort. Als ein Ergebnis dessen überschreitet die Menge an Aluminiumcarbid, erhalten an der Grenzfläche, die obere Grenze des 5 Gew.-%-Bereichs, und das Aluminium oder die Aluminiumlegierung enthält Silizium, als eine Komponente von einer festen Lösung darin, oder als ein Niederschlag in einer Menge von mehr als die obere Grenze des 3 Gew.-%-Bereiches. Solche zu hohe Mengen an Aluminiumcarbid und Silizium, enthaltend in der Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung, verringern die Wärmeleitfähigkeit der Legierung. Es ist deshalb notwendig, eine Sintertemperatur von 600 bis 750°C zu benutzen, um eine Wärmeleitfähigkeit von 180 W/m·K oder höher zu erhalten.
  • Schmelzsintern kann in dem Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung durchgeführt werden, bei welchem der Presskörper bis zu dem, oder oberhalb dem Schmelzpunkt von Aluminium oder der Aluminiumlegierung erhöht wird. Man hat angenommen, dass in einem Schmelzsintersystem, bei welchem das Verhältnis der Flüssigkeitsphase 30 % oder mehr ist, dass Formbeibehaltung generell schwierig ist, aufgrund des Ausflusses oder des Schäumens der Flüssigkeitsphase. Der Presskörper gemäß der vorliegenden Erfindung kann jedoch seine Form auch bei Schmelzsintern beibehalten, weil Siliziumcarbid eine erhöhte Benetzbarkeit durch Aluminium aufweist. Insbesondere behält ein Sinterkörper mit einem Siliziumcarbidgehalt von 35 bis 70 Gew.-% seine Form gut, d.h. mit hoher Genauigkeit, auch bei Schmelzsintern.
  • Die durch Sintern hergestellte Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung kann als ein Substratmaterial benutzt werden, ohne dass irgendeine Behandlung ausgeführt werden muss. Die Verbundlegierung kann jedoch in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre nachgepresst werden, oder sie kann nachgepresst und dann in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre erwärmt werden. Da die Verbundlegierung ein Gefüge, umfassend eine Aluminiummatrix, welche sehr verformbar ist, und darin dispergierte harte Siliziumcarbidpartikelumfasst, ist Nachpressen nicht nur wirksam um weitere Verbesserungen betreffend der Genauigkeit zu erhalten, sondern auch zum Beseitigen von Restlücken und Verdichten der Verbundlegierung, um dadurch die Form davon in hohem Maße zu ändern. Obwohl die Legierung während diesem Nachpressen feine Risse entwickeln kann, können die Risse durch Erwärmen der nachgepressten Legierung in einer nichtoxidierenden Atmosphäre beseitigt werden.
  • Und gemäß den Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierungen, wie oben geformt, kann ein Substrat sehr genau geformt werden, um near-net-shaped oder in-net-shape ohne Krümmung oder Verformung zu sein. In diesem Fall ist es nicht erforderlich, die gesamte Oberfläche maschinell zu bearbeiten.
  • Für die Benutzung eines Substrats, als beispielsweise Arbeitsgeräte mit höherer Zuverlässigkeit, sollte das Substratmaterial einer Oberflächenbehandlung unterworfen werden. Mögliche Verfahren zur Oberflächenbehandlung enthalten Galvanisieren, Chromatisieren, anodische Oxidation zum Formen einer Alumite-Schicht, andere Oxidationsbehandlungen und organisches Harzbeschichten.
  • Beim Galvanisieren wird das Substratmaterial mit Nickel oder Ni-Au galvanisiert, um somit die Aluminiumteile zu schützen, welche anfällig für Oxidation sind. Chromatisierungsbehandlung wird bevorzugt, weil Filmbildung auf der Oberfläche des Halbleitersubstratmaterials einfach ist und ein Film homogen gebildet werden kann, auch wenn die Oberfläche sehr rauh ist. Die Zuverlässigkeit eines galvanisierten Substratmaterials kann weiter erhöht werden, indem Chromatisieren als ein letzter Schritt ausgeführt wird. Oxidationsbehandlung, wie beispielsweise anodische Oxidation, wird auch bevorzugt, da die Filmbildung einfach ist und ein Film gleichmäßig gebildet werden kann, auch wenn die Oberfläche des Substratmaterials rauh ist. Diese Oxidation kann durch Aussetzen des Substratmaterials der Luft bei einer Temperatur von ungefähr 200 bis 600°C, oder Aussetzen derselben einer auf 200 bis 600°C erwärmten Dampfatmosphäre erfolgen. Das oxidierte Halbleitersubstratmaterial einer Chromatisierungsbehandlung zu unterwerfen, ist wirksam, um eine noch höhere Zuverlässigkeit zu erzielen. Weiteres Beschichten einer Oberfläche des Substrats mit einem Film aus organischem Harz, wie beispielsweise Epoxidharz, Siliconharz, Polyimidharz oder dergleichen ist noch wirksamer, um eine noch höhere Zuverlässigkeit zu erzielen.
  • Eine rauhe Oberfläche, resultierend, weil Partikel sich lösen, kann das Problem von verschlechterter Lötmittelfließfähigkeit mit verringerter Harzhaftigkeit haben. Diese Probleme können durch Versiegelung der Oberfläche mit einem organischen oder metallischen Material vor dem Galvanisieren signifikant gemildert werden.
  • In einem Verfahren zur Versiegelungsbehandlung mit einem organischen Material wird die Oberfläche mit einem Epoxidharz, Siliconharz, Polyimidharz oder dergleichen durch Schablonendruck, Tauchverfahren, Spinner coating oder anderen Mitteln beschichtet. Die elektrische Leitfähigkeit der Oberfläche kann durch Benutzung eines Harzes, enthaltend Silber oder Kupfer, als ein Füllmaterial bewahrt werden. Der somit auf der Oberfläche geformte organische Film wird ausgehärtet und dann poliert, um die Versiegelungsbehandlung zu vervollständigen.
  • Ein mögliches Verfahren für die Versiegelungsbehandlung mit einem metallischen Material ist Galvanisieren. Ein Metallfilm wird durch Galvanisieren mit einer Dicke größer als die Tiefe der Vertiefungen gebildet, und die Metallschicht auf der Oberfläche des Substrats wird poliert. Somit kann die Rauheit des Substratmaterials vollständig beseitigt werden. Bevorzugte Beispiele des galvanisierten Metalls enthalten die mit einem Elastizitätsmodul von 15000 kg/mm2 oder weniger, wie z. B. Kupfer. Metalle, welche solch ein geringes Elastizitätsmodul besitzen, können einfach poliert werden, und sind in der Lage, die Vertiefungen einfach auszufüllen, weil sie durch das Polieren nach außen gezogen werden. Andererseits, wenn ein Metall mit einem Elastizitätsmodul von mehr als 15000 kgf/mm2, z. B. wenn Nickel durch Galvanisieren geformt wird, wird das Metall durch Polieren nicht herausgezogen und kann die Vertiefungen nicht komplett ausfüllen. Ein Substratmaterial, welches nur mit Kupfer galvanisiert wird, rostet bei Zuverlässigkeitstests.
  • Durch Unterwerfen des kupfergalvanisierten und dann polierten Substratmaterials einer Galvanisierungsbehandlung mit Nickel, kann das resultierende Substrat nicht nur die Erfordernisse betreffend Lötmittelfließfähigkeit und Harzhaftfestigkeit erfüllen, sondern auch die Zuverlässigkeit Erfordernisse.
  • Trommelgalvanisierung wird bevorzugt zum Bilden einer Schicht aus Metall mit einem Elastizitätsmodul von 15000 kg/mm2 oder geringer auf dem Halbleitersubstratmaterial benutzt. Trommelgalvanisierung besitzt den Vorteil, dass die galvanisierten Gegenstände keine Markierung (jig marks) besitzen, da die Arbeitsstücke in einem hängenden Zustand in dem Behälter galvanisiert werden. Während der Trommelgalvanisierungsbearbeitung kollidieren die Arbeitsstücke wiederholt in dem Galvanisierungsbad miteinander. Wenn Dummypartikel in den Behälter eingeführt werden, kollidieren die Arbeitsstücke auch mit den Dummypartikeln. Bei der Kollision werden die Dummypartikel abgeschliffen und die resultierenden Trümmer der Dummypartikel haften an den Arbeitsstücken, welche galvanisiert werden. Diese Haftung trifft noch eher in den Vertiefungen der Oberfläche ein, wodurch die Rauheit gemildert wird. Die Dummypartikeltrümmer, welche an den Arbeitsstücken haften, sind auf einfache Weise herausziehbar. Und zwar bestehen die Dummypartikel vorzugsweise aus einem Material mit einem niedrigen Elastizitätsmodul, insbesondere 15000 kgf/mm2 oder weniger, z. B. Kupfer. Metalle mit solch einem niedrigen Elastizitätsmodul können einfach herausgezogen werden und sind in der Lage, die Vertiefungen auf einfache Art und Weise auszufüllen. Wenn ein Material benutzt wird, welches ein Elastizitätsmodul von mehr als 15000 kgf/mm2 aufweist, wie z. B. Nickel, kann es nicht herausgezogen werden und kann die Vertiefungen nicht vollständig ausfüllen. Die Dummypartikel haben vorzugsweise einen Partikeldurchmesser von 0,1 bis 10 mm. Wenn Dummypartikel kleiner als 0,1 mm benutzt werden, werden sie während der Trommelgalvanisierung einer ungenügender Kollisionen ausgesetzt und sind deshalb nicht in der Lage, die Vertiefungen vollständig auszufüllen. Dummypartikel größer als 10 mm sind nicht erwünscht, weil die zu galvanisierenden Arbeitsstücke von diesen Partikeln beschädigt werden. Es ist wünschenswert, dass die Dummypartikel eine solche Form aufweisen, dass die Mantelfläche davon groß ist. Durch Kontrollieren der Dummypartikel, so dass eine Mantelfläche von zumindest zweimal der von entsprechenden Sphären erhalten wird, können die Dummypartikel ihre Wirkung in einem kürzeren Zeitraum des Trommelgalvanisierens zeigen.
  • Ein weiteres Verfahren zum Beseitigen einer Rauheit, ist die Benutzung eines Metalls, welches bei niedrigen Temperaturen schmilzt, um z. B. die Oberfläche mit Zinn zu galvanisieren. Das mit Zinn galvanisierte Halbleitersubstratmaterial wird auf zumindest 240°C erwärmt, was der Schmelzpunkt von Zinn ist, worauf das Zinn schmilzt und in die Vertiefungen fließt. Als ein Ergebnis dessen, kann eine Oberfläche frei von Rauheit geformt werden. Das geschmolzene Zinn nimmt Aluminium, Silizium, etc. als Verunreinigungen auf, um somit einen erhöhten Schmelzpunkt zu erfahren. Die erstarrte Zinnschicht schmilzt deshalb nicht nochmals, auch nicht bei einer späteren Lötbearbeitung. Metalle, die für dieses Verfahren geeignet sind, sind diejenigen, welche einen Schmelzpunkt von nicht höher als die Sintertemperatur für die Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung, d. h. nicht höher als 600°C besitzen.
  • Formen einer Belagschicht, umfassend Aluminium als die Hauptkomponente, ist für die Verbesserung der Haftfestigkeit des Harzes wirksam.
  • Bei Formen einer Aluminiumschicht durch Aufdampfen oder dergleichen, werden polygonale Kristallkörner erzeugt. Obwohl es geringe Unterschiede im Bereich von 1 μm oder weniger, unter den Kristallkörnern gibt, werden diese Niveauunterschiede bei einer Rauheitsmessung nicht erfasst. Eine Kombination der Durchmesser der Kristallkörner mit diesen Niveauunterschieden unter den Kristallkörnern erzeugt einen ausreichenden Verankerungseffekt.
  • Durch Kontrollieren des Durchmessers der Kristallkörner mittels der beschichteten Aluminiumschicht auf 0,1 bis 10 μm, kann ein ausreichender Verankerungseffekt erzeugt werden. Wenn die Kristallkörner einen Durchmesser von weniger als 0,1 μm aufweisen, kann ein für das Bonden benutztes Harz nicht ausreichend in den Lücken der Kristalle eindringen und dies führt oft zu leeren Löchern, welche dazu neigen, das Scheitern von Bonden zu verursachen. Wenn die Kristallkörner einen Durchmesser von mehr als 10 μm aufweisen, kann eine ausreichende Haftstärke, aufgrund der großen Anzahl von Körner per Flächeneinheit nicht erhalten werden, was zu einem geringen Verankerungseffekt führt, trotz dessen, dass das Harz in den Lücken der Kristalle eindringen kann.
  • In dem Fall, wo ein Substrat zum Aufbauen eines Halbleiter-Bauelementes ein solches Gefüge aufweist, mittels welchem ein ausreichender Verankerungseffekt erhalten wird, besteht kein besonderer Bedarf zum Formen eines Oxidfilms. Es ist erwünscht, dass dieses Substrat eine native Oxidschicht mit einer Dicke von 10 bis 800 Å (10 Å = 1 nm). Wenn keine native Oxidschicht vorhanden ist, bilden sich keine Wasserstoffbindungen zwischen dem Substrat und einem Harz, so dass eine ausreichende Haftfestigkeit nicht beibehalten werden kann. Wenn das Substrat einen Oxidfilm mit einer Dicke von mehr als 800 Å hat, kann die Haftfestigkeit zwischen dem Oxidfilm und dem unedlen Metall, aufgrund der Sprödigkeit des Metalloxidfilms nicht beibehalten werden, obwohl die Haftfestigkeit zwischen dem Oxidfilm und einem Harz zufriedenstellend ist.
  • Die Dicke der geformten Aluminiumschicht ist vorzugsweise von 1 bis 100 μm. Wenn die Dicke davon geringer als 1 μm ist, entsteht ein Fall, wo ein Gefüge, welches ausreicht, um einen Verankerungseffekt zu erzeugen, nicht geformt werden kann. Andererseits, wenn die Dicke davon größer als 100 μm ist, werden Brüche in dem Film eintreffen. Da das Formen eines Aluminiumfilms mit einer Dicke von mehr als 20 μm viel Zeit erfordern kann, ist ein besonders bevorzugter Bereich der Aluminiumfilmdicke von 1 bis 20 μm.
  • Der geformte Aluminiumfilm kann entweder aus Aluminium oder einer Aluminiumlegierung erzeugt werden. Jedoch ist die Nutzung einer Aluminiumlegierung nachteilig, da die Kontrollierung der Zusammensetzung während der Filmbildung schwierig ist und die Haftung davon an der Basis zu Instabilität neigt. Ein Aluminiumfilm mit einer Reinheit von vorzugsweise 99,9 Gew.-% oder höher, besonders bevorzugt 99,99 Gew.-% oder höher ist wünschenswert, aufgrund seiner verminderten Schwankung bei Haftung an die Basis.
  • Der Oberflächenzustand der Basis, auf welcher ein Aluminiumfilm auszuformen ist, wird wünschenswert derart kontrolliert, um eine Oberflächenrauheit in dem Bereich von 0,1 bis 20 μm, ausgedrückt in Rmax gemäß JIS zu erhalten. Wenn die Oberflächenrauheit, Rmax davon weniger als 0,1 μm ist, ist es schwierig, einen ausreichenden Verankerungseffekt zu erhalten, auch wenn ein Aluminiumfilm mit dem oben beschriebenen Gefüge geformt wird. Wenn Rmax davon größer als 20 μm ist, erhöht sich die Menge an adsorbiertem Gas, so dass die Basis eine erhöhte Menge an Sauerstoff während der Filmbildung darauf abgibt. Zum Beispiel, wenn ein Aluminiumfilm auf einer solch rauhen Ober fläche durch Aufdampfen bei einem Vakuumgrad von mehr als 10-3 Torr geformt wird, besteht der resultierende Aluminiumfilm nachteilig aus Kristallkörnern mit einem Durchmesser geringer als 0,1 μm, oder hat eine verschlechterte Haftung an die Basis. Für eine Basis, die einen Rmax von mehr als 20 μm aufweist, ist es schwierig, einen Vakuumgrad von 10-3 Torr (1 Torr = 133,0 Pa) oder weniger zu erhalten. Werte von Rmax höher als 8 μm sind normalerweise nicht erwünscht, da nachdem die Basisfläche mit einem Harz gebondet wird, die vakanten Lücken zwischen dem Harz und der Oberfläche zu verbleiben neigen, was zu einer erhöhten Schwankung der Haftfestigkeit führt. Deshalb ist es besonders wünschenswert, Rmax der Basis auf 8 μm oder weniger zu beschränken. Zum Erfüllen der obigen Erfordernisse, wird die Basisoberfläche vorzugsweise derart kontrolliert, damit sie keine Löcher mit einer Tiefe überschreitend 100 μm besitzt. Wenn die Basisoberfläche Löcher mit einer Tiefe von mehr als 100 μm besitzt, tritt nicht nur Gasadsorption in einer größeren Menge als vorher erwähnt auf, sondern es wird auch schwierig, einen Film mit einer einheitlichen Dicke auf der Basis zu formen. In diesem Fall neigt der geformte Film dazu, Gruben zu bilden. Zusätzlich neigt ein Harz, welches zum Bonden genutzt wird, weniger dazu, ausreichend in die Lücken einzudringen, was zu einer ungenügenden Haftfestigkeit führt.
  • Ein mögliches Verfahren zum Formen eines Aluminiumfilms ist Aufdampfen bzw. Bedampfen (vapor deposition). Erstens, ein Probestück wird in eine Kammer zum Vakuumbeschichten eingeführt. Vor dem Beschichten wird die Kammer entleert. Der Vakuumgrad in dieser Phase beeinflusst die Qualität des zu formenden Aluminiumfilms. Ein Vakuum von 10-5 Torr oder weniger ist wünschenswert. Wenn ein höherer Vakuumgrad genutzt wird, gibt das Probestück während der Beschichtung ein anhaftendes Gas ab und die geformten Aluminiumkörner neigen dazu, einen verringerten Durchmesser aufzuweisen. Nach dem Entleeren wird Aluminium beschichtet. Eine bevorzugte Beschichtungsquelle ist Aluminium mit einer Reinheit von 99,9 Gew.-% oder höher. Wenn eine Quelle, bestehend aus Aluminium mit einer Reinheit bis zu ungefähr 99 Gew.-% benutzt wird, ist eine Kontrolle der Zusammensetzung schwierig und eine erhöhte Schwankung der Haftung an die Basis resultiert daraus. Während der Beschichtung wird das Vakuum vorzugsweise auf 10-3 Torr oder weniger festgelegt. Wenn ein höherer Vakuumgrad genutzt wird, haben die geformten Aluminiumkörner einen geringeren Durchmesser als den erwünschten Wert. Während der Beschichtung kann das Probestück, oder auch nicht, erwärmt werden. Auch ohne Erwärmung erhöht sich die Temperatur der Oberfläche des Probestücks normalerweise ungefähr zu 100 bis 200°C.
  • Ein Aluminiumfilm kann auch durch Ausführung einer Streuung von Aluminiumpartikeln in einem organischen Lösungsmittel mittels Schablonendruck und dann Sintern der Schicht in einer Inert-, Vakuum- oder reduzierten Atmosphäre erhalten werden. Auch bei diesem Verfahren ist die Sinteratmosphäre von entscheidender Bedeutung für den Erhalt eines Aluminiumfilms mit dem erwünschten Korndurchmesser.
  • Ein weiteres Verfahren, welches zum Erhalt eines Aluminiumfilms genutzt werden kann, umfasst: Ausführen einer Streuung von Aluminiumfilmpartikeln in einem organischen Lösungsmittel durch ein Eintauchen und dann Sintern der Schicht in einer Inert-, Vakuum- oder reduzierten Atmosphäre. Ein weiteres nützliches Verfahren zum Erhalt eines Aluminiumfilms umfasst: Formen einer Aluminiumschicht durch Flammspritzen in einer Inert- oder reduzierten Gasatmosphäre und dann Sintern der Aluminiumschicht in einer Inert, Vakuum- oder reduzierten Atmosphäre. Bei jedem dieser Verfahren ist die Sinteratmosphäre für den Erhalt eines Aluminiumfilms mit dem erwünschten Korndurchmesser von entscheidender Bedeutung. Wenn das Sintern in Vakuum ausgeführt wird, ist es erlaubt, die Sinteratmosphäre in derselben Art und Weise, wie bei dem oben beschriebenen Aufdampfverfahren zu kontrollieren.
  • In dem Fall, bei welchem ein Inertgas- oder Reduktionsgas genutzt wird, ist es notwendig, den Gasverunreinigungsgehalt in solch einem Gas auf weniger als 500 ppm zu kontrollieren, weil der Korndurchmesser des Aluminiumfilms durch Anhaften eines Gases, wie beispielsweise Sauerstoff, das von dem Substrat erzeugt wird, auf der Aluminiumfilmoberfläche dazu neigt, kleiner zu werden.
  • Die somit erhaltene Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung kann als ein Halbleitersubstratmaterial mit einem thermischen Ausdehnungskoeffizienten von 20 × 10-6/°C oder weniger und einer Wärmeleitfähigkeit von 100 W/m·K oder höher verwendet werden. Es ist auch möglich, eine Legierung mit einem thermischen Ausdehnungskoeffizienten von 15 × 10-6/°C oder weniger und einer Wärmeleitfähigkeit von bis zu 180 W/m·K oder höher zu erhalten, solche Werte konnten mit den bekannten Verfahren nicht erreicht werden. Diese Legierung ist zur Benutzung als ein Halbleitersubstratmaterial für ein Kunststoffgehäuse geeignet. Da die Legierung leicht ist, ist sie auch für Flip-Chip-Bonden zum elektrischen Verbinden eines Halbleiterelementes an ein Gehäuse, oder für Ball-Grip-Array-Bonden an ein Basissubstrat geeignet. Außerdem kann sie durch Unterwerfen der Legierung einer Oberflächenbehandlung, als ein Substrat zum Aufbauen eines Halbleiter-Bauelementes mit höherer Zuverlässigkeit eingesetzt werden.
  • Beispiel 1
  • Ein Aluminiumpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 25 μm wurde in unterschiedlichen Verhältnissen mit einem Siliziumkarbidpulver, bestehend aus einer Mischung von α-Kristallen und β-Kristallen und mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 50 μm gemischt, um die Pulverproben 1 bis 9, die jeweils einen Siliziumcarbidgehalt von 5 %, 10 %, 20 %, 30 %, 40 %, 50 %, 60 %, 70 % und 75 Gew.-% haben, aufzubereiten. Diese Pulverproben wurden jeweils mit einem Kneter für 1 Stunde homogenisierst, um Aluminium/Siliziumcarbid-Ausgangspulver zu erhalten.
  • Die erhaltenen Ausgangspulver wurden unter einem Druck von 7 t/cm2 verdichtet, um Blockprobestücke mit einem Durchmesser von 20 mm und einer Höhe von 30 mm zu erhalten. Diese Presskörper wurden für 2 Stunden bei 700°C in einer Stickstoffatmosphäre mit einer Stickstoffkonzentration von 99 Vol.-% oder höher gesintert. Als ein Ergebnis dessen, wurden Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierungs-Sinterteile erhalten, welche die ursprüngliche Form der verdichteten Probestücke beibehielten. Die Legierung gemäß Probe 9 war jedoch nicht dicht und hatte Lücken in einer Oberflächenschicht davon, deshalb wurden diese Legierung den folgenden Messungen nicht unterworfen.
  • Jedes Sinterteil wurde auf SiC-Gehalt, Dichte nach dem Sintern, Wärmeleitfähigkeit, thermischen Ausdehnungskoeffizienten, Stickstoffgehalt, Sauerstoffgehalt, Aluminiumcarbidgehalt und das Verhältnis der Peak-Intensität für Aluminiumcarbid (012) zu der von Aluminium (200), beide durch Röntgenanalyse mit CuKa-Linie bestimmt, geprüft. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 1 angezeigt. Die Dichte wurde mittels dem archimedischen Prinzip bestimmt. Die Wärmeleitfähigkeit wurde mittels der Laserblitzmethode bestimmt. Der thermische Ausdehnungskoeffizient wurde durch Mittelwertbildung der ermittelten Werte bestimmt, die mittels einer Stößelstangentypvorrichtung in dem Tem peraturbereich von 20 bis 200°C ermittelt wurden. Der Stickstoffgehalt wurde durch Gasanalyse bestimmt. Der Gehalt an SiC wurde durch Pulverisieren einer Legierung, Entfernen aller Komponenten außer SiC und Silizium mit einer Säure, Auflösen des Siliziums in Fluorwasserstoffsäure und Berechnen des SiC-Gehalts aus dem erhaltenen Gewichtsunterschied bestimmt. Der Aluminiumcarbidgehalt wurde durch Pulverisieren einer Legierung, Auflösen des Aluminiumcarbids mit Natriumhydroxid und Berechnen des Aluminiumcarbidgehalts aus der Menge des erzeugten Methangases bestimmt. Außerdem wurde jede Legierung durch Röntgenanalyse mit CuKa-Linie analysiert, um das Verhältnis der Peak-Intensität für Aluminiumcarbid (012) zu der von Aluminium (200) zu bestimmen.
  • Eine durch ein optisches Mikroskop (× 100) aufgenommene Mikrofotografie eines Metallgefüges der Legierung gemäß Probe 6, ist in 2 veranschaulicht. Wie aus 2 ersichtlich, hatte die Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung ein Mikrogefüge, umfassend Aluminium (helle graue Teile) und darin dispergierte körnige Siliziumcarbidpartikel (schwarze Teile). Ferner, in Bezug auf jede der Proben 1 bis 8, wurde die Oberflächenschicht davon, d. h. die Oxidschicht, die Nitridschicht und das SiC-freie Aluminium entfernt und die verbleibenden Al-SiC-Legierungszusammensetzungsteile wurden auf Unterschiede in SiC-Gehalt, wie folgend untersucht. Zentrale- und Oberflächenabschnitte der Al-SiC-Legierungszusammensetzungsteile wurden mit einem Elektronenmikroskop im Hinblick auf eine Fläche von 0,5 mm2 für jeden Abschnitt auf ihre Zusammensetzung analysiert, um die SiC-Gehalte davon zu bestimmen. Als ein Ergebnis dessen, war die Differenz des SiC-Gehalts innerhalb 1 Gew.-% bei jeder Legierung. Durch die Zusammensetzungs-Elektronenmikroskopie hat man festgestellt, dass in jeder der Proben 1 bis 8 Aluminiumcarbid an der Schnittstelle zwischen dem Aluminium und dem Siliziumcarbid vorhanden ist und Silizium hauptsächlich als eine Komponente einer festen Lösung in Aluminium und teilweise als ein Niederschlag vorhanden ist.
  • Um die Beispiele zu vergleichen, wurde Folgendes untersucht. Erstens, wurde ein Siliziumcarbidpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 35 μm und ein Siliziumcarbidpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 5 μm wurden in einem Gewichtsverhältnis von 3:1 vermischt, und ein Bindemittel wurde hinzugefügt.
  • Diese Pulverproben wurden mit einem Kneter für 1 Stunde homogenisiert, um Siliziumcarbid-Ausgangspulver zu erhalten.
  • Die erhaltenen Ausgangspulver wurden bei einem Druck von 7 t/cm2 verdichtet, um Blockprobestücke mit einem Durchmesser von 20 mm und einer Höhe von 30 mm zu erhalten. Diese Presskörper wurden in einer Stickstoffatmosphäre gesintert, um ein Bindemittel zu beseitigen. Anschließen, nachdem die Blockprobestücke in einer Druckkammer entgast wurden, wurden sie in einer Aluminiumschmelze Druck-Infiltriert. Als ein Ergebnis dessen, wurde Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung mit einem Siliziumcarbidgehalt von 71 Gew.-% erhalten. Es war schwierig, eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung mit einem Siliziumcarbidgehalt von weniger als 70 Gew.-% mittels ähnlichem Verfahren zu erhalten. Weil erhöhte Porosität in dem geformten Siliziumcarbid-Presskörper erforderlich ist und der geformte Siliziumcarbid-Presskörper nicht steif genug ist, um eine Form beizubehalten.
  • Zweitens, ein Siliziumcarbidpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 35 μm und ein Siliziumcarbidpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 5 μm wurden in einem Gewichtsverhältnis von 3:1 vermischt, ferner wurde 5 Gew.-% von Al-1 Gew.-%iges Mg-Pulver, und ein Bindemittel hinzugefügt. Diese Pulverproben wurden mit einem Kneter für 1 Stunde homogenisiert, um Siliziumcarbid-Ausgangspulver zu erhalten.
  • Die erhaltenen Ausgangspulver wurden bei einem Druck von 7 t/cm2 verdichtet, um Blockprobestücke mit einem Durchmesser von 20 mm und einer Höhe von 30 mm zu erhalten. Nach dem Verdichten haben sich Al-1 Gew.-%ige Mg-Legierungsgranulate, als Versickerungsmittel, an einer Oberflächenseite der Siliziumcarbid-Presskörper festgesetzt und diese zusammengesetzten Presskörper wurden auf 800°C in einer Stickstoffatmosphäre erwärmt, um das geschmolzene Versickerungsmittel zu tränken. Dann, als ein Ergebnis dessen, wurde eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung mit einem Siliziumcarbidgehalt von 71 Gew.-% erhalten. Es war schwierig, eine erwünschte Form von Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung mit einem Siliziumcarbidgehalt von weniger als 70 Gew.-% durch ähnliche Verfahren zu erhalten, weil eine große Verformung des Presskörpers während der Tränkung eintraf.
  • Drittens, 30 Gew.-% eines Siliziumcarbidpulvers mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 35 μm wird geschmolzenem Aluminium hinzugefügt und anschließend wird diese Mischung druckgegossen, um Blockprobestücke mit einem Durchmesser von 20 mm und einer Höhe von 30 mm zu erhalten. Es war schwierig einen Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung mit einem Siliziumcarbidgehalt von mehr als 35 Gew.-% durch ähnliche Verfahren zu erhalten, weil eine Menge an Aluminium so viel ist, dass sie nicht druckgegossen werden kann. Ferner, um die Beispiele zu vergleichen, wurden Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierungen mit einem Siliziumcarbidgehalt von 38 Gew.-%, ähnlich wie bei der Probe 5 durch das Imprägnierungsverfahren und das Gussverfahren hergestellt. Nach Entfernen einer Aluminiumschicht und einem ausgeschmolzenen Abschnitt wurden Zentrale- und Oberflächenabschnitte der Al-SiC-Legierungszusammensetzungsteile auf ihre Zusammensetzung hin mittels einem Elektronenmikroskop in Bezug auf eine Fläche von 0,5 mm2 für jeden Abschnitt analysiert, um die SiC-Gehalte davon zu bestimmen. Als ein Ergebnis dessen, überschreitet die Differenz des SiC-Gehalts 2 Gew.-% in jeder Legierung.
  • Figure 00300001
  • Tabelle 1 zeigt, dass die Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierungen mit einem Siliziumcarbidgehalt in dem Bereich von 10 bis 70 Gew.-% die Erfordernisse, dass die Wärmeleitfähigkeit 100 W/m·K oder höher und der thermische Ausdehnungskoeffizient 20 × 10-6/°C oder weniger sein sollen, erfüllt haben. Es geht ferner hervor, dass die Legierungen mit einem Siliziumcarbidgehalt in dem Bereich von 35 bis 70 Gew.-% einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von 15 × 10-6/°C oder weniger haben.
  • Beispiel 2
  • Ein Aluminiumpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 25 μm wurde in einem Gewichtsverhältnis von 1:1 mit einem Siliziumcarbidpulver, bestehend aus einer Mischung von α-Kristallen und β-Kristallen und mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 50 μm vermischt. Diese Mischung wurde mit einem Kneter für 1 Stunde homogenisiert, um ein Aluminium/Siliziumcarbid-Ausgangspulver zu erhalten. Das erhaltene Ausgangspulver wurde unter einem Druck von 7 t/cm2 verdichtet, um Blockteststücke mit einem Durchmesser von 20 mm und einer Höhe von 30 mm zu erhalten. Diese Presskörper wurden in einer Stickstoff-, Wasserstoff- oder Argonatmosphäre unter den in Tabelle 2 gezeigten Bedingungen gesintert. Als ein Ergebnis dessen, wurden Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierungs-Sinterformteile erhalten, welche die ursprüngliche Form der verdichteten Probestücke beibehielten.
  • Jedes Sinterteil wurde auf seine Dichte, Wärmeleitfähigkeit, thermischen Ausdehnungskoeffizienten, Stickstoffgehalt, Sauerstoffgehalt, Aluminiumcarbidgehalt und das Verhältnis der Peak-Intensität für Aluminiumcarbid (012) zu der von Aluminium (200), beide durch Röntgenanalyse mit CuKa-Linie bestimmt, geprüft. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 2 angezeigt. Diese Eigenschaften wurden durch die gleichen Verfahren, wie in Beispiel 1 bestimmt. Die in Tabelle 2 gezeigten Ergebnisse zeigen, dass Legierungen mit einer Wärmeleitfähigkeit von 100 W/m·K oder höher durch Ausführen von Sintern bei Temperaturen von nicht niedriger als 600°C erzielt werden konnten. Die Ergebnisse zeigen ferner, dass Legierungen mit einer Wärmeleitfähigkeit von 180 W/m·K oder höher erhalten werden konnten, indem Sintern bei 600 bis 750°C durchgeführt wird, um die Menge an erhaltenem Aluminiumcarbid, erzeugt durch eine Grenzflächenreaktion, auf einen solchen Wert festzulegen, dass das Verhältnis der Peak-Intensität für Aluminiumcarbid (012) zu der von Aluminium (200), beide durch Röntgenanalyse mit CuKa-Linie bestimmt, gleich oder weniger als 0,025 ist, oder dass der Aluminiumcarbidgehalt gleich oder geringer als 5 Gew.-% ist. Die Ergebnisse zeigen außerdem, dass die durch Sintern in den Atmosphären, außer der Stickstoffatmosphäre, erhaltenen Legierungen einen Stickstoffgehalt von weniger als 0,01 Gew.-% und eine Wärmeleitfähigkeit von weniger als 180 W/m·K aufweisen.
  • Figure 00330001
  • Beispiel 3
  • Einige der Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierungs-Sinterformteile, erhalten als Probe 6 in Beispiel 1, wurden unter einem Druck von 7 t/cm2 in einer Stickstoffatmosphäre (Probe 6-1) nachgepresst. Teile der nachgepressten Sinterformteile wurden wieder für 2 Stunden bei 700°C in einer Stickstoffatmosphäre (Probe 6-2) gesintert.
  • Diese Sinterproben wurden auf ihre Dichte, Wärmeleitfähigkeit, thermischen Ausdehnungskoeffizienten, Stickstoffgehalt, Sauerstoffgehalt, Aluminiumcarbidgehalt und das Verhältnis der Peak-Intensität für Aluminiumcarbid (012) zu der von Aluminium (200), beide durch Röntgenanalyse mit CuKa-Linie bestimmt, in derselben Art und Weise wie in Beispiel 1 geprüft. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 3 angezeigt. Aus Tabelle 3 geht hervor, dass Nachpressen und Nachsintern zur Erhöhung der Dichte und Verbesserung der Wärmeleitfähigkeit wirksam sind.
  • Figure 00350001
  • Beispiel 4
  • Ein Aluminiumpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 25 μm wurde jeweils mit Siliziumcarbidpulvern mit durchschnittlichen Partikeldurchmessern, die sich von 0,1 bis 150 μm erstrecken und in einem solchen Verhältnis vermischt, so dass ein Siliziumcarbidgehalt von 50 Gew.-% erzielt wurde. Diese Mischungen wurden jeweils mit einem Kneten für 1 Stunde homogenisiert, um Aluminium/Siliziumcarbid-Ausgangspulver zu erhalten.
  • Die erhaltenen Ausgangspulver wurden unter einem Druck von 7 t/cm2 verdichtet, um Probestücke mit Dimensionen von 50 mm × 25 mm × 2 mm (Dicke) zu erhalten. Diese Presskörper wurden für 2 Stunden bei 700°C in einer Stickstoffatmosphäre mit einer Stickstoffkonzentration von 99 Vol.-% oder mehr gesintert. Als ein Ergebnis dessen erhielt man Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierungs-Sinterformteile, welche die ursprüngliche Form der verdichteten Probestücke beibehielten.
  • Die Summe erzeugter Proben, wurden auf ihre Harzhaftfestigkeit gemäß JIS K 6850 wie folgt ausgewertet. Ein flüssiges Epoxidharz, enthaltend 70 Gew.-% Silberfüllmittel, wurde einem Probestück bei einer Harzdicke von 25 μm aufgelegt. Dieses Probestück wurde auf einem anderen Al-SiC-Probestück, wie in 11 gezeigt, platziert. Die resultierende Struktur wurde für 1 Stunde bei 180°C, um das Harz auszuhärten, erwärmt und dann für 24 Stunden bei 150°C getrocknet.
  • Die somit erhaltenen Probestücke gemäß JIS K 6850 wurden auf ihre Haftfestigkeit nach dem Trocknen und nach jedem Temperaturbeanspruchungstest PCT und HAST untersucht. In dem Temperaturbeanspruchungstest wurde die Festigkeit nach 100 Zyklen gemessen, jeder enthielt 30-minütige Exponierung einer 150°C-Atmosphäre und 30-minütige Exponierung einer –65°C-Atmosphäre. Bei dem PCT wurde die Festigkeit nach einer 100-Stunden-Behandlung unter Teil-Sättigungsbedingungen von 121 °C, 100 RH und 2 atm gemessen. Bei dem HAST wurde die Festigkeit nach einer 100-stündigen Behandlung unter den Bedingungen 125°C, 85 % RH und 2 atm (1 atm = 1,01 × 105 Pa) gemessen. Die Messung der Haftfestigkeit wurde mit einer Präzisionsuniversalprüfmaschine (Autograph) durchgeführt. Auf die Art und Weise wie in 11 gezeigt, wurde ein haftendes Probestück, an welchem zwei Testsubstrate A hafteten, durch den Stützbereich C mit den Griffen des Testers gehalten. Das Probestück wurde unter einer Rate von 50 mm/min gezogen, während darauf geachtet wurde, dass die Hauptachse des Probestücks und die Mittellinie der Griffe auf der gleichen geraden Linie ausgerichtet waren. Die Maximallast beim Zeitpunkt des Zerbrechens des Probestücks wurde aufgenommen und dieser Wert wurde durch die Fläche des Harzverbindungsbereichs des Probestücks geteilt. Dieser Quotient wurde als die Haftfestigkeit erachtet. Der Bruch des Probestücks fand in dem Harzverbindungsbereich statt. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 4 angezeigt.
  • Um vergleichen zu können, wurde die Zugfestigkeit des Harzes allein, welches für das Bonden genutzt wurde, wie folgt gemessen. Das flüssige Harz wurde in einem Blech geformt, für 1 Stunde bei 180°C ausgehärtet und dann für 24 Stunden bei 150°C getrocknet. Die Festigkeit davon nach dem Trocknen war 2 kgf/mm2. Die Festigkeit davon nach 100 Wärmezyklen war 1,6 kgf/mm2, die nach 100 Stunden PCT war 1,2 kgf/mm2 und die nach 100 Stunden HAST war 1,3 kgf/mm2. Tabelle 4
    Figure 00370001
  • Die Ergebnisse zeigen, dass die durch Benutzung von SiC-Pulvern, die jeweils einen durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 1 bis 100 μm hatten, hergestellten Al-SiC-Sinterformteile eine zufriedenstellende Haftfestigkeit von nicht weniger als 1,0 (kgf/mm2) im Ausgangszustand und von nicht weniger als 0,5 (kgf/mm2) nach Zuverlässigkeitstests erhalten werden konnten.
  • Beispiel 5
  • Ein Aluminiumpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 25 μm wurde mit einem Siliziumcarbidpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 35 μm in solch einem Verhältnis vermischt, so dass der Siliziumcarbidgehalt auf 50 Gew.-% festgelegt wurde. Die Mischung wurde mit einem Kneter für 1 Stunde auf dieselbe Art und Weise, wie in dem obigen Beispiel 4 homogenisiert. Somit erhielt man ein Aluminium/Siliziumcarbid-Ausgangspulver. Das erhaltene Ausgangspulver wurde unter einem Druck von 7 t/cm2 verdichtet. Die resultierenden Presskörper wurden in einer Stickstoffatmosphäre mit einem Stickstoffgehalt von 99 Vol.-% oder mehr für 2 Stunden bei 700°C gesintert. Als ein Ergebnis dessen, erhielt man Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierungs-Sinterformteile, welche die ursprüngliche Form der verdichteten Probestücke beibehielten.
  • Eine der Legierungen, erhalten als Probe 28, wurde mit einer alkalischen Lösung für 1 Minute behandelt, um das Aluminium zu ätzen. Die resultierende Oberfläche wurde Zinkatumformung und dann stromlosem Nickel-Phosphor-Plattieren unterworfen. Somit erhielt man Probe 28. Die durch das Plattieren geformte Schicht hatte eine Dicke von 5 μm.
  • Eine weitere Legierung, als Probe 29, wurde einer Alumite-Behandlung in einem Schwefelsäurebad bei einer Stromdichte von 1,5 A/dm2 unterworfen und dann in einem Ionenaustauschwasser gekocht, um die Löcher zu versiegeln. Somit erhielt man Probe 29. Die Probe hatte eine 5 mm Alumite-Schicht auf dem Aluminium, aber keine Alumite-Schicht auf dem SiC.
  • Eine weitere Legierung, als Probe 30, wurde Chromatisieren unterworfen, bei welchem die Legierung in einer Phosphat-Chrom-Behandlungsflüssigkeit für 1 Minute bei 50°C versenkt wurde, sofort mit Wasser gewaschen und dann bei 80°C getrocknet wurde. Somit erhielt man Probe 30. Die abgelagerte Chromschicht hatte eine Dicke von 500 Å.
  • Eine weitere Legierung, als Probe 31, wurde mit Nickel-Phosphor auf eine Dicke von 5 μm mit dem gleichen Verfahren wie oben galvanisiert. Eine 500 Å-Chromschicht wurde dann darauf mit der gleichen Methode wie oben geformt, somit erhielt man Probe 31.
  • Eine weitere Legierungsprobe, als Probe 32, wurde einer Oxidationsbehandlung unterworfen, bei welcher die Probe in der Luft für 1 Stunde bei 300°C erwärmt wurde. Somit erhielt man Probe 32. Eine weitere Legierung, als Probe 33, wurde in einer Dampfatmosphäre für 1 Stunde bei 300°C erwärmt, um somit Probe 33 zu erhalten.
  • Die oben erhaltenen Probestücke wurden dem PCT unterworfen, um die Korrosionsbeständigkeit zu beurteilen. Bei dem PCT wurde die Erscheinung von dem Probestück nach einer 100-stündigen Behandlung unter Teil-Sättigungsbedingungen von 120°C, 100 % RH und 2 atm ausgewertet. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 5 angegeben.
  • Probe 28, welche nur durch Nickel-Phosphor-Galvanisieren behandelt wurde, hatte unbedeckte Abschnitte, wo die Schicht nicht vorhanden war und es hat sich nach der PCT gezeigt, dass diese Abschnitte gefleckt waren. Bei der Probe 29, welche der Alumite-Behandlung unterzogen wurde, blieben die SiC-Abschnitte unbedeckt mit Alumite und Fleckenbildung wurde an der Schnittstelle zwischen den Alumite-Abschnitten und den SiC-Abschnitten beobachtet. Keine Veränderungen der Erscheinung wurde bei den restlichen Proben nach dem PCT beobachtet. Tabelle 5
    Figure 00400001
  • Beispiel 6
  • Ein Aluminiumpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 25 μm wurde mit einem Siliziumcarbidpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 35 μm in solch einem Verhältnis vermischt, so dass ein Siliziumcarbidgehalt von 50 Gew.-% festgelegt wurde. Die Mischung wurde mit einem Kneter für 1 Stunde in derselben Art und Weise, wie bei den obigen Beispielen homogenisiert. Somit erhielt man ein Aluminium/Siliziumcarbid-Ausgangspulver. Das erhaltene Ausgangspulver wurde unter einem Druck von 7 t/cm2 verdichtet. Die resultierenden Presskörper wurden für 2 Stunden bei 700°C in eine Stickstoffatmosphäre mit einer Stickstoffkonzentration von 99 Gew.-% oder höher gesintert. Als ein Ergebnis dessen, erhielt man Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierungs-Sinterformteile, Probe 34, welche die ursprüngliche Form der verdichteten Probestücke beibehielten. Die Dimensionen von jedem Sinterformteil sind 50 mm × 25 mm × 2 mm (Dicke).
  • Eine von den erhaltenen Legierungen wurde einer Chrombehandlung unterzogen, bei welcher die Legierung in einer Phosphat-Chrom-Behandlungsflüssigkeit für 1 Minute bei 50°C eingetaucht wurde, sofort mit Wasser abgewaschen und dann bei 80°C getrocknet wurde. Somit erhielt man Probe 35. Die abgelagerte Chromschicht hatte eine Dicke von 500 Å.
  • Eine weitere Legierungsprobe wurde einer Oxidationsbehandlung unterzogen, bei welcher die Probe für 1 Stunde bei 300°C in der Luft erwärmt wurde. Somit erhielt man Probe 36. Eine andere Legierung wurde in einer Dampfatmosphäre für 1 Stunde bei 300°C erwärmt, um Probe 37 zu erhalten.
  • Die somit hergestellten Proben, wurden auf ihre Harzhaftfestigkeit gemäß JIS K 6850 auf dieselbe Art und Weise, wie in Beispiel 1 ausgewertet. Die Haftfestigkeit von jeder Probe wurde nach Trocknen, nach 100 Zyklen in dem Temperaturbeanspruchungstest und nach jedem der 100-stündigen PCT und der 100-stündigen HAST gemessen. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 6 angezeigt.
  • Die Probestücke (Proben 35-37), welche irgendeine der obigen Oberflächenbehandlungen unterzogen wurden, hatten höhere Scherfestigkeit als das Probestücke (Probe 34), welches keiner Oberflächenbehandlung unterzogen wurden. Tabelle 6
    Figure 00410001
  • Beispiel 7
  • Ein Aluminiumpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 25 μm wurde mit einem Siliziumcarbidpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 35 μm unter solch einem Verhältnis vermischt, so dass der Siliziumcarbidgehalt auf 50 Gew.-% festgelegt wurde. Die Mischung wurde dann mit einem Kneter für 1 Stunde auf dieselbe Art und Weise, wie bei dem obigen Beispiel homogenisiert. Somit erhielt man ein Aluminium/Siliziumcarbid-Ausgangspulver. Das erhaltene Ausgangspulver wurde unter einem Druck von 7 t/cm2 verdichtet. Die daraus resultierenden Presskörper wurden für 2 Stunden bei 700°C in einer Stickstoffatmosphäre mit einer Stickstoffkonzentration von 99 Vol.-% oder höher gesintert. Als ein Ergebnis dessen, erhielt man A-luminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierungs-Sinterformteile, welche die ursprüngliche flache, plattenartige Form der verdichteten Probestücke beibehielten.
  • Eine der erhaltenen Legierungen wurde mit einer alkalischen Lösung für 1 Minute behandelt, um das Aluminium zu ätzen. Die erhaltene Oberfläche wurde Zinkatumwandlung und dann stromlosem Galvanisieren, um eine 100 μm-Kupferschicht abzulagern, unterworfen. Danach wurde die galvanisierte Legierung auf jeder Seite mit einer Überdeckung poliert, um eine Oberflächenschicht in einer Dicke von 50 μm zu beseitigen. Die Oberflächenrauheit, Rmax, der galvanisierten Legierung vor dem Polieren war 60 μm, welche auf 2 μm durch das Polieren verringert wurde. Eine 5 μm Ni-P-Schicht wurde darüber hinaus durch stromloses Galvanisieren abgelagert. Somit erhielt man Probe 38.
  • Eine weitere Legierung wurde mit einer alkalischen Lösung für 1 Minute behandelt, um das Aluminium zu ätzen. Die resultierende Oberfläche wurde Zinkatumwandlung und dann stromlosem Galvanisieren unterworfen, um eine 100 μm Ni-P-Schicht abzulagern. Danach wurde die galvanisierte Legierung auf jeder Seite mit einer Überdeckung poliert um eine Oberflächenschicht in einer Dicke von 50 μm zu beseitigen. Die Oberflächenrauheit, Rmax, der galvanisierten Legierung vor dem Polieren war 60 μm, welche nur auf 30 μm durch das Polieren verringert wurde. Eine 5 μm Ni-P-Schicht wurde darüber hinaus darauf durch stromloses Galvanisieren abgeleitet. Somit erhielt man Probe 39.
  • Die obigen erhaltenen Probestücke wurden dem PCT unterworfen, um die Korrosionsbeständigkeit auszuwerten. Bei dem PCT wurde die Erscheinung von jedem Probestück nach einer 100-stündigen Behandlung unter Teil-Sättigungsbedingungen von 121 °C, 100 % RH und 2 atm ausgewertet. Außerdem wurde ein Lötflusstest, wie folgt durch Verwendung einer eutektischen Lötmittelvorform mit Dimensionen den 10 mm × 10 mm × 0,2 mm (Dicke) durchgeführt. Die Vorform wurde auf eine Probe gelegt und in einem Lötmittelrückfluss für 1 Minute bei 215°C platziert und der Fließzustand des Lötmittels wurde dann ausgewertet. Die erhaltenen Ergebnisse sind in der Tabelle 7 angezeigt.
  • Die mit Kupfer galvanisierte Probe 38 durchlief keine Erscheinungsänderungen durch den PCT und war auch in Bezug auf den Lötfluss zufriedenstellend. Probe 39, welche nur Ni-P-Galvanisieren unterzogen wurde, hatte nach dem PCT Fleckenerscheinungen. Bei dem Lötflusstest konnte ein Teil des Lötmittels nicht auf dieser Probe fließen. Tabelle 7
    Figure 00430001
  • Beispiel 8
  • Ein Aluminiumpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 25 μm wurde mit einem Siliziumcarbidpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 35 μm unter solch einem Verhältnis vermischt, so dass ein Siliziumcarbidgehalt von 50 Gew.-% erzielt wurde. Die Mischung wurde mit einem Kneter für 1 Stunde auf dieselbe Art und Weise, wie in den obigen Beispielen homogenisiert. Somit erhielt man ein Aluminium/Siliziumcarbid-Ausgangspulver. Das erhaltene Ausgangspulver wurde unter einem Druck von 7 t/cm2 verdichtet. Die erhaltenen Presskörper wurden für 2 Stunden bei 700°C in einer Stickstoffatmosphäre mit einer Stickstoffkonzentration von 99 Vol.-% oder höher gesintert. Als ein Ergebnis dessen erhielt man Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierungs-Sintertormteile, welche die ursprüngliche Form der verdichteten Probestücke beibehielten.
  • Die erhaltene Legierung wurde mit einer alkalischen Lösung für 1 Minute behandelt, um das Aluminium zu ätzen. Die resultierende Oberfläche wurde Zinkatumwandlung und dann Galvanisieren mit Zinn bei einer Dicke von 50 μm unterworfen. Die galvanisierte Legierung wurde in einem Infrarotofen für 10 Minuten bei 250°C erwärmt, wobei die Zinnablagerung schmolz und in die Vertiefungen der Al-SiC-Oberfläche einströmte. Die Oberflächenrauheit, Rmax, der galvanisierten Legierung vor dem Erwärmen war 60 μm, welche auf 5 μm durch Erwärmen reduziert wurde. Eine 5 μm Ni-P-Schicht wurde darüber hinaus darauf durch stromloses Galvanisieren abgelagert. Somit erhielt man die Probe.
  • Die oben erhaltenen Probestücke wurden dem PCT unterworten, um die Korrosionsbeständigkeit auszuwerten. Bei dem PCT wurde die Erscheinung der Probestücke nach 100-stündiger Behandlung unter Teil-Sättigungsbedingungen von 121 °C, 100 % RH und 2 atm geprüft. Außerdem wurde ein Lötflusstest, wie folgt, unter Verwendung einer eutektischen Lötmittel-Vorform durchgeführt, welche die Dimensionen 10 mm × 10 mm × 0,2 mm (Dicke) hat. Die Vorform wurde auf die Probe gelegt und dann in einem Lötmittelrückfluss für 1 Minute bei 250°C platziert und der Fließzustand des Lötmittels wurde geprüft. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 8 angezeigt.
  • Diese Probe durchlief keine Erscheinungsänderung durch den PCT und war auch in Bezug auf den Lötmittelfluss zufriedenstellend. Tabelle 8
    Figure 00440001
  • Beispiel 9
  • Ein Aluminiumpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 25 μm wurde mit einem Siliziumcarbidpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 35 μm unter solch einem Verhältnis vermischt, so dass ein Siliziumcarbidgehalt von 50 Gew.-% eingestellt wurde. Die Mischung wurde mit einem Kneter für 1 Stunde auf dieselbe Art und Weise, wie in dem obigen Beispiel 5 homogenisiert. Somit erhielt man ein Aluminium/Siliziumcarbid-Ausgangspulver. Das erhaltene Ausgangspulver wurde unter einem Druck von 7 t/cm2 verdichtet. Die resultierenden Presskörper wurden für 2 Stunden bei 700°C in einer Stickstoffatmosphäre mit einer Stickstoffkonzentration von 99 Vol.-% oder höher gesintert. Als ein Ergebnis dessen, erhielt man Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierungs-Sinterformteile, welche die ursprüngliche Form der verdichteten Probestücke beibehielten.
  • Die Oberfläche der erhaltenen Legierung wurde mit einem Epoxidharz durch Schablonendruck auf eine Dicke von 100 μm beschichtet. Das Epoxidharz enthielt 70 Gew.-% Kupferfüllmittel mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 5 μm. Nach dem Schablonendruck wurde die Legierung für 1 Stunden bei 180°C in einer Stickstoffatmosphäre erwärmt, um das Harz auszuhärten. Eine weitere Probe wurde auch durch Tauch-Beschichtung mit demselben Typ von Epoxidharz, der kein Füllmittel enthielt, in einer Dicke von 10 μm angefertigt. Diese Probe wurde auch auf dieselbe Art und Weise wie oben beschrieben erwärmt, um das Harz auszuhärten. Danach wurden die beschichteten Legierungsproben an jeder Seite mit einer Überdeckung poliert, um eine Oberflächenschicht in einer Dicke von 50 μm zu beseitigen. Die Oberflächenrauheit, Rmax, der Legierungsproben vor der Anlegung des Epoxidharzes waren beide 60 μm, welche sich auf 2 μm durch das Beschichten und das Polieren reduzierte. Die polierten Oberflächen wurden einer Bleiumwandlung unterzogen und eine 5 μm-Ni-P-Schicht wurde darüber hinaus durch stromloses Galvanisieren darauf abgelagert. Somit erhielt man zwei Typen von Proben.
  • Diese erhaltenen Probestücke wurden dem PCT unterworfen, um die Korrosionsbeständigkeit auszuwerten. Bei dem PCT wird die Erscheinung von jedem Probestück nach 100-stündiger Behandlung unter Teil-Sättigungsbedingungen von 121 °C, 100 % RH und 2 atm ausgewertet. Außerdem wurde ein Lötflusstest, wie folgt, durch Verwendung einer eutektischen Löt-Vorform mit den Dimensionen 10 mm × 10 mm × 0,2 mm (Dicke) durchgeführt. Die Vorform wurde auf eine Probe gestellt und in einem Lötmittelfluss für 1 Minute bei 215°C platziert und der Flusszustand des Lötmittels wurde dann ausgewertet. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 9 angegeben.
  • Die Proben durchliefen keinen Erscheinungsänderungen durch den PCT und waren auch hinsichtlich des Lötflusses zufriedenstellend. Tabelle 9
    Figure 00460001
  • Beispiel 10
  • Ein Aluminiumpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 40 μm wurde mit einem Siliziumcarbidpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 35 μm unter solch einem Verhältnis vermischt, so dass ein Siliziumcarbidgehalt von 50 Gew.-% erzielt wurde. Die Mischung wurde mit einem Kneter für 1 Stunde auf dieselbe Art und Weise, wie in dem obigen Beispiel 5 homogenisiert. Somit erhielt man ein Aluminium/Siliziumcarbid-Ausgangspulver. Das erhaltene Ausgangspulver wurde unter einem Druck von 7 t/cm2 verdichtet. Die resultierenden Presskörper wurden für 2 Stunden bei 700°C in einer Stickstoffatmosphäre mit einer Stickstoffkonzentration von 99 Gew.-% oder höher gesintert. Als ein Ergebnis dessen erhielt man Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierungs-Sinterformteile, welche die ursprüngliche Form der verdichteten Probestücke beibehielten. Die Dimensionen von jedem Sinterformteil sind 40 mm × 40 mm × 2 mm (Dicke).
  • Diese Probe wurde mit einer alkalischen Lösung für 1 Minute behandelt, um das Aluminium zu ätzen, und die resultierende Oberfläche wurde einer Zinkatumwandlung unterzogen. Ungefähr zehn Stücke der behandelten Proben wurden in einem Behälter (jig) zur Trommelgalvanisierung positioniert und dieser Behälter wurde in ein stromloses Kupfergalvanikbad eingeführt. Zehn Kupfersphären mit irgendeinem der Partikeldurchmesser, erstreckend von 0,05 bis 15 mm, wurden gleichzeitig in dem Behälter zur Trommelgalvanisierung platziert. Trommelgalvanisierung wurde für 1 Stunde in dem Behälter in diesem Zustand durchgeführt. Eine 5 μm-Ni-P-Schicht wurde dann durch stromloses Galvanisieren abgelagert.
  • Die oben erhaltenen Probestücke wurden dem PCT unterworfen, um die Korrosionsbeständigkeit auszuwerten. In dem PCT wurde die Erscheinung von jedem Probestück nach 100-stündiger Behandlung unter Teil-Sättigungsbedingungen von 121 °C, 100 % RH und 2 atm ausgewertet.
  • Die durch Trommelgalvanisierung unter Nutzung der Kupfersphären, mit Durchmessern erstreckend teilweise von 0,1 bis 10 mm, erhaltenen Proben 41, 42, 43 hatten eine zufriedenstellende Erscheinung sowohl in dem Ausgangszustand, als auch nach dem PCT. Die durch Nutzung der Kupfersphären mit einem Partikeldurchmesser von 0,05 mm erhaltene Probe 40 erhielten aufgrund des PCT Flecken. Durch Nutzung der Kupfersphären mit einem Partikeldurchmesser von 15 mm hatte die erhaltene Probe 44 mehrere Kollisionsmarken in dem Ausgangszustand. Tabelle 10
    Figure 00470001
  • Trommelgalvanisierung wurde für 30 Minuten auf dieselbe Art und Weise, wie oben beschrieben durchgeführt, außer dass die oben benutzten Kupfersphären mit einem Partikeldurchmesser von 1 mm, mit Kupferpartikeln mit einer Mantelfläche von zweimal der dieser Kupferpartikeln ersetzt wurden. Eine 5 μm-Ni-P-Schicht wurde dann durch stromloses Galvanisieren abgelagert. Als Ergebnis erhielt man Probe 45. Für den Zweck, um diese vergleichen zu können, wurde 30-minütige Trommelgalvanisierung unter Verwendung der Kupfersphären mit einem Partikeldurchmesser von 1 mm durchgeführt und eine 5 μm-Ni-P-Schicht wurde durch stromloses Galvanisieren abgelagert, um Vergleichsbeispiel 46 zu erzeugen.
  • Die oben erhaltenen Probestücke wurden dem PCT unterworfen, um die Korrosionsbeständigkeit auszuwerten. Bei dem PCT wurde die Erscheinung von jedem Probestück nach einer 100-stündigen Behandlung unter Teil-Sättigungsbedingungen von 121 °C, 100 % RH und 2 atm untersucht. Die durch Nutzung der Kupferpartikel mit einer zweifachen Mantelfläche erhaltene Probe 45 hatte sowohl im Ausgangszustand, als auch nach dem PCT eine zufriedenstellende Erscheinung. Die Probe 46, erhalten durch Nutzung der Kupfersphären mit einer kleineren Mantelfläche, wurde durch den PCT befleckt. Die Proben 47, 48, wurden für 1 oder 2 Stunden durch Trommelgalvanisierung, unter Verwendung der Kupfersphären mit einem Durchmesser von 1 mm, anstatt der Kupfersphären erhalten. Tabelle 11
    Figure 00480001
  • Die erhaltenen Probestücke wurden dem PCT unterworfen, um die Korrosionsbeständigkeit auszuwerten. Bei dem PCT wurde die Erscheinung von jedem Probestück nach einer 100-stündigen Behandlung unter den Teil-Sättigungsbedingungen von 121 °C, 100 RH und 2 atm untersucht.
  • Die Probe 47, erhalten durch 1-stündige Trommelgalvanisierung, erhielt durch den PCT Flecken. Die Probe 48, erhalten durch 2-stündige Trommelgalvanisierung, hatte mehrere Kollisionsmarkierungen in dem Ausgangszustand und erhielt durch den PCT Flecken.
  • Beispiel 11
  • Ein Aluminiumpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 25 μm wurde in unterschiedlichen Verhältnissen mit einem Siliziumcarbidpulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 35 μm vermischt, um Pulverproben 49 bis 55 aufzubereiten, die jeweils einen Siliziumcarbidgehalt von 10 %, 20 %, 30 %, 40 %, 60 und 70 Gew.-%, wie in Tabelle 12 angezeigt, aufweisen. Diese Pulverproben wurden mit einem Kneter für 1 Stunde jeweils homogenisiert, um ein Aluminium/Siliziumcarbid-Ausgangspulver zu erhalten.
  • Die erhaltenen Ausgangspulver wurden unter einem Druck von 7 t/cm2 verdichtet, um Probestücke mit den Dimensionen von 100 mm × 25 mm × 2 mm (Dicke) zu erhalten. Diese Presskörper wurden für 2 Stunden bei 700°C in einer Stickstoffatmosphäre mit einer Stickstoffkonzentration von 99 Vol.-% oder mehr gesintert. Als ein Ergebnis dessen, erhielt man Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierungs-Sinterformteile, welche die ursprüngliche Form der verdichteten Probestücke beibehielten.
  • Ein Abschnitt von jedem erhaltenen Sinterformteil wurde mittels einem SEM (Rasterelektronenmikroskop) untersucht, um die Tiefe der Löcher zu messen. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 12 angezeigt. Die Oberflächenrauheit von jedem Sinterformteil wurde mittels einem Oberflächenrauheitsprüfgerät gemessen. Bei jedem Sinterformteil hat man herausgestellt, dass Rmax fast direkt proportional zu der Tiefe der Löcher innerhalb des Bereichs von 0,1 bis 20 μm ist.
  • Eine Seite von jedem erhaltenen Sinterformteil wurde Aluminiumbedampfen wie folgt unterworfen. Das Al-SiC-Sinterteil wurde in einer Vakuum-Kammer zum Bedampfen positioniert. Nachdem die Kammer auf ein Vakuum von 10-5 Torr oder weniger entleert wurde, wurde Aufdampfen unter Nutzung von Aluminium mit einer Reinheit von 99,9 Gew.-% oder höher, als eine Dampfquelle durchgeführt. Während der Bedampfung war der Vakuumgrad von 10-3 bis 10-5 Torr und die Temperatur der Al-SiC-Oberfläche betrug 100 bis 200°C.
  • Die Dicke des auf jedem Al-SiC-Sinterformteil abgelagerten Aluminiumfilms und der Kristallkorndurchmesser davon, sind in Tabelle 12 angegeben. Die Dicke der nativen Oxidschicht auf dem Aluminiumfilm wurde durch Mikro-Auger-Elektrospektroskopie gemessen. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 12 angezeigt.
  • Die somit erzeugten Proben, wurden auf ihre Harzhaftfestigkeit gemäß JIS K 6850 wie folgt ausgewertet. Ein flüssiges Epoxidharz, enthaltend 70 Gew.-% eines Silberfüllstoffs wurde auf einem Probestück unter einer Harzdicke von 25 μm angelegt. Dieses Probestück wurde auf einem weitern Al-SiC-Probestück auf die Art und Weise, wie in 11 gezeigt, platziert. Die resultierende Struktur wurde für 1 Stunde bei 180°C, um das Harz auszuhärten, erwärmt und dann für 24 Stunden bei 150°C getrocknet.
  • Die gemäß JIS K 6850 erhaltenen Probestücke, wurden auf ihre Haftfestigkeit nach dem Trocknen und nach jedem der Temperaturbeanspruchungsteste PCT (pressure cooker test) und HAST (highly accelerated stress test) geprüft. In dem Temperaturbeanspruchungstest wurde die Festigkeit nach 100 Zyklen gemessen, jeder bestehend aus 30-minütiger Exponierung einer 150°C-Atmosphäre und aus 30-minütiger Exponierung einer –65°C-Atmosphäre. Bei dem PCT wurde die Festigkeit nach 100-stündigem Behandeln unter Teil-Sättigungsbedingungen von 121 °C, 100 % RH und 2 atm gemessen. Bei dem HAST wurde die Festigkeit nach einer 100-stündiger Behandlung unter den Bedingungen 125°C, 85 % RH und 2 atm gemessen. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 12 angegeben. Die Messung der Haftfestigkeit wurde mit einem Präzisionsuniversal-Prüfgerät (Autograph) durchgeführt. Ein Probestück, an welchem zwei Testsubstrate A gebondet sind, wurde durch die Halte-Bereiche mit Griffen des Prüfgeräts gehalten. Das Probestück wurde unter einer Rate von 50 mm/min. gezogen, während darauf geachtet wurde, dass die Hauptachse des Probestücks und die Mittellinie der Griffe auf derselben geraden Linie gehalten wurden. Die Maximallast zu dem Zeitpunkt, in welchem das Probestück zerbrach, wurde aufgenommen und dieser Wert wurde durch die Fläche des Harzverbindungsbereichs des Probestücks geteilt. Dieser Quotient wurde als die Haftfestigkeit angenommen. Das Zerbrechen des Probestücks traf in dem Harzverbindungsbereich ein.
  • Die Ergebnisse zeigen, dass alle Proben zufriedenstellende Haftfestigkeit von 0,5 (kgf/mm2) oder höher sowohl im Ausgangszustand, als auch nach dem Zuverlässigkeitstesten beibehielten.
  • Um einen Vergleich ausführen zu können, wurde die Zugfestigkeit von nur dem Harz, welches zum Bonden benutzt wurde, wie folgt gemessen. Das flüssige Harz wurde in Bleche geformt, für 1 Stunde bei 180°C ausgehärtet und dann für 24 Stunden bei 150°C getrocknet. Die Festigkeit davon nach dem Trocknen war 2 kgf/mm2. Die Festigkeit davon nach 100 thermischen Zyklen war 1,6 kgf/mm2, die nach 100-stündigem PCT war 1,2 kgf/mm2 und die nach 100-stündigem HAST war 1,3 kgf/mm2. Die Festigkeit des ausgehärteten Harzes nach 1000 thermischen Zyklen war 1,0 kgf/mm2, die nach 300-stündigem PCT war 0,7 kgf/mm2 und die nach dem 300-stündigem HAST war 0,9 kgf/mm2. Es wird darauf hingewiesen, dass die grundsätzlich erforderliche Harzhaftfestigkeit die Festigkeit zum Zeitpunkt von Bonding mit einem Harz ist. Allgemein gesehen sind, Haftfestigkeiten von nicht weniger als 0,5 kgf/mm2 in Form von Scherfestigkeit ausreichend. Was außer den obigen auch wichtig ist, ist die Scherfestigkeit in dem Ausgangszustand bei einem Temperaturbelastungstest, PCT und HAST, z. B. nach 100 initialen thermischen Zyklen, oder nach den ersten 100 Stunden bei einem PCT oder HAST. Bei solchen Anfangsstadien in diesen Tests sind Schertestigkeiten von nicht weniger als 0,5 kgf/mm2 ausreichend. Substrate, welche die Anforderung, betreffend Scherfestigkeit in diesem Zustand erfüllen, sind generell für Langzeitanwendungen standhaft.
  • Bei manchen Anwendungen sollten die Substrate jedoch ein Erfordernis erfüllen, betreffend Scherfestigkeit nach 1000 thermischen Zyklen oder nach 300 Stunden in einem PCT oder HAST. Da sich das haftende Harz an sich verschlechtert hat, ist das Scherfestigkeitsniveau, welches bei solch einem Zustand verlangt wird, geringer als das obige Niveau und ist normalerweise höher als 0,3 kgf/mm2.
  • Zusammenfassend, die Eigenschaften erforderlich für ein Substrat zum Aufbauen eines Halbleiter-Bauelementes sind Ausgangsharzhaftfestigkeit und Haftfestigkeit bei den Anfangsstadien in einem Temperaturbelastungstest, PCT und HAST. Es ist jedoch wün schenswert, dass das Scherfestigkeitserfordernis auch nach 1000 thermischen Zyklen oder nach 300 Stunden in einem PCT- oder HAST-Test erfüllt ist.
  • Figure 00530001
  • Vergleichsbeispiel 1 (Kristallkorndurchmesser unterhalb 0,1 mm)
  • Al-SiC-Sinterteile wurden auf dieselbe Art und Weise, wie in Beispiel 11 hergestellt. Ein Aluminiumfilm wurde durch Aufdampfen auf dieselbe Art und Weise, wie in Beispiel 11 geformt, außer dass der Vakuumgrad für das Bedampfen auf 10-2 bis 10-3 Torr geändert wurde. Die Harzhaftfestigkeit von jeder von oben erhaltenen Probe 49'-55', wie oben erhalten, wurde gemäß JIS K 6850 unter Nutzung des gleichen Harzes, wie in Beispiel 11 gemessen. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 13 angezeigt.
  • Die Durchmesser der geformten Kristallkörner sind von 0,04 bis 0,05 μm. Nach Zuverlässigkeitstests hatten alle Proben eine Harzhaftfestigkeit, ausreichend für praktische Nutzung. Insbesondere, die Haftfestigkeit davon war 0,5 (kgf/mm2 ) oder höher nach den Zuverlässigkeitstests, enthaltend 300 Stunden in dem PCT und HAST.
  • Figure 00550001
  • Beispiel 12 (Einfluss von Kristallkorndurchmesser)
  • Al-SiC-Sintertormteile mit einem SiC-Gehalt von 50 Gew.-% wurden auf dieselbe Art und Weise, wie in Beispiel 11 hergestellt. Beim Herstellen der Sinterformteile wurde die Sauerstoffatmosphäre zum Sintern derart kontrolliert, so dass eine Lochtiefe von 10 μm erzielt wurde, um somit das Kontrollieren von Vakuum während Aluminium-Aufdampfen zu erleichtern. Beim Aluminiumfilm-Aufdampfen wurde der Vakuumgrad in dem Bereich von 10-2 bis 10-6 Torr variiert, um Aluminiumfilme zu erzeugen, die sich in ihren Kristallkorndurchmessern unterscheiden. Abgesehen von den obigen wurde ein Aluminiumfilm auf jedem Sintertormteil auf dieselbe Art und Weise, wie im Beispiel 11 geformt. Die Harzhaftfestigkeit von jeder Probe wurde gemäß JIS K 6850 unter Nutzung des gleichen Harzes, wie in Beispiel 11 gemessen. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 14 angegeben. Die Ergebnisse zeigen, dass die Proben mit einem Kristallkorndurchmesser in dem Bereich von 0,1 bis 10 μm eine ausreichende Harzhaftfestigkeit von 0,5 (kgf/mm2) oder höher auch nach den Zuverlässigkeitstests beibehielten. Jedoch verschlechterten sich die Proben mit einem Kristallkorndurchmesser außerhalb des Bereichs in Bezug auf Harzhaftfestigkeit während der Zuverlässigkeitstests. Insbesondere hatten diese Vergleichsproben eine Haftfestigkeit unterhalb 0,5 (kgf/mm2) nach dem PCT und HAST, und waren nicht in der Lage, eine ausreichende Haftfestigkeit beizubehalten.
  • Figure 00570001
  • Beispiel 13
  • Al-SiC-Sinterformteile mit einem SiC-Gehalt von 50 Gew.-% wurden auf dieselbe Art und Weise, wie in Beispiel 11 hergestellt. Beim Herstellen der Sinterformteile wurde der Sauerstoffgehalt zum Sintern derart kontrolliert, um eine Lochtiefe von 10 μm zu erhalten. Danach wurde Bestrahlen durchgeführt, um Löcher mit einer Tiefe, wie in Tabelle 15 angegeben, zu erzeugen. Ein Aluminiumfilm wurde auf jedem Sinterformteil auf dieselbe Art und Weise wie in Beispiel 11 geformt. Jedoch war es betreffend der Probe mit einer Lochtiefe von 200 μm oder mehr, unmöglich ein Vakuum von 10-3 bis 10-5 Torr während der Filmbildung, aufgrund der Gasdiffusion von den Löchern des Al-SiC-Substrats in das Vakuumsystem beizubehalten, so dass ein Vakuum von 10-2 bis 10-3 Torr genutzt wurde.
  • Die Harzhaftfestigkeit von jeder Probe wurde gemäß JIS K 6850 unter Verwendung des gleichen Harzes, wie in Beispiel 11 gemessen. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 15 angegeben. Die Ergebnisse zeigen, dass die Proben mit einer Lochtiefe von nicht mehr als 100 μm eine ausreichende Harzhaftfestigkeit von 0,5 (kgf/mm2) oder höher auch nach den Zuverlässigkeitstests beibehielten. Die Probe mit einer Lochtiefe überschreitend 100 μm hatte sich jedoch in Bezug auf Harzhaftfestigkeit während der Langzeit (300 Stunden)-Zuverlässigkeitstests erheblich verschlechtert. Insbesondere war ihre Haftfestigkeit nicht höher als 0,3 (kgf/mm2) nach dem PCT und HAST; diese Probe war nicht in der Lage, das wünschenswerteste Zuverlässigkeitsniveau zu erreichen, obwohl das erforderliche Zuverlässigkeitsniveau nach den anfänglichen Zuverlässigkeitstests erfüllt wurde und in der Lage war, normalen praktischen Nutzungen standzuhalten.
  • Figure 00590001
  • Beispiel 14
  • Al-SiC-Sinterformteile mit einem SiC-Gehalt von 50 Gew.-% wurden auf dieselbe Art und Weise, wie in Beispiel 11 hergestellt. Beim Herstellen der Sinterformteile wurde die Sauerstoffatmosphäre beim Sintern derart kontrolliert, so dass eine Lochtiefe von 10 μm erreicht wurde. Danach wurde Bestrahlen zum Formen von Löchern mit den in Tabelle 16 angegebenen Tiefen durchgeführt. Andererseits wurde Polieren zum Formen von Löchern mit den in Tabelle 16 angegebenen Tiefen durchgeführt. Die Werfe von Rmax, bestimmt mit einem Oberflächenrauheitsprüfgerät, sind ebenfalls in Tabelle 16 angegeben. Ein Aluminiumfilm wurde auf jedem Sinterformteil auf dieselbe Art und Weise, wie in Beispiel 11 geformt. Die Harzhaftfestigkeit von jeder Probe wurde gemäß JIS K 6850 unter Nutzung des gleichen Harzes, wie in Beispiel 11 gemessen.
  • Die erhaltenen Ergebnisse zeigen Folgendes. Die Probe mit einem Kristallkorndurchmesser von 1,0 mm, aber mit einer Rmax weniger als 0,1 μm hat sich in Bezug auf Harzhaftfestigkeit durch die Zuverlässigkeitstests wesentlich verschlechtert. Insbesondere hatte diese Probe nach den Langzeitlauf (300 Stunden)-PCT und -HAST eine Haftfestigkeit von nicht höher als 0,3 (kgf/mm2) und war nicht in der Lage, eine ausreichende Haftfestigkeit beizubehalten, obwohl die Harzhaftfestigkeit davon in den Anfangsstadien von dem PCT und HAST (bis zu 100 Stunden) nicht weniger als 0,5 kgf/mm2 waren, diese Werte sind für praktische Nutzungen genügend. Andererseits hat sich die Probe mit einem Kristallkorndurchmesser von 0,1 μm, aber mit einem Rmax höher als 20 μm auch wesentlich in ihrer Harzhaftfestigkeit verschlechtert, und insbesondere hat sie durch den Langzeit-PCT und -HAST letztendlich eine Haftfestigkeit von nicht höher als 0,3 (kgf/mm2) erhalten, obwohl die Haftfestigkeit davon für praktische Nutzung genügend ist. Diese zwei Proben waren nicht in der Lage, die am meist bevorzugten Zuverlässigkeitsniveaus zu erreichen.
  • Figure 00610001
  • Vergleichsbeispiel 2 (Einfluss der Dicke von dem nativen Oxidfilm auf Aluminiumfilm)
  • Al-SiC-Sinterformteile mit einem SiC-Gehalt von 50 Gew.-% wurden auf dieselbe Art und Weise, wie in Beispiel 11 hergestellt. Ein Aluminiumfilm mit 2 μm Dicke wurde auf jedem Sinterformteil auf dieselbe Art und Weise, wie in Beispiel 11 geformt. Löcher mit einer Tiefe von 60 μm wurden auf einer Oberfläche der Sinterformteile geformt. Der Durchmesser der geformten Kristallkörner war 1,0 μm. Danach wurden die Sinterformteile bei 300°C in der Luft mit einem Ofen erwärmt, um einen Oxidfilm mit einer Dicke von 1500 Å auf dem Aluminiumfilm zu formen. Die Harzhaftfestigkeit der Probe wurde gemäß JIS K 6850 unter Nutzung desselben Harzes, wie in Beispiel 11 gemessen. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 16 unter Nr. 71 angegeben.
  • Probe 71 hat sich in ihrer Harzhaftfestigkeit durch die Zuverlässigkeitstests erheblich verschlechtert. Insbesondere war ihre Haftfestigkeit nach dem PCT und HAST weniger als 0,5 (kgf/mm2) und die Probe 71 war nicht in der Lage, eine genügende Haftfestigkeit beizubehalten. Der Bruch des Probestücks traf an der Schnittstelle zwischen dem Aluminiumoxidfilm und dem Aluminiumfilm ein, im Gegensatz zu den Probestücken gemäß den anderen Beispielen, bei welchen der Bruch an einer Schnittstelle zwischen dem Harz und dem Aluminiumfilm eintraf.
  • Vergleichsbeispiel 3 (Einfluss der Alumite-Behandlung auf Aluminiumfilm)
  • Al-SiC-Sinterformteile mit einem SiC-Gehalt von 50 Gew.-% wurden auf dieselbe Art und Weise, wie in Beispiel 11 hergestellt. Ein Aluminiumfilm wurde auf jedem Sinterformteil auf dieselbe Art und Weise, wie in Beispiel 11 geformt. Danach wurde eine 500 A dicke Alumite-Schicht gebildet. Die Harzhaftfestigkeit der Probe wurde gemäß JIS K 6850 unter Verwendung des gleichen Harzes, wie in Beispiel 1 gemessen. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 16 unter Nr. 72 angegeben.
  • Die Ergebnisse zeigen, dass die Probe in der Lage war, zufriedenstellende Haftfestigkeiten von nicht weniger als 0,5 (kgf/mm2) sowohl in dem Anfangszustand, als auch nach den Zuverlässigkeitstests zu erzielen. Jedoch wurde die elektrische Leitfähigkeit des Al-SiCs aufgrund der Alumite-Behandlung gemindert.
  • Beispiel 15 (Einfluss der Filmdicke)
  • Al-SiC-Sinterformteile mit einem SiC-Anteil von 50 Gew.-% wurden auf dieselbe Art und Weise, wie in Beispiel 11 hergestellt. Ein Aluminiumfilm wurde auf den Sinterformteilen auf dieselbe Art und Weise, wie in Beispiel 11 in unterschiedlichen Dicken, wie in Tabelle 17 angezeigt, geformt. Die Harzhaftfestigkeit von jeder Probe wurde gemäß JIS K 6850 unter Nutzung des gleichen Harzes, wie in Beispiel 1 gemessen. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 17 angegeben. Die Ergebnisse zeigen Folgendes. Die Probe mit einer Aluminiumschichtdicke von weniger als 0,1 μm verschlechterte sich in Bezug auf die Harzhaftfestigkeit durch die Zufälligkeitstests wesentlich. Insbesondere waren ihre Haftfestigkeiten nach dem PCT und dem HAST weniger als 0,5 (kgf/mm2) und die Probe war nicht in der Lage, eine genügende Haftfestigkeit beizubehalten. Andererseits, die Probe mit einer Aluminiumfilmdicke von größer 100 μm hatte Harzhaftfestigkeiten nach 100-stündigen Behandlungen in den PCT und HAST von 0,5 kgf/mm2 oder höher, diese Werte sind für praktische Nutzung ausreichend. Diese Probe hat sich jedoch hinsichtlich Harzhaftfestigkeit insbesondere durch Langzeit (bis zu 300 Stunden)-PCT und -HAST verschlechtert, um letztendlich eine Haftfestigkeit von 0,3 (kgf/mm2) zu erhalten, und war nicht in der Lage, das am meisten bevorzugteste Zuverlässigkeitsniveau zu erzielen. Bei dieser Probe, welche eine Aluminiumschichtdicke von 100 μm oder mehr hat, traf das Zerbrechen des Probestücks innerhalb der Aluminiumschicht auf. Mehr als 10 Stunden sind erforderlich, um eine Aluminiumschichtdicke von größer als 100 μm durch Aufdampfen zu formen. Ferner, als eine weitere Probe, wurden die Sinterformteile mit einen Aluminiumfilm von 20 μm Dicke, wie in dem Beispiel 11 weiter geformt. In diesem Fall, ist mehr als 1 Stunde erforderlich, um die Aluminiumschichtdicke von 20 μm zu formen. Im Hinblick auf die Produktivität ist es ausreichend, die Aluminiumschichtdicke von 20 μm zu formen.
  • Figure 00640001
  • Beispiel 16 (Einfluss der Filmzusammensetzung)
  • Al-SiC-Sinterformteile mit einem SiC-Anteil von 50 Gew.-% wurden auf dieselbe Art und Weise, wie in Beispiel 11 hergestellt. Danach wurde ein Aluminiumfilm auf den Sinterformteile geformt, um Proben 78 bis 82 herzustellen, bei welchen Probe 78 einen Al-Mg-Legierungsfilm mit einem Aluminiumgehalt von 99 Gew.-% oder höher, Probe 79 einen Al-Mn-Legierungsfilm mit einem Aluminiumgehalt von 99 Gew.-% oder höher, Probe 80 einen Al-Si-Legierungsfilm mit einem Aluminiumgehalt von 99 Gew.-% oder höher, Probe 81 einen Al-Cu-Legierungsfilm mit einem Aluminiumgehalt von 99 Gew.-% oder höher und Probe 82 einen Al-Cu-Si-Legierungsfilm mit einem Aluminiumgehalt von 99 Gew.-% oder höher haben. Die Harzhaftfestigkeit von jeder Probe wurde gemäß JIS K 6850 unter Verwendung des gleichen Harzes, wie in Beispiel 11 gemessen. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 18 unter Nr. 78 bis 82 angezeigt. Diese Ergebnisse zeigen, dass diese Proben in der Lage waren, die erwünschten Haftfestigkeiten von nicht weniger als 0,5 (kgf/mm2) sowohl in der Anfangsphase, als auch nach den Zuverlässigkeitstests beizubehalten. Andererseits, Beispiele 83 bis 87 wurden durch Formen von Aluminium-basierenden Filmen mit unterschiedlichen Zusammensetzungen durch Aufdampfen auf Al-SiC-Sinterform-Substrate mit einem SiC-Anteil von 50 Gew.-%, hergestellt mit dergleichen Methode wie oben, angefertigt. Probe 83 hatte einen Al-Mg-Legierungsfilm mit einem Aluminiumgehalt von 90 Gew.-%; Probe 84 hatte einen Al-Mn-Legierungsfilm mit einem Aluminiumgehalt von 90 Gew.-%; Probe 85 hatte einen Al-Si-Legierungsfilm mit einem Aluminiumgehalt von 90 Gew.-%; Probe 86 hatte einen Al-Cu-Legierungsfilm mit einem Aluminiumgehalt von 90 Gew.-% und Probe 87 hatte einen Duralominfilm (duralmin film), enthaltend 94,5 Gew.-% Aluminium, 4 Gew.-% Kupfer, 0,5 Gew.-% Magnesium, 0,5 Gew.-% Mangan und 0,5 Gew.-% Fe und Si. Obwohl fünfzig Stücke für jede Probe angefertigt wurden, schwanken sie bezüglich der Filmzusammensetzung. Für jede Probe wurden die 10 Stücke, deren Zusammensetzung am nächsten zu der obig gezeigten Zusammensetzung kamen, ausgewählt und derselben Auswertung, wie die obigen unterworfen. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 18 unter Nr. 83 bis 87 angegeben. Die Ergebnisse zeigen, dass Proben 83 bis 87 in der Lage sind, Festigkeiten von nicht weniger als 0,5 kgf/mm2 beizubehalten, obwohl sie betreffend Haftfestigkeit nach den Langzeittests im Vergleich zu Proben 78 bis 82 minderwertiger sind, bei welchen die abgelagerten Filme einen Aluminiumgehalt von 99 Gew.-% oder höher hatten.
  • Figure 00660001
  • Beispiel 17 (Andere Verfahren zur Aluminium-Filmbildung)
  • Al-SiC-Sinterformteile mit einem SiC-Gehalt von 50 Gew.-% wurden auf dieselbe Art und Weise, wie in Beispiel 11 hergestellt. Danach wurde ein Aluminiumfilm auf diesen Sinterformteilen durch die folgenden Verfahren geformt, um Proben 88 bis 90 zu erzeugen. Das heißt, für Probe 88 wurde ein Aluminiumfilm durch Durchführung einer Feinverteilung von Aluminiumpartikeln in einer organischen Lösung durch Schablonendruck in einer Dicke von 50 mm und Sintern der Beschichtung für 1 Stunde bei 600°C in einer Stickstoffatmosphäre geformt. Betreffend Probe 89, wurde ein Aluminiumfilm durch Durchführen einer Feinverteilung von Aluminiumpartikeln in einer organischen Lösung durch Eintauchen in einer Dicke 50 μm und Sintern der Beschichtung für 1 Stunde bei 600°C in einer Stickstoffatmosphäre geformt. Betreffend Probe 90, wurde ein Aluminiumfilm durch Anlegen eines Aluminiumpulvers in einer Dicke von 50 μm durch thermisches spritzen unter Nutzung eines Edelgases und Sintern der Beschichtung für 1 Stunde bei 600°C in einer Stickstoffatmosphäre geformt. Die Harzhaftfestigkeit von jeder Probe wurde gemäß JIS K 6850 unter Nutzung des gleichen Harzes, wie in Beispiel 11 gemessen.
  • Der Durchmesser von Kristallkörnern, die Tiefe der Löcher und die Dicke eines nativen Oxidfilms für jede Probe sind in Tabelle 19 angegeben. Die Ergebnisse zeigen, dass Proben 88 bis 90 in der Lage sind, zufriedenstellende Haftfestigkeiten von nicht weniger als 0,5 (kgf/mm2) sowohl in dem Anfangszustand, als auch nach den Zuverlässigkeitstests beizubehalten.
  • Figure 00680001
  • Beispiel 18
  • Als Anwendungsbeispiele des Halbleiter-Substratmaterials der vorliegenden Erfindung, welches eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung umfasst, werden IC-Gehäuse, wie in 3 bis 10 gezeigt, nachfolgend erläutert.
  • Das IC-Gehäuse, wie in 3 veranschaulicht, benutzt eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung als ein Substrat 1. Das Substrat 1 wurde durch einen Prozess hergestellt, umfassend Formen eines Presskörpers mit einer vorbestimmten Form, Sintern des Presskörpers, Polieren der Oberfläche des resultierenden Legierungs-Sinterformteils und dann Galvanisieren der Oberfläche mit Nickel durch bekannte Mittel. Dieses Substrat 1 ist an einem Haupt-Gehäusekörper 2 mit einem hochwertigen wärmeleitfähigen Harz 3, z. B. ein Epoxidharz mit einer metallischen Füllung, gebondet.
  • Dieser Haupt-Gehäusekörper 2 hat einen Formanbringungsabschnitt 6 in der Mitte davon und ein Halbleiterchip 4 wurde an dem Abschnitt 6 mit einem Verbindungsmaterial (bonding material) 5, z. B. ein Harz, gebondet. Ein Ende eines Verbindungsdrahts 7 ist mit einem Polster des Halbleiterchips 4, montiert auf dem Formanbringungsteil 6, zum Herstellen einer elektrischen Verbindung des Halbleiterchips 4 mit einem äußeren Stromkreis verbunden. Das andere Ende des Drahts 7 wurde über eine leitfähige Schicht, geformt auf dem Haupt-Gehäusekörper 2, an die metallischen Bleistifte 8, befestigt an den Haupt-Gehäusekörper 2, verbunden, um diesen an einen äußeren Stromkreis anzuschließen. Nach dem Montieren des Halbleiterchips 4 wird eine Abdeckung 9 an dem Haupt-Gehäusekörper 2 befestigt.
  • Das in 4 veranschaulichte IC-Gehäuse unterscheidet sich von dem Gehäuse nach 3, in dem ein Halbleiterchip 4 direkt auf ein Substrat 1 mit einem Bondingmaterial, wie beispielsweise einem Lötmittel oder einem Harz, montiert worden ist. Die Oberfläche dieses Substrats 1 ist mit Ni-Au mittels einem bekannten Verfahren galvanisiert. Der Haupt-Gehäusekörper 2 hat eine Öffnung an seinem unteren Teil, entsprechend einem Formanbringungsabschnitt 6. Das Substrat 1 wurde an dem Körper 2 mit einem Bondingmaterial 5, z. B. einem Harz, gebondet, so dass die Öffnung mit dem Substrat 1 bedeckt ist und dass der Halbleiterchip 4, welcher direkt auf dem Substrat 1 montiert ist, in dem Formanbringungsabschnitt 6 aufgenommen ist.
  • Bei IC-Gehäusen, enthaltend ein Halbleiterchip 4, welcher direkt auf einem Substrat 1, wie oben beschrieben, montiert ist, ist das Substrat 1 nicht besonders eingeschränkt in seiner Form auf der Seite, auf welcher das Halbleiterchip 4 montiert ist. Zum Beispiel kann ein Substrat 1 mit einem hervorspringenden flachen Abschnitt, wie in 5 gezeigt, verwendet werden. In dem Gehäuse, wie in 5 veranschaulicht, sind die anderen Bestandteile die Gleichen wie in 3 und 4.
  • Das Material des Haupt-Gehäusekörpers 2 in 3 bis 5 ist nicht besonders eingeschränkt. Beispiele davon enthalten Keramikmaterialien, wie beispielsweise Aluminiumoxidkeramik-Mehrschichtsubstrate mit einem Aluminiumgehalt von ungefähr 90 %, welche zur Zeit generell benutzt werden, und niedrig-temperatur-gesintertes Glaskeramik-Mehrschichtsubstrat, enthaltend eine Glaskeramik und Erhalten durch Sintern bei ungefähr 1000°C, welche Hoch-Geschwindigkeitssignalverarbeitung bewältigen. Weitere Beispiele davon, enthalten Kunststoffmaterialien, wie beispielsweise Kunststoff-Multischichtsubstrate, umfassend ein Epoxid- oder Polyimidharz, welche günstig und für allgemeine Zwecke geeignet sind. Unter den Halbleiter-Substratmaterialien gemäß der vorliegenden Erfindung sind insbesondere diejenigen mit einer Wärmeleitfähigkeit von 180 W/m·K oder höher in der Lage, eine sehr hohe Wärmedissipationswirkung aufzuweisen, die in Verbindung mit Kunststoffgehäusekörpermaterialien benutzt werden, welche eine niedrige Wärmeleitfähigkeit haben und ein Problem, betreffend Wärmedissipation, wenn sie benutzt werden, wie sie sind, besitzen.
  • Es gibt auch IC-Gehäuse mit einer Struktur, bei welchen Lötbälle 10 statt metallische Bleistifte 8 an einem Haupt-Gehäusekörper 2 zur Verbindung an einen äußeren Stromkreis, wie in 6 und 7 gezeigt, vorhanden sind. Diese IC-Gehäuse verwenden als ein Substrat 1 eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung mit einer vorbestimmten Form, dessen Oberfläche mit Nickel durch bekannte Mittel galvanisiert ist. Dieses Substrat 1 hat einen daran gebondeten Halbleiterchip 4, mittels einem Bondingmaterial 5, wie beispielsweise haftfähiges Harz.
  • Bei dem IC-Gehäuse, wie in 6 veranschaulicht, hat der Haupt-Gehäusekörper 2 einen Polyimidkleber 11, der eine Kupferfolienschaltkreis-Verdrahtung 12 trägt. Der Körper 2 hat in der Mitte davon, einen darauf montierten Halbleiterchip 4, der durch TAB (tape automated bonding) montiert ist. Außerdem ist ein Stützring 13 an dem Haupt-Gehäusekörper 2 zum Verstärken desselben gebondet. Andererseits umfasst das in 7 veranschaulichte IC-Gehäuse ein an einem Substrat 1 gebondeten Halbleiterchip 4 und ein Wiring-Substrat 14 mit Lötbällen 10 zur Verbindung an einem äußeren Stromkreis. Der Halbleiterchip 4 wurde durch Flip-Chip-Bonding auf dem Substrat 14 mittels Lötbällen 10 montiert, welche auf dem Polster des Halbleiterchips 4 geformt sind. Die Seiten dieser Struktur sind mit einem Harz 15 versiegelt, um das Halbleiterchip 4 zu schützen. Verfahren zum Montieren des Halbleiterchips 4 in dem IC-Gehäuse, wie in 6 und 7 veranschaulicht, sind nicht auf die obigen beschränkt. Außerdem, die Form des Substrats 1 ist nicht auf eine flache Platte beschränkt, und ein Substrat in Form von z. B. einer Kappe, wie in 8 gezeigt, kann verwendet werden.
  • Das IC-Gehäuse, wie in 9 veranschaulicht, ist von einem Harzformtyp (resin mold type). Bei diesem Gehäuse ist ein Substrat 1 mit einer vorbestimmten Form an einem Führungsrahmen 16 mittels einem isolierenden Film 17 gebondet. Dieses Substrat 1 umfasst eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung, dessen Oberfläche mit Ni-Au durch bekannte Mittel galvanisiert ist. Ein Halbleiterchip 4 ist an dem Substrat 1 mittels eines Bondingmaterials 5, z. B. einer Silbermasse, gebondet. Der Führungsrahmen 16 ist mit dem Bondingpolster des Halbleiterchips 4 durch einen Bondingsdraht 7 verbunden. Der angeschlossene Halbleiterchip 4 ist mit einem Harz 18, zusammen mit dem Bondingwire 7 durch Pressspritzformen eingebettet.
  • Bei den IC-Gehäusen, wie in 3 bis 10 veranschaulicht, können Aluminiumrippen, welche generell eine anodisierte Oberfläche aufweisen, mit dem Substrat 1, umfassend eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung gebondet werden, um die Wärmedissipationseigenschaften zu verbessern. Zum Beispiel, in dem Fall eines IC-Gehäuses des Typs gemäß 3 sind Aluminiumrippen 19 an dem Substrat 1 von diesem IC-Gehäuse durch ein Silikonharz 20 oder dergleichen, wie in 10 gezeigt, gebondet. Außerdem sind die IC-Gehäuse, wie in 3 bis 10, natürlich, bei IC-Gehäusen des MCM (multichip-mold)-Typs, enthaltend zwei oder mehrere Halbleiterchips anwendbar.
  • Das Halbleiter-Substratmaterial der vorliegenden Erfindung zur Nutzung als ein Substrat 1, wobei das Material eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung umfasst, hat eine geringe Differenz betreffend des thermischen Ausdehnungskoeffizienten mit Silizium zur Nutzung in Halbleiterchips und mit den Materialien von generell verwendeten Gehäus-Körpern. Demzufolge neigt das Halbleiter-Substratmaterial weniger dazu, von Wärmedehnung (thermal strain) zu leiden, die von einer Wärmespannung (thermal stress) bei Gehäuseherstellungsprozessen und IC-Montierungsprozessen verursacht wird. Da die Halbleiter-Substratmaterialien der vorliegenden Erfindung eine hohe Wärmeleitfähigkeit und hervorragende Wärmeabführungseigenschaften haben, kann es von IC-Gehäusen mit langer Betriebsdauer und hervorragender Zuverlässigkeit verwendet werden. Außerdem, da das Halbleiter-Substratmaterial leicht ist, wird vermutet, dass es wirksam ist, um die Form eines wieder geschmolzenen Lötmittels stabil beizubehalten, insbesondere bei Herstellung von Gehäusen mit Lötbällen zur Verbindung an einen äußeren Stromkreis.
  • Die jeweils in 3 bis 9 gezeigt IC-Gehäusen, die jeweils ein Substrat 1 haben, welches das Halbleiter-Substratmaterial der vorliegenden Erfindung umfasst und ein Halbleiterchip 4 enthält, wurden tatsächlich einem Temperaturbelastungstest (–60°C +150°C; 100 Zyklen) unterworfen. Als ein Ergebnis dessen, wurden keine ungewöhnlichen Betriebsbedingungen beobachtet. Es wurde folglich nachgewiesen, dass das Substrat weniger dazu neigt, unter Wärmedehnung zu leiden, welche von einer Wärmeanspannung verursacht wird.
  • Die vorliegende Erfindung kann durch ein einfaches Sinterverfahren ein Substratmaterial zum Afbauen eines Halbleiter-Bauelementes, umfassend eine homogene Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung mit einem Siliziumkarbidanteil von 10 bis 70 Gew.-%, insbesondere 35 bis 70 Gew.-% bereitstellen. Und das Material hat eine Wärmeleitfähigkeit von 100 W/m × K oder höher und einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von 20 × 10-6/°C oder weniger und ist leicht und kann sehr einfach geformt werden. Dieses Substratmaterial ist in unterschiedlichen IC-Gehäusen nützlich und ist insbesondere für Kunststoffgehäuse nützlich. Deshalb können wir komplex geformte Substrate in einer feinen und Near-Net-Shape formen. Zusätzlich, aufgrund ihrer hohen Wärmeleitfähigkeit und hervorragenden Wärmeabführeigenschaften, kann das Substratmaterial zur Herstel- lung eines IC-Gehäuses mit einer langen Betriebsdauer und hervorragender Zuverlässigkeit benutzt werden.

Claims (46)

  1. Ein Halbleiter-Substratmaterial aus einer Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung, wobei Aluminium oder Aluminiumlegierung eine kontinuierliche Metallstruktur bildet und Siliziumcarbidpartikel innerhalb der kontinuierlichen Metallstruktur homogen dispergiert sind und 10-70 Gew.-% des Verbunds umfassen, die Verbundlegierung enthält Aluminiumcarbid, ausgebildet an einer Schnittstelle zwischen Aluminium oder Aluminiumlegierung und Siliziumcarbid, dadurch gekennzeichnet, dass die Menge an Aluminiumcarbid weniger als 5 Gew.-% ist.
  2. Das Substratmaterial nach Anspruch 1, wobei die Fluktuation der Siliziumcarbidkonzentration in der Metallstruktur innerhalb 1 Gew.-% ist.
  3. Das Substratmaterial nach Anspruch 1, wobei das Substratmaterial eine Wärmeleitfähigkeit von 100 W/m × K oder höher, und einen thermischen Ausdehnungskoeffizient von 20 × 10-6/°C oder weniger aufweist.
  4. Das Substratmaterial nach Anspruch 1, wobei die körnigen Siliziumcarbidpartikel von 35 bis 70 Gew.-% dispergiert sind.
  5. Das Substratmaterial nach Anspruch 4, wobei das Substratmaterial eine Wärmeleitfähigkeit von 180 W/m × K oder höher hat.
  6. Das Substratmaterial nach Anspruch 1, wobei die Siliziumcarbid-Verbundlegierung eine Wärmeleitfähigkeit von 180 W/m × K oder höher aufweist.
  7. Das Substratmaterial nach Anspruch 1, wobei Aluminiumcarbid an der Schnittstelle zwischen dem Siliziumcarbid und dem Aluminium oder der Aluminiumlegierung in einer derartigen Menge verteilt ist, dass das Verhältnis der Peak-Intensität für Aluminiumcarbid (012) zu der von Aluminium (200), beide durch Röntgenanalyse mit CuKa-Linie bestimmt, nicht mehr als 0,025 ist.
  8. Das Substratmaterial nach Anspruch 7, wobei die Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung eine Wärmeleitfähigkeit von 180 W/m × K oder höher hat.
  9. Das Substratmaterial nach Anspruch 1, wobei die Verbundlegierung Silizium als eine Komponente einer festen Lösung darin, oder als einen Niederschlag enthält.
  10. Das Substratmaterial nach Anspruch 1, wobei die Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung Stickstoff in einer Menge von 0,01 bis 1 Gew.-% enthält.
  11. Das Substratmaterial nach Anspruch 1, wobei die Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung Sauerstoff in einer Menge von 0,05 bis 0,5 Gew.-% enthält.
  12. Das Substratmaterial nach Anspruch 1, wobei die Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung ß-SiC als den Siliziumcarbid enthält.
  13. Das Substratmaterial nach Anspruch 1, wobei die körnigen Siliziumcarbidpartikel einen durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 1 bis 100 μm aufweisen.
  14. Das Substratmaterial nach Anspruch 12, wobei die körnigen Siliziumcarbidpartikel einen durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 10 bis 80 μm aufweisen.
  15. Ein Substrat zum Aufbauen eines Halbleiter-Bauelements, welches das Substratmaterial nach Anspruch 1 und eine auf einer Oberfläche des Substrats beschichtete Belagschicht umfasst.
  16. Das Substrat nach Anspruch 15, wobei die Belagschicht eine galvanische Schicht ist.
  17. Das Substrat nach Anspruch 15, wobei die Belagschicht ein Chromfilm ist.
  18. Das Substrat nach Anspruch 15, wobei die Belagschicht eine Schicht aus entweder einem Aluminium- oder einem Siliziumoxid ist.
  19. Das Substrat zum Aufbauen eines Halbleiter-Bauelementes nach Anspruch 15, wobei die Belagschicht ein mehrschichtiger Strukturfilm ist, umfassend eine erste Metallschicht mit einem Elastizitätsmodul von 15000 kg/mm2 oder weniger und eine zweite Metallschicht, geformt auf der ersten Metallschicht, und die zweite Metallschicht ist zumindest aus einem Metall, ausgewählt aus Nickel und Gold, geformt.
  20. Das Substratmaterial nach Anspruch 15, wobei die Belagschicht ein mehrschichtiger Strukturfilm ist, umfassend eine erste Metallschicht mit einem Schmelzpunkt von 600°C oder weniger und eine zweite Metallschicht, geformt auf der ersten Metallschicht, und die zweite Metallschicht ist zumindest aus einem Metall, ausgewählt aus Nickel und Gold, geformt.
  21. Das Substrat nach Anspruch 15, wobei die Belagschicht eine Schicht aus zumindest einem organischen Harz umfasst, ausgewählt aus Epoxidharz, Siliconharz, Polyimidharz und dergleichen, jedes enthaltend einen metallischen Füllstoff oder nicht.
  22. Das Substrat nach Anspruch 21, wobei die Belagschicht ferner eine zweite Metallschicht, hergestellt aus zumindest einem Metall, ausgewählt aus Nickel und Gold, geformt auf der Schicht aus organischem Harz umfasst.
  23. Das Substrat nach Anspruch 15, wobei die Belagschicht Aluminium, als die Hauptkomponente umfasst.
  24. Das Substrat nach Anspruch 23, wobei die Belagschicht aus Kristallkörnern, umfassend Aluminium, gebildet ist und einen Durchmesser von 0,1 bis 10 μm aufweist.
  25. Das Substrat nach Anspruch 24, wobei die Belagschicht ferner mit einer Oxidschicht mit einer Dicke von 1 bis 80 nm (10 bis 800 Å) bedeckt ist.
  26. Das Substrat nach Anspruch 23, wobei das Substrat eine Oberflächenrauhtiefe von 0,1 bis 20 μm in Bezug auf Rmax aufweist.
  27. Das Substrat nach Anspruch 26, wobei das Substrat eine Oberflächenrauhtiefe von 0,1 bis 8 μm in Bezug auf Rmax aufweist.
  28. Das Substrat nach Anspruch 26, wobei das Substrat Löcher mit einer Tiefe von 100 μm oder weniger, auf der Oberfläche davon umfasst.
  29. Das Substrat nach Anspruch 26, wobei die Aluminiumbelagschicht eine Reinheit von 99,9 % oder mehr hat.
  30. Das Substrat nach Anspruch 23, wobei die Belagschicht eine Dicke von 1 bis 100 μm aufweist.
  31. Das Substrat nach Anspruch 30, wobei die Belagschicht eine Dicke von 1 bis 20 μm aufweist.
  32. Ein Halbleiter-Bauelement, umfassend das Substrat nach Anspruch 15 und einen auf dem Substrat montierten Halbleiterchip.
  33. Ein Verfahren zum Herstellen eines Substratmaterials aus einer Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung durch das Sinterverfahren, wobei das Verfahren die Schritte umfasst: Mischen von nur Aluminiumpulver und Siliziumcarbidpulver, um ein homogen gemischtes Aluminium/Siliziumcarbid-Ausgangspulver zu formen; Verdichten des Aluminium/Siliziumcarbid-Ausgangspulvers, welches einen Siliziumcarbidgehalt von 10 bis 70 Gew.-% hat, um einen Presskörper zu formen; und Sintern des Presskörpers bei einer Temperatur von 600°C bis 750°C in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre, um dadurch eine Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung zu erhalten.
  34. Das Verfahren zum Herstellen eines Substratmaterials nach Anspruch 33, wobei der Sinterschritt in einer Stickstoffatmosphäre mit einer Stickstoffkonzentration von 99 Vol.-% oder höher ausgeführt wird.
  35. Das Verfahren zum Herstellen eines Substratmaterials nach Anspruch 33, wobei der Sinterschritt in einer Atmosphäre mit einer Sauerstoffkonzentration von 200 ppm oder weniger ausgeführt wird.
  36. Das Verfahren zum Herstellen eines Substratmaterials nach Anspruch 33, wobei der Sinterschritt in einer Atmosphäre mit einem Taupunkt von –20°C oder weniger ausgeführt wird.
  37. Ein Verfahren zum Herstellen des Substratmaterials nach Anspruch 33, ferner umfassend den Schritt von Nachpressen der Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung, erhalten durch Sintern des Aluminium/Siliziumcarbid-Ausgangspulvers, oder Nachpressen dieser und dann in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre erwärmen, um so Oxidation von Aluminium zu verhindern.
  38. Ein Verfahren zum Herstellen eines Substrats hergestellt aus einer Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung durch das Sinterverfahren, umfassend die Schritte: Mischen von nur Aluminiumpulver und Siliziumcarbidpulver, um ein Aluminium/Siliziumcarbid-Ausgangspulver mit einem Siliziumcarbidgehalt von 10 bis 70 Gew.-% zu formen; Verdichten des Aluminium/Siliziumcarbid-Ausgangspulvers, um einen Presskörper zu formen; Sintern des Presskörpers bei einer Temperatur von 600°C bis 750°C in einer für Aluminium nicht-oxidierenden Atmosphäre, um dadurch ein aus einer Aluminium/Siliziumcarbid-Verbundlegierung hergestelltes geformtes Substrat zu erhalten; und Formen einer Belagschicht auf einer Oberfläche des vorgeformten Substrats, um somit das Substrat zu erhalten.
  39. Das Verfahren zum Herstellen eines Substrats nach Anspruch 38, wobei der Schritt des Formens einer Belagschicht: Erwärmen des Substrats in einer oxidierenden Atmosphäre; oder Aussetzen des Substrats einer Dampfatmosphäre, ist.
  40. Das Verfahren zum Herstellen eines Substrats nach Anspruch 38, wobei der Schritt des Formens einer Belagschicht die Schritte umfasst: Formen einer Schicht eines Metalls mit einem Elastizitätsmodul von 15000 kg/mm2 oder niedriger, auf dem Substratmaterial; Polieren der Metallschicht; und Galvanisieren der polierten Metallschicht mit zumindest einem Metall, ausgewählt aus Nickel und Gold.
  41. Das Verfahren zum Herstellen eines Substrats nach Anspruch 38, wobei der Schritt des Formens einer Belagschicht die Schritte umfasst: Formen einer Schicht eines Metalls mit einem Schmelzpunkt von 600°C oder weniger auf der Substratoberfläche; Erwärmen der Metallschicht auf eine Temperatur von nicht höher als 600°C; und Galvanisieren der Metallschicht mit zumindest einem Metall, ausgewählt aus Nickel und Gold.
  42. Das Verfahren zum Herstellen eines Substrats nach Anspruch 38, wobei der Schritt des Formens einer Belagschicht die Schritte umfasst: Formen einer Schicht aus zumindest einem organischen Harz, ausgewählt aus Epoxidharz, Siliconharz, Polyimidharz und dergleichen, jedes enthaltend einen metallischen Füllstoff oder nicht, auf der Substratoberfläche.
  43. Das Verfahren zum Herstellen eines Substrats nach Anspruch 42, wobei der Schritt des Formens einer Belagschicht ferner die Schritte umfasst: Galvanisieren einer Metallschicht, hergestellt aus zumindest einem Metall, ausgewählt aus Nickel und Gold, auf der Schicht aus organischem Harz.
  44. Das Verfahren zum Herstellen eines Substrats nach Anspruch 43, wobei Trommelgalvanisierung in dem Formungsschritt benutzt wird, um eine Schicht eines Metalls mit einem Elastizitätsmodul von 15000 kg/mm2 oder weniger auf dem Substrat zu erhalten.
  45. Das Verfahren zum Herstellen eines Substrats nach Anspruch 44, wobei die Trommelgalvanisierung in einem Behälter durchgeführt wird, welcher Metallpartikel mit einem Dummy-Partikeldurchmesser von 0,1 bis 10 mm enthält, und die gleiche Zusammensetzung, wie der zu formende Niederschlag aufweist.
  46. Das Verfahren zum Herstellen eines Substrats nach Anspruch 45, wobei in dem Behälter enthaltene Metallpartikel zur Verwendung bei der Trommelgalvanisierung eine Mantelfläche aufweisen, welche zumindest zweimal die von geometrisch perfekten Sphären mit dem gleichen Durchmesser, wie die Metallpartikel ist.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102009039323A1 (de) * 2009-08-31 2011-03-10 Recan Gmbh Metallischer Werkstoff und Verfahren zu dessen Herstellung

Families Citing this family (49)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4304749B2 (ja) 1998-02-24 2009-07-29 住友電気工業株式会社 半導体装置用部材の製造方法
US6280496B1 (en) * 1998-09-14 2001-08-28 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Silicon carbide based composite material and manufacturing method thereof
JP2000174166A (ja) * 1998-10-02 2000-06-23 Sumitomo Electric Ind Ltd 半導体搭載パッケ―ジ
US6503572B1 (en) * 1999-07-23 2003-01-07 M Cubed Technologies, Inc. Silicon carbide composites and methods for making same
JP4673949B2 (ja) * 1999-11-12 2011-04-20 富士通株式会社 半導体ユニットおよびその製造方法
WO2001069674A1 (fr) 2000-03-15 2001-09-20 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Substrat de semi-conducteur a base d'aluminium-carbure de silicium et procede de fabrication
US20020027294A1 (en) * 2000-07-21 2002-03-07 Neuhaus Herbert J. Electrical component assembly and method of fabrication
AU2001293304A1 (en) 2000-09-19 2002-04-02 Nanopierce Technologies, Inc. Method for assembling components and antennae in radio frequency identification devices
TW556232B (en) * 2000-10-24 2003-10-01 Nanopierce Technologies Inc Method and materials for printing particle-enhanced electrical contacts
KR100413547B1 (ko) * 2001-05-29 2003-12-31 한국기계연구원 플라즈마 용사에 의한 고열전도도와 저열팽창계수를 가지는 전자패키징용 알루미늄기지 복합재료 및 그 제조방법
JP3818102B2 (ja) 2001-08-31 2006-09-06 住友電気工業株式会社 放熱基板とその製造方法及び半導体装置
JP4203283B2 (ja) * 2001-09-19 2008-12-24 日本碍子株式会社 複合材料
KR100453518B1 (ko) * 2001-11-01 2004-10-20 한국과학기술연구원 반도체 소자용 박스형 구조재용 Si-Al 합금의 제조방법
US6761852B2 (en) * 2002-03-11 2004-07-13 Advanced Materials Technologies Pte. Ltd. Forming complex-shaped aluminum components
JP2003273279A (ja) * 2002-03-18 2003-09-26 Mitsubishi Electric Corp 半導体装置およびその製造方法
JP4113971B2 (ja) 2002-07-30 2008-07-09 株式会社豊田自動織機 低膨張材料及びその製造方法
US6937473B2 (en) * 2003-06-30 2005-08-30 Intel Corporation Heatsink device and method
JP2006100770A (ja) * 2004-09-01 2006-04-13 Toyota Industries Corp 回路基板のベース板の製造方法及び回路基板のベース板並びにベース板を用いた回路基板
FR2877491B1 (fr) * 2004-10-29 2007-01-19 Soitec Silicon On Insulator Structure composite a forte dissipation thermique
WO2006077755A1 (ja) 2005-01-20 2006-07-27 A.L.M.T.Corp. 半導体装置用部材とその製造方法
KR100638825B1 (ko) * 2005-05-23 2006-10-27 삼성전기주식회사 수직구조 반도체 발광 소자 및 그 제조 방법
KR100897134B1 (ko) * 2005-05-23 2009-05-14 가부시키가이샤 네오맥스 마테리아르 Ｃｕ-Ｍｏ 기판 및 그 제조 방법
DE102005030862B4 (de) * 2005-07-01 2009-12-24 Sintec Keramik Gmbh Erstbenetzungshilfsmaterial für einen Verdampferkörper, seine Verwendung zum Herrichten der Verdampferfläche eines Verdampferkörpers und ein elektrisch beheizbarer keramischer Verdampferkörper
EP2012354B1 (de) * 2006-04-26 2016-04-13 Denka Company Limited Verfahren zur Herstellung einer Grundplatte für einem Leistungsmodul
JP5273922B2 (ja) 2006-12-28 2013-08-28 株式会社アライドマテリアル 放熱部材および半導体装置
US7598610B2 (en) * 2007-01-04 2009-10-06 Phoenix Precision Technology Corporation Plate structure having chip embedded therein and the manufacturing method of the same
US7572980B2 (en) 2007-01-26 2009-08-11 Ford Global Technologies, Llc Copper conductor with anodized aluminum dielectric layer
US9795059B2 (en) 2007-11-05 2017-10-17 Laird Technologies, Inc. Thermal interface materials with thin film or metallization
US8445102B2 (en) * 2007-11-05 2013-05-21 Laird Technologies, Inc. Thermal interface material with thin transfer film or metallization
US8545987B2 (en) * 2007-11-05 2013-10-01 Laird Technologies, Inc. Thermal interface material with thin transfer film or metallization
US8076773B2 (en) * 2007-12-26 2011-12-13 The Bergquist Company Thermal interface with non-tacky surface
US7906376B2 (en) * 2008-06-30 2011-03-15 Intel Corporation Magnetic particle-based composite materials for semiconductor packages
US7935885B2 (en) 2008-07-11 2011-05-03 Ford Global Technologies, Llc Insulated assembly of insulated electric conductors
JP5940244B2 (ja) 2008-07-17 2016-06-29 デンカ株式会社 アルミニウム−ダイヤモンド系複合体及びその製造方法
US20100038120A1 (en) * 2008-08-13 2010-02-18 Tdk Corporation Layered ceramic electronic component and manufacturing method therefor
US8252057B2 (en) * 2009-01-30 2012-08-28 Ethicon Endo-Surgery, Inc. Surgical access device
DE102009039400A1 (de) * 2009-08-31 2011-03-03 Carl Zeiss Laser Optics Gmbh Reflektives optisches Element zur Verwendung in einem EUV-System
JP5806464B2 (ja) * 2010-02-03 2015-11-10 株式会社東芝 半導体素子収納用パッケージ及びそれを用いた半導体装置
CN102477570A (zh) * 2010-11-22 2012-05-30 北京有色金属研究总院 一种铝基碳化硅复合材料上进行黑色电镀处理的方法
US8945466B2 (en) 2011-07-15 2015-02-03 Nippon Light Metal Company, Ltd. Composite material for heat dissipating plate and method of production of same
WO2013142580A1 (en) * 2012-03-20 2013-09-26 Applied Nanotech Holdings, Inc. Application of dielectric layer and circuit traces on heat sink
US10308856B1 (en) 2013-03-15 2019-06-04 The Research Foundation For The State University Of New York Pastes for thermal, electrical and mechanical bonding
CN103773997B (zh) * 2014-01-02 2016-03-30 河南科技大学 一种航空用仪表级碳化硅增强铝基复合材料及其制备方法
WO2015115649A1 (ja) 2014-02-03 2015-08-06 電気化学工業株式会社 炭化珪素質複合体及びその製造方法並びにそれを用いた放熱部品
JP2015207668A (ja) * 2014-04-21 2015-11-19 住友ベークライト株式会社 金属ベース基板、金属ベース回路基板および電子装置
WO2017221921A1 (ja) * 2016-06-23 2017-12-28 東レ株式会社 筐体及び筐体の製造方法
CN108257885B (zh) * 2016-12-28 2021-01-05 无锡华润上华科技有限公司 物理气相沉积中钛或氮化钛颗粒控片的使用方法
CN107219243B (zh) * 2017-05-05 2019-10-11 大连理工大学 一种透射电镜原位纳米力学拉伸测试样品粘接方法
US20220216171A1 (en) * 2021-01-06 2022-07-07 Huawei Technologies Co., Ltd. Chip package structure, preparation method, and electronic device

Family Cites Families (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3262762A (en) * 1963-12-27 1966-07-26 Du Pont High temperature-resistant materials of aluminum, boron, carbon, nitrogen and silicon, and their preparation
US4104062A (en) * 1969-08-13 1978-08-01 Norton Company Process for making aluminum modified boron carbide and products resulting therefrom
JPS55143042A (en) 1979-04-25 1980-11-08 Hitachi Ltd Semiconductor device
JPS5888851A (ja) 1981-11-21 1983-05-27 Matsushita Electric Ind Co Ltd 磁気記録再生装置
US4499147A (en) * 1981-12-28 1985-02-12 Ibiden Co., Ltd. Silicon carbide substrates and a method of producing the same
JPS5988851A (ja) 1982-11-12 1984-05-22 Ibiden Co Ltd 電子回路用炭化珪素質基板の製造方法
DE3469827D1 (en) 1983-08-23 1988-04-14 Bbc Brown Boveri & Cie Ceramic-metallic element
US4701427A (en) 1985-10-17 1987-10-20 Stemcor Corporation Sintered silicon carbide ceramic body of high electrical resistivity
US4715892A (en) 1986-03-12 1987-12-29 Olin Corporation Cermet substrate with glass adhesion component
US4796077A (en) * 1986-08-13 1989-01-03 Hitachi, Ltd. Electrical insulating, sintered aluminum nitride body having a high thermal conductivity and process for preparing the same
US4958216A (en) * 1987-03-23 1990-09-18 Kyocera Corporation Package for housing semiconductor elements
US4946500A (en) * 1988-01-11 1990-08-07 Allied-Signal Inc. Aluminum based metal matrix composites
US5006417A (en) * 1988-06-09 1991-04-09 Advanced Composite Materials Corporation Ternary metal matrix composite
US5040588A (en) * 1988-11-10 1991-08-20 Lanxide Technology Company, Lp Methods for forming macrocomposite bodies and macrocomposite bodies produced thereby
WO1991017129A1 (en) * 1990-05-09 1991-11-14 Lanxide Technology Company, Lp Macrocomposite bodies and production methods
US5775403A (en) * 1991-04-08 1998-07-07 Aluminum Company Of America Incorporating partially sintered preforms in metal matrix composites
US5435825A (en) * 1991-08-22 1995-07-25 Toyo Aluminum Kabushiki Kaisha Aluminum matrix composite powder
TW218946B (de) * 1992-04-13 1994-01-11 Mitsubishi Gas Chemical Co
EP0577436B1 (de) * 1992-07-02 1997-12-03 Sumitomo Electric Industries, Limited Stickstoff-verdichtete Sinterlegierungen auf Aluminium-Basis und Verfahren zur Herstellung
US5511603A (en) * 1993-03-26 1996-04-30 Chesapeake Composites Corporation Machinable metal-matrix composite and liquid metal infiltration process for making same
US5532513A (en) * 1994-07-08 1996-07-02 Johnson Matthey Electronics, Inc. Metal-ceramic composite lid
US5780164A (en) * 1994-12-12 1998-07-14 The Dow Chemical Company Computer disk substrate, the process for making same, and the material made therefrom
JP3183090B2 (ja) 1995-04-06 2001-07-03 住友金属工業株式会社 パッケージ用セラミックスリッド
JPH09157773A (ja) 1995-10-03 1997-06-17 Hitachi Metals Ltd 低熱膨張・高熱伝導性アルミニウム複合材料及びその製造方法
JP4304749B2 (ja) * 1998-02-24 2009-07-29 住友電気工業株式会社 半導体装置用部材の製造方法
US6280496B1 (en) * 1998-09-14 2001-08-28 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Silicon carbide based composite material and manufacturing method thereof

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102009039323A1 (de) * 2009-08-31 2011-03-10 Recan Gmbh Metallischer Werkstoff und Verfahren zu dessen Herstellung

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