DE69907346T2

DE69907346T2 - Kompositwerkstoff auf Siliciumcarbidbasis und Herstellungsverfahren dafür

Info

Publication number: DE69907346T2
Application number: DE69907346T
Authority: DE
Inventors: Chihiro 1-1. Koyakita 1-chome Kawai; Shin-ichi 1-1. Koyakita 1-chome Yamagata; Akira 1-1. Koyakita 1-chome Fukui; Yoshinobu 1-1. Koyakita 1-chome Takeda
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1998-09-14
Filing date: 1999-09-14
Publication date: 2004-03-25
Anticipated expiration: 2019-09-15
Also published as: EP1284250A1; US6280496B1; EP0987231A1; EP0987231B1; DE69907346D1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Wärmeverteiler, welcher in verschiedenen Vorrichtungen und Geräten. verwendet wird, und insbesondere ein Verbundmaterial auf der Basis von Siliziumkarbid mit einer hohen thermischen Leitfähigkeit, welches als ein Wärmeverteiler in einer Halbleitereinrichtung verwendet wird, wie auch eine Halbleitereinrichtung, welche denselben einsetzt.
Es gibt eine schnell zunehmende Forderung auf dem Markt nach einer höheren Betriebsgeschwindigkeit und nach einem höheren Maß der Integration von Halbleitereinrichtungen. Demzufolge wurde eine weitere Verbesserung der thermischen Leitfähigkeit eines Wärmeverteilers zur Befestigung von Halbleiterelementen in den Vorrichtungen gefordert, um die Wärme, die von den Halbleiterelementen erzeugt wird, effektiver abzustrahlen. Des weiteren soll der Wärmeverteiler, um des weiteren die thermischen Spannungen zwischen den Halbleiterelementen und anderen Elementen (peripheren Elementen) innerhalb der Vorrichtung, welche in der Nähe des Substrats angeordnet sind, zu reduzieren, einen thermischen Ausdehnungskoeffizient aufweisen, der in der Nähe der Elemente und der Bauelemente liegt. Insbesondere betragen die thermischen Ausdehnungskoeffizienten von Si und GaAs, welche normalerweise als Halbleiterelemente eingesetzt werden, 4,2 × 10^–6/°C und 6,5 × 10^–6/°C, und der von Aluminiumoxidkeramiken, die häufig als ein Gehäuseelement der Halbleitereinrichtung verwendet werden, beträgt 4,2 × 10^–6/°C, und daher sollte der Wärmeverteiler vorzugsweise einen thermischen Ausdehnungskoeffizient aufweisen, der nahe bei diesen Werten liegt.
Nachdem des weiteren in jüngster Zeit der Bereich der Anwendungen von elektronischen Geräten deutlich erweitert wurde, werden Halbleitereinrichtungen in verschiedeneren und mehr Anwendungen eingesetzt. Unter diesen hat die Verwendung in einer sogenannten Halbleiterleistungseinrichtung umfassend eine Umwandlungseinrichtung für einen hohen Auslass-AC und eine die Frequenz umwandelnde Einrichtung zugenommen. Bei diesen Geräten liegt die Wärmeerzeugung von einem Halbleiterelement einige bis einige zehnmal (z. B. einige zehn W) höher als die eines Halbleiterspeichers oder eines Mikroprozessors. Daher muss ein Wärmeverteiler, welcher für solch ein Gerät verwendet wird, eine deutlich verbesserte thermische Leitfähigkeit aufweisen, wobei der thermische Ausdehnungskoeffizient an den der anderen peripheren Elemente angepasst werden muss. Daher weist im allgemeinen das Substrat zum Beispiel die folgende Grundstruktur auf. Zunächst wird ein Si-Halbleiterelement auf ein Aluminiumnitrit (im Folgenden als AlN bezeichnet)-Keramiksubstrat angeordnet, welches eine hohe thermische Leitfähigkeit aufweist, als ein erster Wärmeverteiler. Anschließend wird unter dem ersten Wärmeverteiler ein zweiter Wärmeverteiler aus einem Metall mit einer hohen thermischen Leitfähigkeit, wie Kupfer, angeordnet. Des weiteren wird unter dem zweiten Substrat ein Wärmestrahlungsmechanismus angeordnet, welcher wasser- oder luftgekühlt werden kann. Durch solch eine Struktur wird die Wärme ohne Verzögerung nach außen abgestrahlt. Solch ein Mechanismus führt unvermeidbar zu einer komplizierten Wärmeabstrahlungsstruktur. Bei dieser Struktur muss, unter der Voraussetzung, dass AlN-Keramiken mit ungefähr 170 W/m·K als der erste Wärmeverteiler verwendet werden, der zweite Wärmeverteiler die von dem ersten Substrat zu dem darunter liegenden Wärmeabstrahlungsmechanismus übertragene Wärme abgeben. Daher muss das zweite Substrat eine hohe thermische Leitfähigkeit von wenigstens 200 W/m·K bei einer Raumtemperatur aufweisen und einen niedrigen thermischen Ausdehnungskoeffizient von höchstens 10 × 10^–6/°C und besonders bevorzugt von höchstens 8 × 10^–6/°C, um eine Anpassung an den thermischen Ausdehnungskoeffizienten des ersten Substrats zu erzielen.
Unter den Kraft- bzw. Leitungseinrichtungen erzeugen einige Einrichtungen eine große Menge an Wärme, wenn sie tatsächlich verwendet werden, und wenn sie mit anderen Vorrichtungen verwendet werden, kann der Wärmeverteiler selbst auf 100° C oder mehr erwärmt werden. Daher ist es manchmal notwendig, dass das Substrat eine hohe thermische Leitfähigkeit bei solch einer hohen Temperatur besitzt. Insbesondere ist einer mit einer thermischen Leitfähigkeit von wenigstens 150 W/m·K bei solch einer hohen Temperatur notwendig. Je größer die Kapazität und je größer die Größe des Si-Halbleiterelements, desto größer muss der Wärmeverteiler sein, auf welchem das Element befestigt ist. Zum Beispiel weist ein Substrat, welches für einen Personal Computer verwendet wird, ungefähr höchstens eine Größe von 20 × 40 mm Rechteck auf, wohingegen ein Substrat, welches die Größe von 200 mm im Quadrat für eine Kraft- bzw. leistungseinrichtung mit großer Kapazität notwendig ist. Solch ein großes Substrat muss eine hohe Abmessungsgenauigkeit zur Zeit des Konfektionierens aufweisen und die Genauigkeit darf sich auch nicht bei hoher Temperatur verringern. Insbesondere wenn sich das Substrat bei einer hohen Temperatur einwickelt oder deformiert, würde ein Raum in der Zwischenfläche zwischen dem Substrat und dem Wärmeabstrahlmechanismus (ein Radiator, eine Kühleinrichtung oder dergl.), welche darunter angeordnet ist, auftreten, was die Effizienz der Wärmeabstrahlung verringert. In den schlimmsten Fällen kann das Halbleiterelement beschädigt werden. Daher ist es von kritischer Bedeutung, dass der Wärmeverteiler sicher eine überragende thermische Leitfähigkeit bei hoher Temperatur besitzt.
Herkömmlicherweise wurde eine Verbundlegierung auf Cu-W-Basis oder Cu-Mo-Basis für solch ein Substrat verwendet. Daher gab es ein Problem, dass das Substrat aufgrund der teuren Ausgangsmaterialien viel kostet und dass das Substrat schwer ist. Im Hinblick auf das vorgenannte wurden verschiedene Aluminium- (im Folgenden einfach als Al bezeichnet) Verbundlegierungen als billige und leichte Materialien Aufmerksamkeit erregt. Unter anderen ist eine Verbundlegierung auf Al-SiC-Basis, welche hauptsächlich aus Al und Siliziumkarbid besteht (im Folgenden einfach als SiC bezeichnet), ein relativ billiges Ausgangsmaterial, welches leicht ist und eine hohe thermische Leitfähigkeit aufweist. Kommerziell erhältliches reines Al selbst und reines SiC selbst weisen Dichten von ungefähr 2,7 g/cm³ bzw. ungefähr 3,2 g/cm³ auf, und thermische Leitfähigkeiten von ungefähr 240 W/m·K bzw. ungefähr 200 bis 300 W/m·K. Wenn die Reinheit und Fehlerdichte des weiteren eingestellt werden, wird erwartet, dass die thermischen Leitfähigkeiten noch höher sind. Daher werden diese als besonders vielversprechende Materialien betrachtet. Reines SiC selbst und reines Al selbst weisen thermische Ausdehnungskoeffizienten von ungefähr 4,2 × 10^–6/°C bzw. ungefähr 24 × 10^–6/°C auf und es wird möglich, den thermischen Ausdehnungskoeffizient über einen breiten Bereich in dem resultierenden Verbundmaterial zu steuern, was einen zusätzlichen Vorteil darstellt.
Die Verbundlegierung auf Al-SiC-Basis und das Herstellungsverfahren dieser sind in (1) dem offengelegten japanischen Patent Nr. 1-501489, (2) dem offengelegten japanischen Patent Nr. 2-243729, (3) dem offengelegten japanischen Patent Nr. 61-222668 und (4) dem offengelegten japanischen Patent Nr. 9-157773 offenbart. Die Referenz (1) betrifft ein Verfahren von Schmelzen von Al in einer Mischung von SiC und Al, und Verfestigen desselben durch ein Gießverfahren. Referenzen (2) und (3) betreffen beide das Infiltrieren von Al in Leerräume oder Poren eines porösen SiC-Körpers. Von diesen ist Referenz (3) auf ein sogenanntes Druckinfiltrationsverfahren gerichtet, bei welchem Al unter Druck infiltriert wird. Referenz (4) betrifft ein Verfahren, bei welchem ein verdichteter oder heißgepresster Presskörper eines gemischten Pulvers aus SiC und Al in eine Form gelegt wird und einem Flüssigphasensintern im Vakuum bei einer Temperatur, welche nicht niedriger als der Schmelzpunkt von Al ist, unterworfen wird.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben in (5) der japanischen Patentanmeldung Nr. 9-136164 (offengelegtes japanisches Patent Nr. 10-335538, offengelegt am 18. Dezember 1998, entsprechend der US-Patentanmeldung Nr. 08/874,543), ein Verbundmaterial auf Aluminium-Siliziumkarbid-Basis vorgeschlagen, mit einer thermischen Leitfähigkeit von wenigsten 180 W/m·K, welches durch Flüssigphasensintern erhalten wird. Das Verbundmaterial wird erhalten durch das Verdichten einer Mischung aus SiC-Pulver in Form von Teilchen, mit zum Beispiel 10 bis 70 Gew.-% und Al-Pulver, und Sintern des Presskörpers in einer nicht oxidierenden Atmosphäre, welche 99 Vol.-% Stickstoff enthält, mit einer Sauerstoffkonzentration von höchstens 200 ppm und einem Taupunkt von nicht mehr als –20° C, bei einer Temperatur von 600 bis 750°C. Des weiteren haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung in (6) der japanischen Patentanmeldung Nr. 9-93467 (offengelegtes japanisches Patent Nr. 10-280082, offengelegt am 20. Oktober 1998) ein sogenanntes netzförmiges Verbundmaterial auf Aluminium-Siliziumkarbid-Basis vorgeschlagen, dessen Abmessungen nach dem Sintern nahe an der praktischen Größe liegen, mit einem thermischen Ausdehnungskoeffizient von höchstens 18 × 10^–6/°C und einer thermischen Leitfähigkeit von wenigstens 230 W/m·K. Des weiteren haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung in (7) der japanischen Patentanmeldung Nr. 11-28940 (entsprechend der US-Patentanmeldung Nr. 09/256,783) ein Verfahren zur Herstellung des gleichen Verbundmaterials unter Verbindung von Atmosphärendrucksintern oder drucklosem Sintern und HIP (heißisostatischem Pressen) vorgeschlagen. Gemäß dieses Verfahrens wird ein Presskörper aus einem gemischten Pulver auf der Basis von Al-SiC mit z. B. 10 bis 70 Gew.-% SiC in der Form von Teilchen, einem Atmosphärendrucksintern in einem Temperaturbereich von nicht weniger als 600°C und nicht mehr als der Schmelztemperatur von Al in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre enthaltend wenigstens 99% Stickstoffgas, unterworfen und anschließend wird der Presskörper in einem Metallbehälter abgedichtet und einem HIP bei einer Temperatur von nicht weniger als 700°C unterworfen, wodurch ein Verbundmaterial auf der Basis von Aluminium-Silziumkarbid erhalten wird, welches gleichmäßig ist und eine thermische Leitfähigkeit von wenigstens 200 W/m·K aufweist.
Des weiteren offenbart Referenz (4), d. h. das offengelegte japanische Patent Nr. 9-15773, ein Verfahren, bei welchem eine Mischung aus Al-Pulver und SiC-Pulver heißgepresst wird, um das Verdichten und Sintern gleichzeitig durchzuführen. Bei diesem Verfahren wird ein gemischtes Pulver, enthaltend 10 bis 80 Vol.-% Al und Rest SiC verdichtet, und der Presskörper wird mit einem Druck von wenigstens 500 kg/cm² bei einer Temperatur von nicht weniger als dem Schmelzpunkt von Al heißgepresst. Durch dieses Verfahren wird ein Verbundmaterial auf der Basis von Aluminium-Siliziumkarbid mit einer thermischen Leitfähigkeit von 150 bis 280 W/m·K erhalten.
Obwohl es gemäß der Erkenntnis der Erfinder der vorliegenden Erfindung, nur einige Referenzen bezüglich Verbundmaterialien auf der Basis von Kupfer-Siliziumkarbid gibt, bei welchen Aluminium als Hauptmetallbestandteil durch Kupfer ersetzt wird, kann solch ein Verbundmaterial durch fast das gleiche Verfahren wie oben beschrieben erhalten werden, indem Aluminium durch Kupfer (im Folgenden einfach als Cu bezeichnet) substituiert wird. Reines Kupfer selbst hat eine Dichte von ungefähr 8,9 g/cm³, eine thermische Leitfähigkeit von ungefähr 395 W/m·K und einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von ungefähr 17 × 10^–6/°C. Daher erhält das resultierende Verbundmaterial, im Vergleich mit den Materialien auf Aluminiumbasis, eine höhere Dichte und daher kann die Wirkung des geringen Gewichts nicht erwartet werden. Im Gegensatz dazu liegt die thermische Leitfähigkeit von Kupfer um mehr als 60% höher als die von Aluminium, während der thermische Ausdehnungskoeffizient um ungefähr 40% geringer als der von Aluminium ist. Daher sind die Materialien auf Kupferbasis im Vergleich mit den Materialien auf Aluminiumbasis, vorteilhaft bei der Herstellung eines Substrats, welches eine hohe thermische Leitfähigkeit und einen niedrigen thermischen Ausdehnungskoeffizienten erfordert. Kupfer selbst weist einen beträchtlich höheren Schmelzpunkt als Aluminium auf und ist schwerer als Aluminium, so dass es im Hinblick auf die Herstellungskosten zu einem gewissen Maße nachteilig ist, im Vergleich mit den Materialien auf Aluminiumbasis.
Wenn die Verbundmaterialien, wie oben beschrieben, für ein Substrat verwendet werden sollen, bei welchem eine große Menge an Wärmeabstrahlung notwendig ist, insbesondere für einen Wärmeverteiler, bei welchem hohe Wärmestrahlung und eine größere praktische Größe erfordert sind, wie bei einem Substrat für eine Halbleiterkrafteinrichtung, bleiben immer noch einige Probleme, die im Folgenden beschrieben werden, ungelöst.
Insbesondere wenn die peripheren Elemente des Substrats relativ kleine thermische Ausdehnungskoeffizienten aufweisen, muss die Anpassung an diese Elemente berücksichtigt werden. Auf der anderen Seite ist eine noch höhere thermische Leitfähigkeit erfordert. Zum Beispiel wird ein Maß der thermischen Leitfähigkeit für ein Substrat, welches in einer Halbleiterkrafteinrichtung verwendet wird, von soviel wie 280 W/m·K oder mehr in der Zukunft notwendig werden. Verbundmaterialien auf der Basis von Siliziumkarbid, welche durch die oben beschriebenen herkömmlichen Verfahren erhalten wer den, weisen eine thermische Leitfähigkeit von höchsten 260 W/m·K auf, und das Maß der thermischen Leitfähigkeit verringert sich, wenn sich die Menge an SiC erhöht. Daher kann solch ein Material nicht als ein Substrat verwendet werden, welches einen niedrigen thermischen Ausdehnungskoeffizienten besitzt.
Soll zum Beispiel der thermische Ausdehnungskoeffizient von dem Al-SiC-Basismaterial, welches in der Referenz (4) beschrieben ist, d. h. in dem offengelegten japanischen Patent Nr. 9-157773, auf höchstens 10 × 10^–6/°C eingestellt werden, muss die Menge an SiC auf wenigstens 80 Vol.-% erhöht werden. Als ein Resultat verringert sich die thermische Leitfähigkeit auf 157 W/m·K oder weniger. Wenn der gleiche thermische Ausdehnungskoeffizient in dem Material auf Al-SiC-Basis erzielt werden soll, welches in der Referenz (5) beschrieben ist, d. h. in dem offengelegten japanischen Patent Nr. 10-335538, muss die Menge an SiC wenigstens 60 Vol.-% betragen. Als ein Ergebnis verringert sich die thermische Leitfähigkeit auf ungefähr 200 W/m·K. Wenn des weiteren der gleiche thermische Ausdehnungskoeffizient in dem Material erzielt werden soll, welches durch das Verfahren der Referenz (7) hergestellt wird, unter Kombinieren des atmosphärischen Drucksinterns und HIP, muss die SiC-Menge auf wenigstens 60 Gew.-% erhöht werden, und als ein Ergebnis verringert sich die thermische Leitfähigkeit des Materials auf ungefähr 200 W/m·K oder weniger.
In dem Verfahren der Herstellung eines Verbundmaterials auf Al-SiC-Basis, welches in Referenz (1) beschrieben ist, wird ein Gießverfahren verwendet, wobei geschmolzenes Al in eine Form gegossen wird und SiC-Teilchen dispergiert und verfestigt werden. Aufgrund des Dichteunterschiedes von Al und SiC tritt eine Entmischung der SiC-Teilchen auf, wenn der Presskörper abgekühlt wird und als ein Ergebnis tendiert der verfestigte Körper dazu, eine ungleichmäßige Zusammensetzung aufzuweisen. Daher ist die Oberfläche des verfestigten Körpers unvermeidbar mit einer Beschichtung bedeckt (im Folgenden wird die Schicht auch als Al-Schicht bezeichnet), welche aus Al oder einer Al-Legierung gebildet wird. Die Dicke der Beschichtung variiert von Bereich zu Bereich auf der Oberfläche des verfestigten Körpers beträchtlich. Des weiteren weisen der Oberflächenbereich des verfestigten Körpers, welcher aus der Beschichtung besteht, und der innere Bereich des verfestigten Körpers deutlich unterschiedliche thermische Ausdehnungskoeffizienten auf, und daher tritt eine thermische Spannung auf, wenn Wärme an einer Zwischenfläche dieser geleitet wird. Daher rollt sich das Substrat ein oder deformiert sich, wenn das Material mit der Beschichtung als ein Wärmeverteiler zur Befestigung von Halbleiterelementen verwendet wird, aufgrund der erzeugten thermischen Spannungen, und führt zu Rissen zwischen dem Substrat und den Halbleiterelementen oder peripheren Elementen, einer Verformung des Halbleiterelements oder einer Veformung oder Beschädigung des Halbleiterelements oder der peripheren Elemente. Daher muss die Beschichtung zuvor vollständig entfernt werden. Diese Entfernung umfasst das Berarbeiten eines Bereichs, in welchem eine Phase, welche hauptsächlich aus Al besteht, die weich und duktil ist, und eine Phase, welche SiC mit hoher Steifigkeit enthält, koexistieren, wenn sich die Dicke der Beschichtung ändert. Daher ist das Verfahren schwierig.
Bei dem Herstellungsverfahren eines Verbundmaterials auf Al-SiC-Basis, welches in den Referenzen (2) und (3) beschrieben ist, wird Al in die Leerräume oder Poren eines porösen SiC-Körpers infiltriert. Hierbei ist es notwendig, eine Lunkerbildung des geschmolzenen Al zu verhindem, wie dies beim Gießen von Stahl beobachtet, und Al vollständig in die Poren des SiC einzufüllen, um eine dichte Verbundlegierung bereitzustellen. Zu diesem Zweck wird im allgemeinen ein Überschuss an Al als ein Infiltrationsmittel auf einer äußeren Peripherie des porösen SiC-Körpers bereitgestellt. Nach dem Infiltrieren eluiert das überschüssige Al und wird an der äußeren Peripherie des infiltrierten Körpers befestigt, und die Entfernung dieses Überschusses an Al erfordert eine beträchtliche Zeit und Arbeit. Bei dem in der Referenz (5) beschriebenen Verfahren, bei welchem gemischtes Pulver, hauptsächlich bestehend aus Al und SiC, vorher verdichtet und gesintert wird, wobei das Sintern bei einer höheren Temperatur als dem Schmelzpunkt von Al durchgeführt wird, wird ein ähnliches Phänomen beobachtet, obwohl in einem begrenzten Maßstab.
Um eine solche Eluierung und Befestigung von Al an dem Außenumfang zu verhindern, ist eine Annäherung in der Referenz (6) beschrieben, bei welcher eine dünne Schicht, bestehend aus einer Mischung eines das Entweichen verhindernden Mittels und eines Infiltrationsbeschleunigers, welches die Infiltration beschleunigt, auf einem Außenumfang des porösen SiC-Körpers vor der Infiltration des Al gebildet. Die Anwendung und Entfernung solch einer Schicht nach der Infiltration erfordert jedoch Zeit und Arbeit.
Das Druckinfiltrierungsverfahren, welches in Referenz (3) beschrieben ist, umfasst die Schritte des Einführens des porösen SiC-Körpers in eine Form, welche einen einachsigen Druck erlaubt, Einführen von Al oder einer Al-Legierung darauf, Schmelzen von Al in Vakuum und Drängen des Al in den porösen SiC-Körper durch äußeres einachsiges Drücken. In diesem Fall wird der infiltrierte Körper schließlich stufenweise mit einem Temperaturgradient abgekühlt. Zu diesem Zeitpunkt, da ein großer Unterschied der thermischen Ausdehnungskoeffizienten zwischen dem SiC-Skelett und den Bereichen, welche mit dem Al gefüllt sind, in dem infiltrierten Körper bestehen, ist es leicht möglich, dass Al in den infiltrierten Körper gezogen wird, wenn er abgekühlt wird, und führt möglicherweise zu Bereichen, die nicht mit Al infiltriert sind (was der oben erwähnten Lunkerbildung entspricht). Daher ist ein kompliziertes Steuerungsverfahren notwendig, welches geeignet ist, den Temperaturgradient zur Abkühlung präzise zu steuern und gleichzeitig das Druckerwärmungsprogramm zu steuern. Das bedeutet, dass die Gesamtvorrichtung für dieses Verfahren unvermeidbar teuer wird.
Das Verfahren des Heißpressens in einer Form, welches in Referenz (4) beschrieben ist, zeigt die folgenden Probleme bei der Herstellung und bezüglich der Qualität. Wenn eine kontinuierliche Heißpressvorrichtung verwendet wird, wird es zum Beispiel notwendig, eine Vakuumatmosphäre bereitzustellen und das Ausfließen der geschmolzenen Substanz aus der Form zu unterdrücken, um die Temperatur der Atmosphäre auf oberhalb des Schmelzpunktes von Al zu erhöhen. Daher ist eine sehr teure Herstellungsvorrichtung notwendig, wenn das Zielmaterial mit einer gleichmäßigen Zusammensetzung erhalten werden soll, während die Änderung der Zusammensetzung unterdrückt wird. Wird eine periodisch arbeitende Vorrichtung verwendet, kann das Ausfließen der geschmolzenen Substanz aus der Form zu einem stärkeren Maße unterdrückt werden, im Vergleich mit der kontinuierlichen Vorrichtung. Auf der anderen Seite muss die Reihe der Schritte, umfassend das Einführen des Presskörpers in die Form, Halten eines vorgeschriebenen Temperaturprogramms und Abkühlen, ununterbrochen wiederholt werden, was eine niedrigere Produktivität bedeutet.
Wie oben im Detail beschrieben, umfasst das herkömmliche Herstellen von Verbundmaterialien auf der Basis von Al-SiC verschiedene Probleme bezüglich der Qualität und der Herstellung. Daherkonnte das Verbundmaterial mit geeigneter Leistung bisher noch nicht durch eines der herkömmlichen Gießverfahren, Infiltrationsverfahren, Sinterverfahren, Heißpressen oder eine Kombination dieser Verfahren erzielt werden, obwohl Verbundmaterial auf Al-SiC-Basis in jüngster Zeit Aufmerksamkeit als ein vielversprechendes Material bezüglich der Leistung als eines der Substrate erzielt hat, bei welchen eine hohe Wärmestrahlungseigenschaft notwendig ist, wie einem Substrat für ein Halbleiter-Leistungsmodul. Ein möglicher Grund hierfür kann das Folgende sein. Herkömmlicherweise war es eine übliche Praxis, um die Benetzbarkeit zwischen Al und SiC zu verbessern, um die absichtliche Infiltration von Al-Schmelze in die Räume zwischen den SiC- Teilchen zu beschleunigen oder die Erzeugung von Leerräumen zu unterdrücken, eine Unterzusammensetzung wie Si oder Al zuzugeben, oder ein Al zu verwenden, welches solch eine Unterzusammensetzung als eine Verunreinigung enthält. Eine Verringerung der thermischen Leitfähigkeit des Verbundmaterials, welche aus dem Vorhandensein solch einer Unterzusammensetzung resultiert, war unvermeidbar. Es wurde festgehalten, dass, obwohl SiC selbst eine hohe thermische Leitfähigkeit aufweist, die der von Al vergleichbar oder höher als diese ist, das herkömmliche Verbundmaterial auf Al-SiC-Basis eine niedrige thermische Leitfähigkeit in einem Bereich aufweist, in dem die Menge an SiC-Gehalt hoch ist.
Im allgemeinen ist die thermische Leitfähigkeit einer Substanz eine Funktion der Dichte, der spezifischen Wärme und der Temperaturleitfähigkeit der Substanz, wie durch die folgende Gleichung dargestellt. Thermische Leitfähigkeit = Dichte × spezifische Wärme × thermische Leitfähigkeit (1)
Die spezifische Wärme eines Verbundmaterials wird durch das Verhältnis der Bestandteile bestimmt. Zum Beispiel ist die spezifische Wärme von SiC 0,174 cal/g·°C und die von Al 0,22 cal/g·°C. Die spezifische Wärme von dem Al-SiC-Verbund wird durch Cp = 0,174 × V_SiC + 0,22 × V_Al ausgedrückt, wobei V_SiC und V_Al, die Volumenanteil von SiC bzw. Al sind. Daher muss die Dichte und die Temperaturleitfähigkeit erhöht werden, wenn die Zusammensetzung die gleiche ist, um die thermische Leitfähigkeit zu verbessern. Das herkömmliche Verbundmaterial auf Al-SiC-Basis, welches oben beschrieben ist, weist eine thermische Leitfähigkeit von ungefähr 200 W/m·K auf, wobei die Dichte nicht weniger als 99% beträgt, und daher ist es notwendig, die Temperaturleitfähigkeit zu verbessern, um die thermische Leitfähigkeit zu verbessern.
Man erwartet, dass die Temperaturleitfähigkeit des Verbundmaterials auf Al-SiC-Basis durch die Temperaturleitfähigkeiten von Al und SiC wie auch den Adhäsionszustand an der Zwischenfläche zwischen den zwei Phasen bestimmt wird. Das Maß der Adhäsion an der Zwischenfläche zwischen den zwei Phasen verbessert sich deutlich, wenn die Dichte höher wird. Daher ist es ein wichtiger Faktor, die Temperaturleitfähigkeit des Verbundmaterials auf Al-SiC-Basis zu erhöhen, um die Temperaturleitfähigkeit der zwei Bestandteilphasen zu erhöhen, insbesondere der der SiC-Phase.
EP-A-0798393 betrifft ein Aluminium-Verbundmaterial mit einem niedrigen thermischen Ausdehnungskoeffizienten und einer hohen thermischen Leitfähigkeit, wie auch ein Verfahren zur Herstellung solch eines Verbundmaterials.
Daher ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verbundmaterial auf Aluminium-Siliziumkarbidbasis und Kupfer-Siliziumkarbidbasis bereitzustellen, mit thermischen Leitfähigkeiten, die denen des Standes der Technik deutlich überlegen sind, und ein billiges Herstellungsverfahren derselben bereitzustellen, um die Probleme bezüglich der Qualität und bei der Herstellung der herkömmlichen oben beschriebenen Verbundmaterialien auf Siliziumkarbidbasis zu lösen. Die Erfinder haben sich auf die Verbesserung der thermischen Leitfähigkeit in den Bereichen besonders konzentriert, in denen der SiC-Gehalt hoch ist, um die herkömmlichen Probleme, die oben beschrieben sind, zu lösen, was zu der vorliegenden Erfindung führte.
Demzufolge stellt die vorliegende Erfindung ein Verbundmaterial zur Verfügung, umfassend ein Metall, welches hauptsächlich aus Aluminium und Kupfer besteht, und Teilchen, welche hauptsächlich aus Siliziumkarbid bestehen, wobei der Anteil bzw. Gehalt sowohl von Eisen als auch von Aluminium in den Teilchen nicht mehr als 0,01 Gew.-% beträgt. Insbesondere umfasst das von der vorliegenden Erfindung bereitgestellte Verbundmaterial als einen ersten Bestandteil ein Metall, welches hauptsächlich aus Aluminium oder Kupfer besteht, und, als einen zweiten Bestandteil, Teilchen, welche hauptsächlich aus Siliziumkarbid bestehen, wobei das Siliziumkarbid eine hohe Reinheit und wenige Fehler aufweist. Der Anteil bzw. der Gehalt sowohl von Eisen als auch von Aluminium in den Siliziumkarbidteilchen beträgt höchstens 0,01 Gew.-% und vorzugsweise höchstens 0,005 Gew.-%.
Wenn der erste Bestandteil ein Metall ist, welches hauptsächlich aus Aluminium besteht, wird der Anteil und die thermische Leitfähigkeit der Siliziumkarbidteilchen als x (Gew.-%) und y (W/m·K) dargestellt, welche die folgende Beziehung erfüllen. y ≧ 0,214x + 173 (wobei 10 ≦ x ≦ 80) (2)
Alternativ erfüllen der Anteil und die thermische Leitfähigkeit die folgende Beziehung. 2,410x + 226 ≧ y ≧ 0,286x + 180 (wobei 10 ≦ x ≦ 80) (3)
Oder alternativ erfüllen der Anteil und die thermische Leitfähigkeit die folgende Beziehung. 2,410x + 226 ≧ y ≧ 0,250x + 270 (wobei 20 ≦ x ≦ 80) (4) 2,410x + 226 ≧ y ≧ 300 (wobei 30 ≦ x ≦ 80 und x ≠ 30) (5)
Von den Verbundmaterialien, insbesondere den Verbundmaterialien auf Siliziumkarbidbasis der vorliegenden Erfindung wird eines eingeschlossen, bei welchem die Gitterkonstante von Aluminium in Aluminium oder Aluminiumlegierung als dem ersten Bestandteil höchstens 0,4053 nm (4,053 Å) beträgt.
Wenn der erste Bestandteil ein Metall ist, welches hauptsächlich aus Kupfer besteht, erfüllt der Anteil und die thermische Leitfähigkeit der Siliziumkarbidteilchen, dargestellt als x Gew.-% und y W/m·K die folgende Beziehung. y ≧ –0,50x + 245 (wobei 10 ≦ x ≦ 80) (6)
Alternativ erfüllen der Anteil und die thermische Leitfähigkeit die folgende Beziehung. 0,333x + 393 ≧ y ≧ –0,5x + 250 (wobei 10 ≦ x ≦ 80) (7)
Alternativ erfüllen der Anteil und die thermische Leitfähigkeit die folgende Beziehung. 0,333x + 393 ≧ y ≧ –1,333x + 417 (wobei 10 ≦ x ≦ 80) (8) und 0,333x + 393 ≧ y ≧ –1,1x + 418 (wobei 20 ≦ x ≦ 80) (9)
Von den Verbundmaterialien, welche wie oben beschrieben Aluminium oder Kupfer enthalten, ist ein Material eingeschlossen, bei welchem die Siliziumkarbid-Teilchen Siliziumkarbid-Teilchen umfassen, mit einer 6H Kristallstruktur.
Die vorliegende Erfindung betrifft auch verschiedene Halbleitereinrichtungen wie Kraftmodule, welche die oben beschriebenen Verbundmaterialien (als Elemente) verwenden.
Ein erstes Verfahren zur Herstellung eines Verbundmaterials wie hier beschrieben, wobei das Verfahren nicht gemäß der vorliegenden Erfindung ist, umfasst die Schritte:
Vorbereiten eines Ausgangsmaterials, umfassend ein Metall, welches hauptsächlich aus Aluminium oder Kupfer besteht, und ein Pulver, welches hauptsächlich aus Siliziumkarbid besteht;
Mischen des Ausgangsmaterials, um so eine Mischung zu erhalten, wobei der Anteil an Siliziumkarbid 10 bis 80 Gew.-% der Mischung bildet;
Verdichten der Mischung zu einem Presskörper; und
Erwärmen des Presskörpers bei einer Temperatur von nicht weniger als dem Schmelzpunkt des Metalls, welches hauptsächlich aus Aluminium oder Kupfer besteht, und anschließendes Warmumformen des verdichteten Körpers unter einem Druck von wenigstens 1 t/cm², während die Temperatur auf nicht weniger als im Schmelzpunkt gehalten wird, um einen umgeformten Körper bereitzustellen.
Ein zweites Verfahren zur Herstellung eines Verbundmaterials, wie hier beschrieben, welches ein Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung ist, umfasst die Schritte:
Vorbereiten eines Ausgangsmaterials, einschließlich eines Metalls, welches hauptsächlich aus Aluminium oder Kupfer besteht, und eines Pulvers, welches hauptsächlich aus Siliziumkarbid besteht;
unter Verwendung des Ausgangsmaterials, Erhalten eines Verbundmaterials auf der Basis von Siliziumkarbid, welches 10 bis 80 Gew.-% Siliziumkarbid enthält, durch ein Verfahren, gewählt aus einem Infiltrationsverfahren, einem Sinterverfahren, einem Heißpressverfahren und einem Gießverfahren; wobei
während des Schrittes des Vorbereitens des Ausgangsmaterials, das Pulver einen Sauerstoffgehalt von höchstens 1 Gew.-% aufweist, der Anteil eines eisenhaltigen Bestandteils, als Eisenelement-Äquivalent, höchstens 0,01 Gew.-% beträgt, und wobei der Anteil eines Bestandteils, welches Aluminium enthält, als Aluminiumelement-Äquivalent höchstens 0,01 Gew.-% enthält.
Das Sinterverfahren, Infiltrationsverfahren und Heißpress- und Gießverfahren, welche in dem zuvor genannten zweiten Herstellungsverfahren des Verbundmaterials der vorliegenden Erfindung eingesetzt werden, werden definiert. Das Sinterverfahren betrifft ein Verfahren, bei welchem der zweite Bestandteil, welcher hauptsächlich aus Siliziumkarbid besteht (im Folgenden einfach als zweiter Bestandteil definiert), und der erste Bestandteil, welcher ein Metall enthält, hauptsächlich bestehend aus Aluminium oder Kupfer (im Folgenden einfach als erster Bestandteil bezeichnet), von Beginn an in der Endzusammensetzung gemischt sind und wobei die Mischung bei einer Temperatur gesintert wird, welche nicht niedriger als die Schmelztemperatur des ersten Bestandteils ist. Das Infiltrationsverfahren betrifft das Verfahren, bei welchem der Pulverpresskörper des zweiten Bestandteils gesintert wird, um einen porösen Körper bereitzustellen, und der erste Bestandteil in die Leerräume oder Poren des porösen Körpers infiltriert wird, um das Verbundmaterial mit der Endzusammensetzung zu erzielen. Ein Verfahren, auf welches als eine vorgemischte Infiltration Bezug genommen wird, ist auch bekannt, wobei der erste Bestandteil mit einer geringeren Menge als dem Endgehalt zuerst in dem zweiten Bestandteil vorgemischt wird, der Pulverpresskörper gesintert wird, um einen porösen Körper bereitzustellen, und der erste Bestandteil nur mit der fehlenden Menge in die Leerräume des porösen Körpers infiltriert wird, um das Verbundmaterial der Endzusammensetzung zu erzielen. In der vorliegenden Erfindung ist dieses Verfahren von dem Infiltrationsverfahren eingeschlossen. Das oben beschriebene Druckinfiltrationsverfahren ist auch von dem Infiltrationsverfahren mit eingeschlossen. Das Heißpressen betrifft ein Verfahren, bei welchem ein Material, welches durch das oben beschriebene Sinterverfahren-Infiltrationsverfahren hergestellt wurde, oder der Presskörper vor dem Sintern mechanisch heißgepresst wird, um eine höhere Dichte zu erzielen. Das Gießverfahren betrifft ein Verfahren, wobei eine Mischung des ersten Bestandteils und des zweiten Bestandteils zuvor vorbereitet werden, die Mischung mit dem geschmolzenen ersten Bestandteil in eine Form gegossen wird, oder wobei eine Schmelze des ersten Bestandteils in die Form gefüllt wird, anschließend die notwendige Menge des zweiten Bestandteils in der Schmelze dispergiert wird und anschließend abgekühlt wird, um das Verbundmaterial bereitzustellen.
Bei dem Schritt des Herstellens des Ausgangsmaterials in dem oben beschriebenen ersten und zweiten Verfahren, wird hochreines Siliziumkarbidpulver verwendet, wobei der Sauerstoffgehalt höchstens 1 Gew.-% beträgt, die Menge eines eisenhaltigen Bestandteils, als Eisenelement-Äquivalent, höchstens 0,01 Gew.-% beträgt und wobei der Anteil eines Bestandteils, welches Aluminium enthält, als Aluminiumelement-Äquivalent, höchstens 0,01 Gew.-% beträgt. Des weiteren wird vorzugsweise ein hochreines Siliziumkarbidpulver verwendet, wobei die Menge des Sauerstoffs höchstens 0,1 Gew.-% beträgt, der Anteil eines eisenhaltigen Bestandteils, als Eisenelement-Äquivalent, höchstens 0,005 Gew.-% beträgt und wobei der Anteil eines Bestandteils, welches Aluminium enthält, als Aluminiumelement-Äquivalent höchstens 0,005 Gew.-% beträgt.
Des weiteren schließt die vorliegende Erfindung ein Verfahren ein, umfassend den Schritt des Vorwärmens eines kommerziell erhältlichen Siliziumkarbidpulvers als das Ausgangsmaterial in einer Schutzgasatmosphäre bei einer Temperatur in dem Bereich von 1.600 bis 2.400°C, als ein Verfahren zur Herstellung des Siliziumkarbidpulvers, welches Sauerstoff und Eisen mit einer geringen Menge an Verunreinigungen enthält. Des weiteren umfasst die vorliegende Erfindung ein Verfahren, umfassend den Schritt einer vorläufigen Säurebehandlung, wobei ein kommerziell erhältliches Siliziumkarbidpulver in eine Säurelösung getaucht wird, enthaltend wenigstens eins von Flusssäure, Salpetersäure und Flusssäure. Ein Verfahren, umfassend sowohl die vorläufige Säurebehandlung als auch das vorläufige Erwärmen wird auch mitumfasst. In diesem Fall folgt das Vorwärmen auf die vorläufige Säurebehandlung. Das Siliziumkarbidpulver, welches dem Vorwärmen oder der vorläufigen Säurebehandlung unterworfen wird, sollte vorzugsweise die 6H- oder 4H-Kristallstruktur aufweisen. Die 6H-Kris tallstruktur ist bevorzugter.
In dem Schritt des zur Verfügungsstellens eines warmumgeformten Körpers in dem oben beschriebenen ersten Verfahren sollte der Druck vorzugsweise wenigstens 1 t/cm² oder besonders bevorzugt wenigstens 5 t/cm² als Umformungsbedingung betragen. Des weiteren ist Warmumformen bevorzugt, wobei die Erwärmungsdauer so kurz wie höchstens 15 Minuten sein sollte, und besonders bevorzugt höchstens 1 Minute.
Die vorliegende Erfindung umfasst auch ein Herstellungsverfahren, umfassend den Schritt der Wärmebehandlung, wobei das Verbundmaterialelement, welches durch das oben beschriebene zweite Verfahren erhalten wird, auf eine Temperatur Th erwärmt wird, welche niedriger ist als der Schmelzpunkt Tm des Metalls, welches hauptsächlich aus Aluminium oder Kupfer besteht. Hierbei erfüllt die Wärmebehandlungstemperatur Th vorzugsweise die Beziehung Th > Tm – 100.
Wie oben im Detail beschrieben, stellt die vorliegende Erfindung ein Verbundmaterial zur Verfügung, wobei Siliziumkarbid(SiC)-Teilchen eine hohe Reinheit und wenig Fehler aufweisen, und stellt als ein Ergebnis ein Verbundmaterial zur Verfügung, mit einer hohen thermischen Leitfähigkeit. Insbesondere wird Siliziumkarbid-Ausgangsmaterialpulver verwendet, welches durch das Verringern der Menge an Verunreinigungen, wie dem Bestandteil umfassend Übergangsmetall, durch vorläufige Behandlung des Eintauchens in Säure oder Erwärmen gereinigt wurde, und die Verfestigung wird durch Warmumformung durchgeführt, dadurch wird es möglich, das Verbundmaterial mit der thermischen Leitfähigkeit bereitzustellen, die der des Standes der Technik weit überlegen ist. Des weiteren kann der Schritt des Reinigens des Siliziumkarbids durch die vorläufige Behandlung und/oder das Erwärmungsverfahren bei einer Temperatur unterhalb des Schmelzpunktes des Bestandteils auf Al-Basis oder des Bestandteils auf Cu-Basis nach der Verfestigung auf das herkömmliche Infiltrationsverfahren, Sinterverfahren, Gießverfahren oder dergleichen angewendet werden, um die thermische Leitfähigkeit noch weiter zu verbessern. Daher ist das Verbundmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung als Wärmeverteiler geeignet, auf welchem ein Halbleiterelement befestigt wird, insbesondere als ein Wärmeverteiler mit hoher Zuverlässigkeit für Module mit hoher Ausgangsleistung.
Die vorgenannten und andere Gegenstände, Merkmale, Aspekte und Vorteile der vorliegenden Erfindung werden aus der folgenden detaillierten Beschreibung der vorliegenden Erfindung deutlicher, wenn diese zusammen mit den begleitenden Zeichnungen betrachtet wird, welche als Beispiel angeführt werden.
1 zeigt eine Kurve, welche das Verhältnis zwischen der SiC-Menge und der thermischen Leitfähigkeit eines Verbundmaterials auf Al-SiC-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung darstellt.
2 zeigt eine Kurve, welche das Verhältnis zwischen der SiC-Menge und der thermischen Leitfähigkeit eines Verbundmaterials auf Cu-SiC-Basis gemäß der vorliegenden Erfindung darstellt.
3 zeigt eine schematische Darstellung einer Halbleitereinrichtung (Endstufe) unter Verwendung des Materials der vorliegenden Erfindung als ein Substrat.
Das Verbundmaterial, welches von der vorliegenden Erfindung bereitgestellt wird, kann im allgemeinen in ein Verbundmaterial, enthaltend einen ersten Bestandteil, umfassend ein Metall, welches hauptsächlich aus Aluminium besteht, und einen zweiten Bestandteil, welcher hauptsächlich aus Siliziumkarbid besteht, klassifiziert werden (im Folgenden auch als ein Verbundmaterial auf Al-SiC-Basis oder einfach Al-SiC-Basis bezeichnet) und ein Verbundmaterial, enthaltend einen ersten Bestandteil, umfassend ein Metall, welches hauptsächlich aus Kupfer besteht, und einen zweiten Bestandteil, welcher hauptsächlich aus Siliziumkarbid besteht, (im Folgenden als Verbundmaterial auf Cu-SiC-Basis oder einfach Cu-SiC-Basis bezeichnet). Die vorliegende Erfindung hat sich auf diese Materialien konzentriert, um die thermische Leitfähigkeit eines Wärmeverteilers (Kühlelements), insbesondere des Wärmeverteilers für Halbleiterelemente zu verbessern.
Eines der Verbundmaterialien, welche durch die vorliegende Erfindung bereitgestellt wird, ist ein Verbundmaterial auf Al-SiC-Basis. Wenn der Anteil und die thermische Leitfähigkeit der Siliziumkarbidteilchen als x Gew.-% und y W/m·K dargestellt werden, erfüllen x und y die durch die Gleichungen (2) bis (5) dargestellten Beziehungen. Die Beziehung zwischen der Menge an Siliziumkarbid (auch als SiC bezeichnet)-Teilchen, x (Gew.-%) und der thermische Leitfähigkeit y (W/m·K) ist in 1 dargestellt. Hierbei entspricht der Bereich von y, dargestellt durch die Gleichung (2) dem Bereich oberhalb der dicken festen Linie in der Zeichnung. Der Bereich von y, welcher durch die Gleichung (3) dargestellt wird, entspricht einem Bereich zwischen der gepunkteten Linie und der äußersten dünnen festen Linie der Zeichnung, der Bereich von y, dargestellt durch die Gleichung (4) entspricht dem Bereich zwischen der gebrochenen Linie und der obersten dünnen festen Linie, und der Bereich von y, dargestellt durch die Gleichung (5) entspricht dem Bereich zwischen der zweigepunkteten Linie und der obersten dünnen festen Linie. Von diesen stellt der Bereich oberhalb der dicken festen Linie, dargestellt durch die Gleichung (2) den Bereich von y dar, welcher durch das oben beschriebene erste Verfahren erhalten wird. Der Bereich zwischen der gepunkteten Linie und der obersten dünnen festen Linie, dargestellt durch die Gleichung (3), stellt den Bereich von y dar, welcher durch das oben beschriebene zweite Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten wird. Die Bereiche zwischen der gepunkteten Linie oder der zweigepunkteten Linie und der obersten dünnen festen Linie, dargestellt durch die Gleichung (4) oder (5), entspricht dem Bereich von y, erhalten durch das oben beschriebene erste und zweite Verfahren, wobei Siliziumkarbidpulver mit hoher Reinheit mit geringem Sauerstoffgehalt und wenig Kation-Verunreinigungselementen, insbesondere ein Siliziumkarbidpulver mit hoher Reinheit mit geringem Eisenelement verwendet wird.
Bei einem Verbundmaterial auf Siliziumkarbidbasis gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt die Gitterkonstante des darin enthaltenen Aluminiums einen Wert in der Nähe der Gitterkonstante von reinem Aluminium von 4,0494 Å. Das durch das Herstellungsverfahren erhaltene Material, welches den Schritt des Schmiedens oder Warmumformens umfasst, und ein hochreines Siliziumkarbid-Ausgangsmaterial verwendet, wie oben beschrieben, weist eine Aluminiumgitterkonstante von nicht mehr als 4,051 Å auf. Diese Werte können durch die verschiedenen herkömmlichen Herstellungsverfahren, welche oben beschrieben sind, nicht erzielt werden. Die Werte zeigen, dass die Gitterkonstante von Aluminium in dem Verbundmaterial auf Siliziumkarbidbasis gemäß einem Gegenstand der vorliegenden Erfindung schwer verzerrt wird. Dies ist ein Grund, warum das Verbundmaterial gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung eine höhere thermische Leitfähigkeit als ähnliches herkömmliches Material aufweist. Die Beziehung zwischen diesem Punkt und dem Herstellungsverfahren wird im Detail später beschrieben.
Ein anderes Verbundmaterial auf Siliziumkarbidbasis gemäß der vorliegenden Erfindung ist Verbundmaterial auf Cu-Si-Basis. Wenn der Anteil und die thermische Leitfähigkeit von Siliziumkarbidteilchen als x-Gew.-% und W/m·K dargestellt werden, erfüllen x und y die Beziehungen, welche durch die Gleichungen (6) bis (9) dargestellt werden. Die Beziehung zwischen dem Anteil an SiC (Gew.-%) x und der thermischen Leitfähigkeit y (W/m·K) ist in 2 dargestellt. Der Bereich von y, welcher durch die Gleichung (6) dargestellt wird, entspricht dem Bereich oberhalb der dicken festen Linie der Zeichnung. Der Bereich von y, welcher durch die Gleichung (7) dargestellt wird, entspricht einem Bereich zwischen der gepunkteten Linie und der untersten dünnen festen Linie der Zeichnung, der Bereich von y, dargestellt durch die Gleichung (8) entspricht dem Bereich zwischen der unterbrochenen Linie und der obersten dünnen festen Linie der Zeichnung, und der Bereich von y, dargestellt durch die Gleichung (9) entspricht dem Bereich zwischen der zweigepunkteten Linie und der obersten dünnen festen Linie der Zeichnung. Unter diesen stellt der Bereich oberhalb der dicken festen Linie, dargestellt durch die Gleichung (5) den Bereich von y dar, welcher durch das oben beschriebene erste Verfahren erhalten wird, der Bereich zwischen der obersten dünnen festen Linie und der gepunkteten Linie, welcher durch die Gleichung (6) dargestellt wird, stellt den Bereich von y dar, welcher durch das oben beschriebene zweite Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten wird, und der Bereich zwischen der unterbrochenen Linie und der obersten dünnen festen Linie, dargestellt durch die Gleichung (7), stellt den Bereich von y dar, welcher durch das zuvor beschriebene erste und zweite Verfahren erhalten wird, wenn ein hochreines Siliziumkarbidpulver verwendet wird, welches einen besonders geringen Sauerstoffgehalt und Eisenelementmenge enthält.
Bei dem Verbundmaterial auf Siliziumkarbidbasis gemäß einem anderen Aspekt der vorliegenden Erfindung weist die Gitterkonstante von Kupfer, welches darin enthalten ist, einen Wert auf, der in der Nähe des Wertes von reinem Kupfer liegt. Das zeigt, dass das Kristallgitter von Kupfer in dem Verbundmaterial auf Siliziumkarbidbasis gemäß diesem Aspekt der vorliegenden Erfindung nur schwer verzerrt wird. Dies ist der Grund, warum das Verbundmaterial gemäß dieses Aspekts der vorliegenden Erfindung eine höhere thermische Leitfähigkeit als ein herkömmliches ähnliches Material aufweist.
Das erste Herstellungsverfahren eines Verbundmaterials gemäß der vorliegenden Erfindung wird im Folgenden beschrieben. Das erste Verfahren umfasst, wie oben beschrieben, die Schritte: Vorbereiten eines Ausgangsmaterials, enthaltend den ersten Bestandteil, einschließlich eines Metalls, welches hauptsächlich aus Aluminium oder Kupfer besteht, und den zweiten Bestandteil, welcher hauptsächlich aus Siliziumkarbid besteht; Mischen des Ausgangsmaterials, welches den ersten und den zweiten Bestandteil enthält, so dass die Menge an Siliziumkarbid 10 bis 80 Gew.-% bildet, um eine Mischung bereitzustellen; Verdichten der Mischung, um einen Presskörper zu bilden; und Erwärmen des Presskörpers bei einer Temperatur, die nicht niedriger ist als der Schmelzpunkt des Metalls, das hauptsächlich aus Aluminium oder Kupfer besteht, und Warmverformen des Presskörpers unter einem Druck, um einen warmumgeformten Körper bereitzustellen. Wie bereits beschrieben, kann durch dieses Verfahren ein Verbundmaterial auf Al-SiC-Basis erzielt werden, mit der thermischen Leitfähigkeit in einem Bereich, welcher die Beziehung der Gleichung (2) erfüllt, und ein Verbundmaterial auf Cu-SiC-Basis, mit der thermischen Leitfähigkeit in dem Bereich, der die Beziehung der Gleichung (6) erfüllt.
Das oben beschriebene zweite Verfahren zur Herstellung eines Verbundmaterials auf Silziumkarbidbasis gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst die Schritte: Vorbereiten eines Ausgangsmaterials, enthaltend den ersten Bestandteil, einschließlich eines Metalls, welches hauptsächlich aus Aluminium oder Kupfer besteht, und den zweiten Bestandteil, hauptsächlich bestehend aus Siliziumkarbidpulver; und Bereitstellen eines Verbundmaterials auf Siliziumkarbidbasis, welches 10 bis 80 Gew.-% Siliziumkarbid enthält, durch ein Infiltrationsverfahren, Sinterverfahren, Heißpressverfahren oder Gießverfahren, wobei unter Verwendung des Ausgangsmaterials ohne Druck warmverformt wird.
Bei dem oben beschriebenen ersten Verfahren wird das Warmformverfahren ausgewählt, um das Verbundmaterial dicht zusammenzusetzen. Wie bereits beschrieben, ist das herkömmlich eingesetzte Infiltrationsverfahren und das Heißpressen bezüglich der Produktivität geringer und die resultierende thermische Leitfähigkeit ist beträchtlich geringer als der theoretische Wert. Das Sinterverfahren und das Warmumformverfahren sind diesen Verfahren in einem gewissen Maße bezüglich der Produktivität überlegen. Ähnlich wie bei dem Infiltrationsverfahren und dem Heißpressen, ist jedoch die resultierende thermische Leitfähigkeit beträchtlich geringer als der theoretische Wert. Der theo retische Wert der thermischen Leitfähigkeit betrifft hierbei einen Wert, welcher aus dem Zusammensetzungsverhältnis gemäß der Mischungsregel berechnet wird, unter Verwendung des Wertes jedes des oben beschriebenen ersten und zweiten Bestandteils als ein einzelnes Element.
Bei dem Infiltrationsverfahren wird eine Aufschlämmung, welche SiC-Pulver und dazu zugebenes organisches Bindemittel enthält, verdichtet und gesintert, um einen porösen Körper herzustellen, welcher mit Al oder Cu infiltriert wird. Daher weist dieses Verfahren langwierige Verfahrensschritte auf. Bei dem Sinterverfahren kann die Endzusammensetzung durch ein Sinterverfahren erhalten werden, und daher ist die Produktivität höher als bei dem Infiltrationsverfahren. Der Zeitraum, der für das Erhöhen und Verringern der Temperatur notwendig ist, ist jedoch lang und es ist schwierig Erzeugnisse mit komplizierten Formen mit gleicher Qualität bereitzustellen. Des weiteren kann sowohl bei dem Infiltrationsverfahren als auch bei dem Sinterverfahren kein dichtes Produkt erzielt werden, wenn die Benetzbarkeit zwischen der Schmelze des ersten Bestandteils und des zweiten Bestandteils unzureichend ist. Aus diesem Grund ist es unvermeidbar, vorher eine Unterzusammensetzung zuzugeben, welche die Benetzbarkeit zwischen dem ersten und zweiten Bestandteil verbessert. Die Zugabe solch einer Unterzusammensetzung verringert unvermeidbar die thermische Leitfähigkeit. Bei dem Heißpressverfahren wird das Verbundmaterialelement, welches durch diese Verfahren hergestellt wird, einem erneuten Pressen unterworfen, was zu einer niedrigeren Produktivität führt. Obwohl das Gießverfahren die höchste Produktivität unter den oben beschriebenen Verfahren aufweist, ist es schwierig, Erzeugnisse mit einer gleichförmigen Qualität zu erzielen. Des weiteren ist es zur Verbesserung der Benetzbarkeit der beiden Bestandteile unvermeidbar, eine Unterzusammensetzung zuzugeben, wie oben beschrieben, und als ein Ergebnis verringert sich die thermische Leitfähigkeit unvermeidbar.
Die Erfinder haben herausgefunden, dass zur Lösung dieser Probleme ein Warmumformverfahren besonders wirkungsvoll ist. Insbesondere kann durch dieses Verfahren ein Material mit einer relativen Dichte von fast 100% in einem kürzeren Zeitraum zur Erhöhung und Verringerung der Temperatur im Vergleich zu den oben beschriebenen herkömmlichen Verfahren erzielt werden. Wenn das Heißschmieden mit einem hohen Druck von 1 t/cm² oder mehr durchgeführt wird, werden bei einer Temperatur von nicht weniger als dem Schmelzpunkt von Al oder Cu die SiC-Teilchen in dem Presskörper teilweise zu feinen Teilchen pulverisiert, und die feinen Teilchen füllen die Räume des Skeletts auf, welche durch die relativ groben Teilchen gebildet wird (Wirkung der feinen SiC-Teilchen). Daher wird das Skelett nach dem Heißschmieden dicht, auch wenn relativ grobe SiC-Pulverteilchen verwendet werden, und die Räume zwischen den SiC-Teilchen können schnell durch Al oder Cu aufgefüllt werden. Als ein Ergebnis kann ein Verbundmaterial auf einfache Weise erhalten werden, welches dichter ist als eines, welches durch das herkömmliche Heißpressen erzielt wird.
Vorzugsweise sollte der Warmumformdruck wenigstens 1 t/cm² betragen. Insbesondere in einem Zusammensetzungsbereich, bei welchem der SiC-Gehalt 50 Gew.-% überschreitet oder bei einer Temperatur von nicht weniger als dem Schmelzpunkt von Al, Cu oder einer Legierung dieser (im allgemeinen 650°C für reines Al und 1.083°C für reines Cu), weist der Presskörper eine hohe Verformungsbeständigkeit auf, so dass die Hohlräume dazu tendieren zurückzubleiben, was die thermische Leitfähigkeit des hergestellten Verbundmaterials verringert. Daher sollte das Heißverformen bzw. Heißschmieden unter einem Druck von wenigstens 5 t/cm² durchgeführt werden. Bei einem Zusammensetzungsbereich, bei welchem der SiC-Gehalt weniger als 50 Gew.-% ibeträgt und der Gehalt an Al oder Cu hoch ist, kann die physikalische Adhäsion zwischen Teilchen dieser zwei Zusammensetzungen schnell durch einen synergistischen Effekt der Duktilität von Al oder Cu und dem oben beschriebenen Effekt der feinen SiC-Teilchen fortschreiten, auch beim Kaltschmieden mit einem Druck von 1 t/cm² oder mehr, vorausgesetzt, dass die zwei Hauptbestandteile zuvor gleichmäßig dispergiert sind. Als ein Resultat kann ein Material mit einer relativen Dichte von wenigstens 80% erzielt werden, obwohl Leerräume zu einem gewissen Maße zurückbleiben. Je höher die Temperatur des Warmumformens ist, verschiebt sich der Zusammensetzungsbereich, welcher das vergleichbare Maß der relativen Dichte bereitstellt, zu der Seite der höheren SiC-Gehalte. Überschreitet die Warmverformungstemperatur den Schmelzpunkt von Al oder Cu, beschleunigt die Wirkung der feinen Teilchen aus SiC, welche oben beschrieben ist, und das schnelle Anfüllen von Al oder Cu-Schmelze in die Räume zwischen den SiC-Teilchen das Verfahren zur Verdichtung des Materials und daher kann ein Verbundmaterial mit hoher Dichte und hoher thermischer Leitfähigkeit in einem kürzeren Zeitraum erhalten werden, im Vergleich zu den herkömmlichen Verfahren. Da die Warmumformtemperatur hoch eingestellt werden kann, wenn der Warmschmiededruck 10 t/cm² oder mehr bei einer Temperatur von nicht weniger als dem Schmelzpunkt von Al und Cu erzielt, werden die Wirkung des Verdichtens und die resultierende Wirkung der Erhöhung der thermischen Leitfähigkeit erfüllt.
Die Erwärmungstemperatur des Presskörpers in dem Schritt des Formens eines heißgschmiedeten Körpers ist von dem Warmumformdruck und von dem SiC-Gehalt abhängig, wie oben beschrieben. Unter Berücksichtigung des Einflusses des Maßes der Adhäsion zwischen den Teilchen der Hauptbestandteile, die oben erwähnt wurden, auf die thermische Leitfähigkeit, sollte die Temperatur vorzugsweise nicht weniger als den Schmelzpunkt von Al oder Cu betragen. Bezüglich des Verfahrens des Erwärmens des Presskörpers vor dem Warmumformen kann ein herkömmliches Verfahren, das für den herkömmlichen Sinterofen verwendet wird, eingesetzt werden. Um eine Zwischenflächenreaktion zwischen den zwei Hauptbestandteilen oder zwischen dem Hauptbestandteil und der darin enthaltenen Verunreinigung zu vermeiden und um das Phänomen der festen Lösung der Verunreinigung in dem Kristallgitter des Hauptbestandteiles so stark wie möglich zu vermeiden, wie später beschrieben, und um ein Material mit einer hohen thermischen Leitfähigkeit zu erzielen, ist ein Verfahren des Erwärmens vorteilhaft, welches geeignet ist, die Temperatur in einem relativ kurzen Zeitraum bis ins Innere des Presskörpers zu erhöhen/zu verringern. Solch ein Erwärmungsverfahren kann zum Beispiel ein Plasma-Heizverfahren, elektromagnetisches Induktions-Heizverfahren und ein Mikrowellen-Heizverfahren umfassen. Wenn diese Art des Heizverfahrens eingesetzt wird, wird der Presskörper gleichmäßig und schnell von innen erwärmt und daher kann ein Verbundmaterial mit hoher thermischer Leitfähigkeit, welcher der Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist, einfach erhalten werden, indem der Presskörper auf einer Zieltemperatur für wenigstens einige Sekunden gehalten wird. Des weiteren kann die Oxidation von Al oder Cu vorteilhaft vermieden werden, da flüchtige Bestandteile, wie Wasserdampf oder OH-Gruppen und dergleichen, welche im Inneren des Presskörpers existieren, schnell verflüchtigt oder aufgelöst werden, ohne die Notwendigkeit, in einer nichtoxidierenden Atmosphäre wie Stickstoff zu erwärmen. Daher kann das Verfahren, wenn das HeißscWarmverformen durch solch ein Heizverfahren in einem kurzen Zeitraum innerhalb einiger Sekunden durchgeführt wird, zum Beispiel in Luft ohne größere Probleme durchgeführt werden.
In dem gemeinsamen Heizverfahren erfordert das gleichmäßige Erwärmen zehn und einige Minuten, und daher ist in diesem Fall eine Schutzgasatmosphäre aus Stickstoff, Argon oder dergleichen bevorzugt. Wenn die Heiztemperatur in dem Material auf Al-SiC-Basis zu hoch ist, bildet sich Aluminiumkarbid (Al₄C₃) durch die Reaktion von Al mit SiC und kann die thermische Leitfähigkeit verringern. Obwohl es mit der Heizdauer zusammenhängt, liegt die bevorzugte Heiztemperatur fast 200°C oberhalb des Schmelzpunktes von Al oder einer Al-Legierung. Insbesondere die elektromagnetische Induktionserwärmung kann die Bildung von Al₄C₃ aufgrund der kurzen Heizdauer beschränkt werden.
Bezüglich der Temperatur der Form zum Zeitpunkt des Warmumformens ist eine höhere wünschenswert. Wenn die Temperatur der Form zu niedrig ist (z. B. Raumtemperatur), kann ein erwärmtes Material gekühlt werden und das Verfahren der Zunahme der Dichte behindern. Das Warmumformen bei einer Temperatur von nicht weniger als dem Schmelzpunkt von Al ist geeignet, wenn die Temperatur von Al nicht den Schmelzpunkt erzielt, kann die erwartete thermische Leitfähigkeit nicht erhalten werden. Das Einstellen der Formtemperatur hängt mit der Erwärmungstemperatur vor dem Schmieden zusammen und daher kann sie nicht automatisch bestimmt werden. Es ist jedoch eine Temperatur von 200°C oder mehr erwünscht. Überschreitet die Temperatur 600°C, kann die Festigkeit der Form möglicherweise verringert werden, und daher ist der bevorzugte Bereich ungefähr 200 bis ungefähr 500°C.
Bei dem Schritt des Formens eines heißgeschmiedeten Körpers auf Al-SiC-Basis bieten die Heizeinrichtungen, welche eine kürzere Heizdauer wie oben beschrieben sicherstellen, auch die folgenden Vorteile. Im allgemeinen tritt die folgende Reaktion stufenweise an der Zwischenfläche zwischen Al und SiC auf, wenn ein Presskörper aus hauptsächlich Al und Si erwärmt wird. 3SiC + 4Al → Al_–4C₃ + 3Si (10)
Die Reaktion schreitet weiter fort, wenn die Heizdauer länger wird. Bei dem herkömmlichen Infiltrationsverfahren, dem Sinterverfahren, dem Heißschmiedeverfahren und dem Heißpressen, ist normalerweise ein Erwärmen über einen langen Zeitraum von wenigstens der Einheit einer Stunde notwendig, um ein gleichmäßiges Erwärmen des Presskörpers sicherzustellen, eine gleichmäßige Infiltrationseindringung von Al in den Presskörper und eine ausreichende Adhäsion an der Zwischenfläche von Al und SiC. Als ein Ergebnis bildet sich eine große Menge an Aluminiumkarbid (Al₄C₃) mit einer niedrigen thermischen Leitfähigkeit, was die thermische Leitfähigkeit des gesamten Verbundmaterials unvermeidbar verringert. Im Gegensatz dazu kann durch das Verfahren der vorliegenden Erfindung, bei welchem der Presskörper dicht ist und durch den Schritt des Warmverformens zusammengesetzt wird, der ein Erwärmen für einen kürzeren Zeitraum erfordert, die Verringerung der thermischen Leitfähigkeit des Verbundmaterials, welches aus der Erzeugung von Aluminiumkarbid resultiert, minimiert werden.
Wie oben beschrieben, ist es bei dem herkömmlichen Infiltrationsverfahren oder dem Sinterfahren unter normalem Druck notwendig, die Benetzbarkeit zwischen Al oder Cu und SiC zu verbessern, indem ein Legierungsbestandteil zugegeben wird, um so eine ausreichende Adhäsion an der Zwischenfläche dieser Bestandteile zu erzielen. Wird zum Beispiel reines Al verwendet, ist es notwendig, Si oder Mg oder ein Übergangsmetall wie Ti, V oder Mn zuzugeben, und wenn reines Cu verwendet wird, ist es notwendig, als Unterzusammensetzung ein ähnliches Übergangsmetall zuzugeben. Als ein Ergebnis kann die thermische Leitfähigkeit von reinem Al oder reinem Cu nicht vollständig erzielt werden. Wird Mg oder Si zu Al in der Al-SiC-Basis zugegeben, wie oben beschrieben, wird die Benetzbarkeit zwischen Al und SiC wesentlich verbessert und vereinfacht das Infiltrieren oder Sintern. Die Zugabe von Si hemmt auch das Fortschreiten der Bildung von Al₄C₃, wie in der Gleichung (10) dargestellt. Solch ein Legierungsbestandteil führt jedoch zu einer festen Lösung in dem Kristall von Al oder Cu, welche die thermische Leitfähigkeit des Verbundmaterials beträchtlich verringert. Eine feste Lösung solch eines Legierungsbestandteils in dem Kristall von Al oder Cu erhöht die Verzerrung des Kristallgitters von Al oder Cu (was bedeutet, dass eines mit einer Gitterkonstante, welche dem von reinem Al oder Cu näher ist, nicht erzielt werden kann), und daher kann die diesem eigene hohe thermische Leitfähigkeit nicht erzielt werden. Im Gegensatz dazu kann durch das Herstellungsverfahren gemäß eines Gegenstandes der vorliegenden Erfindung eine hohe Adhäsion zwischen reinem Al oder reinem Cu und eine hohe thermische Leitfähigkeit aufgrund des Warmverfomungsschrittes sichergestellt werden, auch wenn reines Al oder reines Cu als Hauptausgangsmaterial verwendet wird. Die Zugabe von Si zu Al ist in der vorliegenden Erfindung auch erlaubt.
Im allgemeinen ist es zur Erzielung eines Verbundmaterials mit einer hohen thermischen Leitfähigkeit gewünscht, einen Hauptbestandteil als das Ausgangsmaterial zu verwenden, welcher im wesentlichen eine hohe thermische Leitfähigkeit und eine hohe Reinheit aufweist. Im allgemeinen ist solch ein Ausgangsmaterial mit hoher Reinheit jedoch teuer. Daher ist es bei der Herstellung des Verbundmaterials gemäß der vorliegenden Erfindung von besonderer Bedeutung, ein Ausgangsmaterial zu gewinnen oder herzustellen, welches so kostengünstig wie möglich für beide der zwei Verbundmaterialien ist, die oben beschrieben sind. Dies ist sowohl für das oben beschriebene erste als auch das zweite Verfahren wichtig, bei dem Schritt des Vorbereitens des Ausgangsmaterials, enthaltend den ersten Bestandteil, einschließlich eines Metalls, welches hauptsächlich aus Aluminium oder Kupfer besteht, und dem zweiten Bestandteil, hauptsächlich bestehend aus Siliziumkarbidpulver als die Hauptbestandteil-Ausgangsmaterialien.
Siliziumkarbid, welches der Hauptbestandteil des Verbundmaterials auf Siliziumkarbid-Basis der vorliegenden Erfindung ist, ist als ein keramisches Material mit einer sehr hohen thermischen Leitfähigkeit unter Keramiken bekannt. Daher werden Siliziumkarbidteilchen mit hoher Reinheit und wenigen Fehlern gemäß der vorliegenden Erfindung, welche oben erwähnt sind, im Folgenden beschrieben. In Keramiken ist das Medium der thermischen Leitfähigkeit im wesentlichen Phononen. Im allgemeinen gibt es viele Fehler in Siliziumkarbidteilchen. Die Fehler umfassen Punktfehler, Stapelfehler, welche von dem gestapelten Zustand der Atome in der Richtung der C-Achse des SiC-Kristallgitters resultieren, Versetzungen, die von der festen Lösung von Verunreinigungen stammen, Kristallverzerrungen, die von der mechanischen Pulverisierung der Teilchen resultieren und der Trägerkonzentration in dem Kristall. Diese Defekte behindern die thermische Leitfähigkeit in dem Kristall durch die Phononen. Die Erfinder haben herausgefunden, dass von den oben genannten Gründen die Stapelfehler und die Menge der Verunreinigungen den größten Einfluss ausüben. Der Einfluss dieser Faktoren hängt stark von dem Verfahren der Herstellung des SiC-Ausgangsmaterialpulvers ab.
Das SiC-Pulver kann hergestellt werden durch (1) ein Verfahren des Reagierens von Siliziumdioxid (SiO₂) oder Silizium(Si)-Pulver mit Kohlenstoff(C)-Pulver, (2) dem Verfahren des direkten Verkohlens von Si, d. h., das Verfahren des Reagierens von Si mit einem C-Bestandteil wie Koks, und (3) das Verfahren, bei welchem das SiC-Pulver, welches durch das Verfahren nach (1) oder (2) hergestellt wurde, erwärmt wird und bei einer Temperatur von wenigstens 2.000°C sublimiert wird, um SiC- und C-Gase bereitzustellen und die Gase wieder abzuscheiden. Durch jedes dieser Verfahren ist es möglich, ein hochreines SiC-Pulver zu erhalten, indem die Menge der Metallverunreinigungen in dem SiO₂-, C-, SiC- oder Si-Pulver als Ausgangsmaterial zuvor verringert wird. Insbesondere durch das Verfahren (3) kann ein Pulver mit feinen Teilchen mit sehr wenig Stapelfehlern erzielt werden, da das SiC-Pulver aus der Gasphase abgeschieden wird. Des weiteren muss das Pulver nicht beim Mischen pulverisiert werden, und daher werden keine mechanischen inneren Verzerrungen in den Teilchen erzeugt. Daher weist es im Vergleich mit kommerziell erhältlichem Material ein höheres thermisches Diffusionsvermögen auf. Die Verunreinigungen, die in dem gemischten SiC-Ausgangsmaterial vorhanden sind, umfassen Stickstoff, Sauerstoff, Kohlenstoff und Eisen (Fe), Übergangsmetalle wie Titan (Ti), Chrom (Cr), Vanadium (V), Nickel (Ni) oder dergleichen, oder einen Bestandteil, welcher solch ein Metall enthält. Diese Verunreinigungen existieren auf der Obertläche der SiC-Teilchen oder in den Teilchen und die Verunreinigung, die im Inneren existiert, verringert das thermische Diffusionsvermögen des SiC-Kristallteilchens selbst. Obwohl die Verunreinigung in der Nähe der Oberfläche durch eine vorläufige Säurebehandlung des Ausgangsmaterialpulvers entfernt werden kann, welche später beschrieben wird, kann die Verunreinigung im Inneren nicht vollständig entfernt werden. Daher ist es zur Erzielung eines Verbundmaterials mit hoher thermischer Leitfähigkeit wünschenswert, SiC-Ausgangsmaterial zu verwenden, welches so wenig wie möglich Verunreinigung in den Teilchen aufweist. Das Verfahren weist jedoch eine geringe Produktionsausbeute auf, und verursacht daher große Kosten. Zum Beispiel ist eine Säurebehandlung erfordert, wobei das Ausgangsmaterial unter Druck gesetzt und in erwärmte Säure für einen langen Zeitraum eingetaucht wird.
Im Hinblick auf das vorgenannte haben die Erfinder das Verfahren (4) vorgesehen, wobei die Fehler, die in das SiC-Pulver eingeführt wurden, durch eine Wärmebehandlung entfernt werden. Als ein Ergebnis, haben die Erfinder herausgefunden, dass durch Erwärmen unter den vorher beschriebenen Bedingungen es möglich ist, die Versetzungen, welche darin existieren, effektiv zu bewegen, so dass die Anzahl der Stapelfehler in den SiC-Kristallteilchen reduziert werden kann. Des weiteren haben die Erfinder herausgefunden, dass abhängig von den Erwärmungsbedingungen, SiC selbst sublimiert und wieder abgeschieden wird, wobei Pulver, welche im wesentlichen keine Fehler aufweisen, erhalten werden können. In den so erhaltenen Pulvern weisen die Kristallteilchen selbst eine hohe thermische Leitfähigkeit auf.
Bei dem Verfahren zur Herstellung eines Verbundmaterials gemäß der vorliegenden Erfindung, kann für den Schritt des Vorbereitens des Ausgangsmaterials ein kommerziell erhältliches Pulver als SiC-Ausgangsmaterialpulver ausgewählt werden. Es ist jedoch gewünscht, ein kommerziell erhältliches Pulver auszuwählen, wobei die Menge der Verunreinigungen in den Kristallteilchen gering ist, oder das ausgewählte Pulver vorzuwärmen (Vorwärmbehandlung). Daher wird bei der vorliegenden Erfindung, in dem Schritt des Vorbereitens des Ausgangsmaterials des oben beschriebenen ersten und zweiten Verfahrens, bei der Auswahl des kommerziell erhältlichen Pulvers SiC-Ausgangsmaterialpulver vorzugsweise ausgewählt, bei welchem der Sauerstoffgehalt höchstens 1 Gew.-% beträgt, der Anteil eines Kation-Verunreinigungselementes, insbesondere der Anteil des Bestandteils, welcher Eisen enthält, als Eisenelement-Äquivalent höchstens 0,01 Gew.-%, und der Anteil des Bestandteils, welcher Aluminium enthält, als Aluminiumelement-Äquivalent, 0,01-Gew.-%. Insbesondere bevorzugt wird das Ausgangsmaterialpulver, bei welchem der Sauerstoffgehalt höchstens 0,1 Gew.-%, der Anteil eines eisenhaltigen Bestandteils, als Eisenelement-Äquivalent, höchstens 0,005 Gew.-% und der Anteil des Bestandteils, welcher Aluminium umfasst, als Aluminiumelement-Äquivalent, höchstens 0,005 Gew.-% enthält, ausgewählt. Wenn der Anteil des Sauerstoffs und die Mengen an eisen- und aluminiumhaltigen Bestandteilen als Äquivalent der Eisen- und Aluminiumelemente die oben genannten Anteile überschreitet, tendiert die thermische Leitfähigkeit des Verbundmaterials dazu, sich zu verringern. Des weiteren wird bei der vorliegenden Erfindung, um die Menge des Sauerstoff- oder Kation-Verunreinigungselementes zu reduzieren, insbesondere Eisen in dem ausgewählten SiC-Pulver, das SiC-Pulver als das Ausgangsmaterial vorzugsweise einer vorläufigen Wärmebehandlung in einer Schutzgasatmosphäre bei einer Temperatur von 1.600 bis 2.400°C unterworfen. Vorzugsweise wird eine vorläufige Säurebehandlung durchgeführt, wobei das SiC-Pulver als das Ausgangsmaterial in eine Säurelösung eingetaucht wird, enthaltend wenigstens eins von Flusssäure, Salpetersäure und Salzsäure. Durch solch eine Behandlung kann auch ein Pulver, welches zu einem gewissen Maße eine Verunreinigung enthält, durch Selektion eine verbesserte Reinheit im Bereich des oben genannten Maßes aufweisen. Die Behandlungen können beide wie oben beschrieben durchgeführt werden. In diesem Fall wird zunächst die vorläufige Säurebehandlung durchgeführt, gefolgt von der vorläufigen Wärmebehandlung.
Die Wirkung der Säurebehandlung wird durch Erwärmen beschleunigt (auf zum Beispiel eine Temperatur von nicht weniger als 100°C). Vorzugsweise sollte als das SiC-Pulver, welches der vorläufigen Wärmebehandlung oder der vorläufigen Säurebehandlung unterworfen wird, die oben beschrieben sind, das Pulver mit einer so hohen thermischen Leitfähigkeit wie möglich ausgewählt werden. Obwohl die Eigenschaften des SiC-Pulvers, welche sich aus dem Kristalltyp ableiten, später beschrieben werden, ist es bevorzugt, ein SiC-Pulver auszuwählen, bei dem die Teilchen den 6H oder 4H-Kristalltyp aufweisen. Insbesondere 6H-Kristalle, bei welchen die Metallsymmetrie hoch ist, sollten hauptsächlich ausgewählt werden.
Bei der vorläufigen Wärmebehandlung des SiC-Pulvers neigt dieses Gas dazu, wenn Stickstoff- oder Kohlenstoffbestandteile in dem Umgebungsgas koexistieren, Gitterfehler zu erzeugen, da das Gas dazu neigt, eine feste Lösung in dem SiC-Kristall zu bilden. Daher wird im allgemeinen ein Schutzgas, welches solch einen Bestandteil nicht enthält, verwendet. Unter anderen ist Argon (Ar)-Gas bevorzugt. Obwohl der Umgebungsdruck (1 Atm) als Gasdruck zu diesem Zeitpunkt ausreichend ist, um die Wirkung zu erzielen, verbessert sich die Wirkung, wenn sich der Druck erhöht. Je höher der Gasdruck, desto einfacher bewegen sich die Versetzungen in dem SiC-Kristall und daher wird es einfacher, die Fehler in dem Kristall zu eliminieren. Zum Beispiel wird eine stärkere Wirkung erwartet, wenn das Verfahren bei einem Gasdruck von 1.000 bis einige tausend Atmosphären durchgeführt wird, unter Verwendung einer Verarbeitungsvorrichtung mit Hochdruckgas, wie einer heißisostatischen Presse (HIP). Vorzugsweise sollte der Erwärmungszeitraum von Siliziumkarbid in dem Schutzgas, wie oben beschrieben, bei wenigstens 30 Minuten liegen. Ist die Verfahrenstemperatur niedriger als 1.600°C oder die Verarbeitungsdauer kürzer als 30 Minuten, kann die Wirkung der Verringerung der Fehler durch das Verfahren nicht so stark erwartet werden. Überschreitet der Zeitraum drei Stunden, sättigt sich die Wirkung. Obwohl die Wirkung höher ist je höher die Verarbeitungstemperatur ist, würde SiC sublimiert, wenn die Temperatur 2.400°C überschreitet, um in Si und C aufgelöst zu werden, und führt zu einer geringeren Produktionsausbeute.
Um die Menge der Fehler in dem SiC-Ausgangsmaterialpulver weiter zu reduzieren, ist ein mögliches Verfahren, den Temperaturgradienten in dem Ofen bereitzustellen, um die Sublimation von SiC bei einem hohen Temperaturbereich (z. B. 3.000°C) zu bewirken und eine Abscheidung dieser bei einer niedrigen Temperatur (z. B. 1.800°C) zu bewirken. Durch solch ein Verfahren ist es möglich, ein Pulver, welches im wesentlichen keine Fehler aufweist, zu erzielen. Die Kristallteilchen des Pulvers, welche durch das Verfahren erhalten werden, weisen eine extrem hohe thermische Leitfähigkeit auf. Das Verfahren führt jedoch unvermeidbar zu einer niedrigeren Produktionsausbeute des Pulvers, wie bei dem oben beschriebenen Verfahren (3). Um dieses Problem zu vermeiden und SiC-Pulver mit höherer Reinheit zu erzielen, schließt die vorliegende Erfindung als ein bevorzugtes Verfahren den Schritt der vorläufigen Säurebehandlung, bei welcher das Pulver in eine Säure wie Flusssäure, Salpetersäure oder Salzsäure, vor der vorläufigen Wärmebehandlung ein. Auf diese Weise wird es möglich, Sauerstoff, Kohlenstoff und das Kation-Verunreinigungselement, das oben erwähnt wurde und in der Nähe der Oberfläche der Pulverteilchen existiert, das heißt Übergangsmetallverunreinigungen, wie Eisen (Fe), Chrom (Cr), Vanadium (V) und Nickel (Ni), insbesondere Eisen (Fe), aufzulösen und zu entfernen. Die Verunreinigung, Sauerstoff und Kohlenstoff in der Nähe der Oberfläche der SiC-Teilchen diffundiert in das Innere der SiC-Kristallteilchen bei einer hohen Temperatur und bewirken eine Erhöhung der Punktfehler und der Stapelfehler in den Teilchen. Daher verringert sich das thermische Diffusionsvermögen der SiC-Kristallteilchen. Der Einfluss des Bestandteils, welcher Eisen (Fe)-Element enthält, ist beträchtlich. Fe kann in einem ungebundenen Zustand oder in dem Zustand einer Verbindung wie einem Oxid in den SiC-Teilchen existieren. Indem das Siliziumkarbidpulver, welches geringe Sauerstoff- oder Kation-Verunreinigungen enthält, vorher ausgewählt wird, oder durch das zusätzliche Durchführen der vorläufigen Wärmebehandlung oder der vorläufigen Säurebehandlung an kommerziell erhältlichem Siliziumkarbidpulver, welche Verunreinigungen enthalten, kann ein Verbundmaterial auf Siliziumkarbidbasis mit höherer thermischer Leitfähigkeit erhalten werden, als wenn das kommerziell erhältliche SiC-Pulver verwendet wird wie es ist.
Im allgemeinen ist SiC ein Material, welches einen Halbleiter vom n-Typ mit einem Überschuss an Elektronen oder einen Halbleiter vom p-Typ mit einem Überschuss an Löchern bereitstellt. Nimmt daher die Konzentration des Überschusses an Elektronen oder Löchern (Trägern) zu, zerstreuen sich die Phononen in dem SiC, was zu einer niedrigeren thermischen Leitfähigkeit führt. Im allgemeinen ist ein hergestelltes SiC des 6H-Kristalltyps ein n-Typ-Halbleiter und grün, mit einer festen Lösung an Stickstoff (N). Je geringer die Menge an N ist, desto klarer wird die Farbe in dem Kristall. Hierbei substituiert durch den Mechanismus der Erzeugung von Trägern N die Position von C (Kohlenstoff) des SiC-Kristalls, und ein freies Elektron (Träger) erzeugt sich der folgenden Gleichung (11) C^4– → N^3–+ e^– (11)
Da Kation-Verunreinigung wie Al oder Fe in fester Lösung in dem tatsächlichen Kristall existiert, substituiert diese Verunreinigung die Si-Position des SiC-Kristalls und ein Loch (Träger) wird gemäß des folgenden Ausdrucks erzeugt. Si⁴⁺ → Al³⁺p⁺ (12) Si^4+– → Fe³⁺+ p⁺ (13)
Daher wird die Trägerkonzentration durch die Menge der festen Lösung der Kation-Verunreinigung, wie Fe oder Al oder N, bestimmt. Bei herkömmlichem SiC-Pulver ist die Trägerkonzentration um so höher je größer die Menge an N ist. Je größer jedoch die Menge an Kation-Verunreinigungen, wie Fe oder Al, ist, desto größer ist die Anzahl der Löcher, welche mit freien Elektronen verbunden sind, und daher verringert sich die Trägerkonzentration deutlich. Insbesondere, in dem SiC-Kristall mit der gleichen Endkonzentration, verringert die Kation-Verunreinigungskonzentration die Trägerkonzentration.
Um daher die thermische Leitfähigkeit von SiC zu verbessern, ist es notwendig, die Menge der festen Lösung der Kation-Verunreinigung oder N in dem Kristall zu reduzieren. Je niedriger die Trägerkonzentration des SiC-Pulvers ist, welches für das Verbundmaterial auf Siliziumkarbidbasis der vorliegenden Erfindung verwendet wird, desto besser. Insbesondere ist eine Trägerkonzentration von höchstens 5 × 10¹⁹cm^–3 erwünscht. Die Trägerkonzentration wird auf die folgende Weise gemessen. Im allgemeinen wird die Trägerkonzentration eines Einkristalls gemessen, indem Elektroden auf der oberen und unteren Oberfläche einer plattenförmigen Probe gebildet werden, gemäß des CV-Verfahrens (Messverfahren unter Verwendung des Loch-Effekts). Da jedoch keine Elektroden auf dem Pulver gebildet werden können, kann dieses Verfahren nicht eingesetzt werden. Die Trägerkonzentration des Pulvers wird durch die Raman Spektroskopie-Analyse gemessen. Bei diesem Verfahren wird der Kristall in dem Pulver mit einem Laser angeregt, und das Maß des Verschiebens der Frequenz des gestreuten Spektrums (Raman-Streuung) gemessen. Je höher die Trägerkonzentration ist, desto größer ist das Maß der Verschiebung.
Wie oben beschrieben, kann unter Verwendung eines Siliziumkarbidpulvers mit wenig Verunreinigungen oder Fehlern ein Verbundmaterial mit überragender thermischer Leitfähigkeit erzielt werden. Hierdurch kann das Verbundmaterial auf Siliziumkarbidbasis mit der thermischen Leitfähigkeit innerhalb des Bereichs entsprechend der Gleichung (4) auf Al-SiC-Basis und in dem Bereich entsprechend der Gleichung (8) der Cu-SiC-Basis erhalten werden. In dem Zusammenhang mit dem Herstellungsverfahren gemäß des zuvor genannten weiteren Gegenstandes der vorliegenden Erfindung, kann bei der Herstellung solch eines SiC-Pulvers ein Verbundmaterial mit überragender thermischer Leitfähigkeit erhalten werden, auch wenn das übliche Infiltrationsverfahren, Sinterverfahren, Heißpressen oder Gießverfahren eingesetzt wird, im Vergleich dazu, dass kommerziell erhältliches Siliziumkarbidmaterial verwendet wird.
Die Menge der Verunreinigung, die an der Oberfläche der SiC-Teilchen vorhanden sind, können durch das Säure-Extraktionsverfahren bestätigt werden. Das Verfahren umfasst die folgenden Schritte. Das SiC-Pulver wird für ungefähr zwei Stunden in eine gemischte Säurelösung enthaltend Salpetersäure und Flusssäure eingetaucht, welche auf 100°C gehalten wird, so dass die Verunreinigung, welche auf der Oberfläche des Pulvers existiert, eluiert wird, und anschließend wird die Menge der Eluierung durch ICP-Emissions-Spektralanalyse ermittelt. Wenn auch die Menge an Verunreinigungen, welche im Inneren des SiC-Teilchens existieren, bestimmt werden soll, wird die Verunreinigung durch ein Drucksäure-Zersetzungsverfahren eluiert. Hierbei wird das SiC-Pulver für ungefähr 40 Stunden in eine gemischte Säurelösung enthaltend Salpetersäure und Flusssäure eingetaucht, welche auf 190 bis 230°C gehalten wird. Auf diese Weise können nicht nur die Verunreinigungen an der Oberfläche sondern auch im Inneren der SiC-Teilchen extrahiert werden, und die Menge der Elusion wird auf die ähnliche Weise durch ICP-Emissionsspektralanalyse ermittelt. Die Menge der Stapelfehler in den SiC-Teilchen kann durch direkte Beobachtung der SiC-Teilchen unter Verwendung eines Rasterelektronenmikroskops ermittelt werden. Wenn die Menge der Verunreinigung oder die Menge der Stapelfehler der SiC-Teilchen in dem zusammengesetzten Verbundmaterial auf Siliziumkarbidbasis bestätigt werden sollen, wird zunächst der erste Bestandteil abgetrennt und zum Beispiel durch Säure entfernt und die übrigen SiC-Teilchen werden analysiert und durch ähnliche Verfahrensschritte ermittelt.
Das Ausgangsmaterial des ersten Bestandteils, welcher hauptsächlich aus Aluminium oder Kupfer besteht, kann kommerziell erhältlich sein. Es sollte festgehalten werden, dass das Ausgangsmaterial wünschenswerter Weise eine höhere Reinheit aufweisen sollte, um nicht die thermische Leitfähigkeit des hergestellten Verbundmaterials zu verringern. Ausgangsmaterialien mit der Reinheit von 99% oder mehr sind erwünscht. Das Ausgangsmaterial des ersten Bestandteils, welches in der vorliegenden Erfindung verwendet wird, kann in der Form einer Masse, Pulver oder in jeder anderen Form vorliegen. Im allgemeinen wird jedoch das Ausgangsmaterial in der Form eines Pulvers verwendet, mit der Ausnahme, wenn das Infiltrationsverfahren oder Gießverfahren in dem Herstellungsverfahren gemäß des oben beschriebenen zweiten Verfahrens gemäß der vorliegenden Erfindung eingesetzt wird. Verunreinigungsteilchen, die in dem Ausgangsmaterialpulver vorhanden sind, insbesondere ein Bestandteil enthaltend ein Übergangselement, insbesondere ein Element der Gruppe 8a, bei welchen eine feste Lösung in Aluminium möglich ist, sollte minimiert werden. Daher sollte, wenn kommerziell erhältliches Aluminium-Legierungspulver verwendet wird, eines ausgewählt werden, welches die geringste Menge solch eines Bestandteils enthält. Des weiteren sollte zur Verbesserung der Aluminiumreinheit des Aluminiums oder des Ausgangsmaterialpulvers der Aluminiumlegierung, ein Pulver verwendet werden, welches durch physikalisches oder chemisches Verfahren oder geschmolzenes Metallzerstäubungsverfahren hergestellt wurde, um so die Reinheit des kommerziell erhältlichen Pulvers zu verbessern.
Wie oben beschrieben, kann in der vorliegenden Erfindung das Ausgangsmaterial, welches so wenig Legierungsbestandteil wie möglich enthält, vorzugsweise als erster Be standteil eingesetzt werden, um die thermische Leitfähigkeit des Verbundmaterials zu verbessern. Es sollte jedoch festgehalten werden, dass der thermische Ausdehnungskoeffizient manchmal unter Berücksichtigung der Anpassung an periphere Elemente unterdrückt werden muss, auch wenn die thermische Leitfähigkeit zu einem gewissen Maße geopfert wird. In solch einem Fall kann ein Bestandteil mit einem kleineren thermischen Ausdehnungskoeffizienten als dem ersten Bestandteil in solch einem Maße zugegeben werden, dass dieser nicht die thermische Leitfähigkeit beeinflusst. Als Al-SiC-Basismaterial können zum Beispiel Al-Legierungen, welche Si enthalten, als Al-Ausgangsmaterial verwendet werden. Hierbei beträgt die Menge an Si, welche die thermische Leitfähigkeit nicht beeinflusst, ungefähr 20 Gewichtsteile bei 100 Gewichtsteilen Al.
Wie oben beschrieben, sollte als Ausgangsmaterial zur Verwendung in der vorliegenden Erfindung ein SiC-Pulver als der zweite Bestandteil eingesetzt werden, welches die höchstmögliche Reinheit und geringe Fehler aufweist, und das Ausgangsmaterial, welches hauptsächlich aus Aluminium oder Kupfer besteht, mit einer hohen Reinheit, sollte als erster Bestandteil eingesetzt werden. Bezüglich des Verfahrens zur Vermischung der Ausgangsmaterialien können herkömmliche Verfahren eingesetzt werden, unter der Voraussetzung, dass die Reinheit der Ausgangsmaterialien nicht verschlechtert wird, wobei die Form und die Natur des Ausgangsmaterials berücksichtigt werden muss. Des weiteren sollte die Mischung vorzugsweise zu einem Granulat pelletiert werden, so dass die Mischung weniger grob ist, um die Durchführung des Verdichtens der Mischung zu vereinfachen. Jedes herkömmliche Verfahren kann verwendet werden, um den Presskörper der Mischung herzustellen.
Das Verfahren zur Herstellung des Verbundmaterials auf Siliziumkarbidbasis gemäß der vorliegenden Erfindung, welches das Herstellungsverfahren begleitet, umfassend den Schritt der Wärmebehandlung, wobei der heißgeschmiedete Körper, welcher durch das oben beschriebene erste Verfahren erhalten wird, oder das Verbundmaterialelement auf Siliziumkarbidbasis, erhalten durch das oben beschriebene zweite Verfahren, auf eine Temperatur Th erwärmt, welche niedriger ist als der Schmelzpunkt Tm des ersten Bestandteils, welcher hauptsächlich aus Aluminium oder Kupfer besteht. Das Verfahren umfasst auch das Verfahren, welches das bevorzugte Einführen eines Schrittes des Vorbereitens des Ausgangsmaterials, enthaltend den ersten und zweiten Bestandteil, wie oben beschrieben, mit einschließt. Die Verfahrensatmosphäre kann eine nichtoxidierende Atmosphäre sein, und ist im allgemeinen eine Stickstoffatmosphäre. Durch die Wärmebehandlung kann die Gitterverzerrung, welche in dem warmgeschmiedeten Kristallkörper des porösen Verbundmaterials existiert oder in dem Element existiert, welches durch das oben beschriebene zweite Verfahren existiert, entspannt werden. Der Grund hierfür ist, dass durch die Erwärmung auf eine Temperatur Th unterhalb des Schmelzpunktes Tm des ersten Bestandteils der Bestandteil, welcher als feste Lösung in Al oder Cu als erster Bestandteil (z. B. der Bestandteil, welcher das Übergangsmetallelement der Gruppe 8a oder Si in Al-SiC-Basismaterial und der Bestandteil, welcher das Übergangsmetallelement der Gruppe 8a in einem Cu-SiC Basismaterial enthält) aus den Kristallteilchen geladen wird. Obwohl der Bereich der resultierenden thermischen Leitfähigkeit die obere Grenze, welche durch die Gleichung (3) beschrieben wird, nicht überschreitet, kann die thermische Leitfähigkeit des warmgeschmiedeten Verbundmaterials weiter verbessert werden. Wenn die Temperatur Th der Wärmebehandlung den Schmelzpunkt Tm von Al oder Cu überschreitet, bildet sich eine flüssige Al- oder Cu-Phase und daher kann die Wirkung nicht erwartet werden.
In jedem der oben beschriebenen ersten und zweiten Verfahren sollte die Temperatur Th des Schrittes der Wärmebehandlung die Beziehung Th > Tm – 100 erfüllen. Ein Wiedererwärmen innerhalb dieses Temperaturbereichs ermöglicht die Reduktion des Zeitraumes der Wärmebehandlung. Zum Beispiel ist wenigstens eine Stunde Wärmebehandlung für ein Al-SiC-Basismaterial ausreichend. Wenn der Zeitraum der Wärmebehandlung wie oben beschrieben ausgedehnt wird, kann die Verzerrung in den Basisteilchen entspannt werden, was die thermische Leitfähigkeit weiter steigert. Wenn die Beziehung Th ≦ Tm –100 lautet, ist ein längerer Zeitraum der Wärmebehandlung notwendig.
Obwohl es von der Zusammensetzung oder dem Maß der thermischen Leitfähigkeit des Verbundmaterials vor dem Wiedererwärmen abhängt, verbessert das Verfahren der vorliegenden Erfindung, welche das Wiedererwärmen einsetzt, die thermische Leitfähigkeit auf ein Maß von ungefähr 150 bis 200 W/m·K des Materials auf Al-Basis, dass es, zum Beispiel, nicht niedriger ist als die untere Grenze, die durch die Gleichung (2) definiert wird (das heißt, die untere Grenze, die durch die dicke feste Linie in 1 dargestellt wird). Des weiteren kann die thermische Leitfähigkeit auf ein Maß von ungefähr 200 bis 250 W/m·K des Materials auf Cu-Basis auf ein Maß der unteren Grenze verbessert werden, welche durch die Gleichung (6) definiert wird (das heißt, die dicke feste Linie aus 2) oder mehr. Die vorliegende Erfindung wird in Bezug auf die spezifischen Beispiele beschrieben.
(Beispiel 1)
SiC-Ausgangsmaterial-Pulverproben werden verschiedenen vorläufigen Verfahren unterworfen, wie in Tabelle 1 angeführt, die in Tabelle 2 angegebenen Ausgangsmaterialien auf Al-Basis und die in Tabelle 3 angegebenen Ausgangsmaterialien auf Cu-Basis wurden als Ausgangsmaterialien hergestellt. Die Trägerkonzentration der SiC-Ausgangsmaterial-Pulverproben, welche durch Raman Spektroskopie bestätigt wurden, betrug 1 × 10¹⁷/cm³ in Probe Nr. S1 mit einer 6H-Struktur, und 1 × 10¹⁸/cm³ in Probe Nr. S12 mit einer 4H-Struktur. Die Proben, bei welchen das vorläufige Verfahren als "kein" in Tabelle 1 angezeichnet ist, wurden keinem vorläufigen Verfahren unterworfen. Die vorläufige Säurebehandlung wurde durch das Verfahren durchgeführt, bei welchem das Pulver in die Säurelösung mit solch einer Konzentration und Temperatur eingetaucht wurde, wie in der Tabelle angegeben, für einen Zeitraum wie in der Tabelle angegeben, mit reinem Wasser gewaschen, wobei die Schritte des Eintauchens und Waschens dreimal wiederholt wurden, und mit heißer Luft getrocknet wurde. Insbesondere die Ausgangsmaterialprobe S2 wurde zum Beispiel durch das Eintauchen von Si-Pulver des Ausgangsmaterials S1 in eine Flusssäurelösung mit einer Konzentration von 10% bei einer Raumtemperatur für 10 Minuten erhalten, mit reinem Wasser gewaschen, und diese Reihenfolge der Verfahrensschritte wurde dreimal wiederholt und anschließend wurde das Pulver dehydriert und mit heißer Luft getrocknet. Die vorläufige Wärmebehandlung wurde durchgeführt, indem das Pulver in dem Fall von Siliziumkarbid in einen Ofen eingeführt wurde, dessen Heizvorrichtung aus Wolfram gebildet wurde, und in einer Argon-Gas-Atmosphäre unter dem in der Tabelle angegebenen Gasdruck und bei der in der Tabelle angegebenen Temperatur für eine Stunde gehalten. Die Verunreinigungsmenge der jeweiligen SiC-Pulverproben, die in der Tabelle angegeben sind, wurden gemessen, indem der die Verunreinigung enthaltende Bestandteil aus den Pulverproben durch Drucksäurezersetzungsverfahren unter den oben beschriebenen Bedingungen aufgelöst und extrahiert wurden und durch Analyse des Extrakts durch IPC-Emissions-Spektralanalyse. Die Menge stellt die Menge dar, die in den gesamten Teilchen existieren, das heißt nicht nur auf den Oberflächen sondern auch im Inneren der Teilchen. Obwohl die Menge des Kation-Elements (Übergangsmetallelement), auf welches in der vorliegenden Erfindung Bezug genommen wird, sind andere als Eisen (Fe) nicht in Tabelle 1 dargestellt, die Menge jedes Elements betrug höchstens 500 ppm in jeder der Probenausgangsmaterialien. Die Menge an C (Kohlenstoff) betrug höchstens 500 ppm in jedem Probenausgangsmaterial.
Tabelle 1
Tabelle 2
Tabelle 2
Die jeweiligen in Tabelle 1 angegebenen SiC-Ausgangsmaterial-Pulverproben wurden als zweiter Bestandteil ausgewählt, Probe Nr. A11 aus Ausgangsmaterial-Pulver auf Al-Basis, angegeben in Tabelle 2 oder Probe Nr. C11 aus Ausgangsmaterial-Pulver auf Cu-Basis, angegeben in Tabelle 3, wurde als erster Bestandteil ausgewählt, und 30 Proben aus Verbundmaterial auf Siliziumkarbidbasis, enthaltend 50 Gew.-% SiC, wurden für jede der jeweiligen Kombinationen hergestellt, gemäß des oben beschriebenen ersten Verfahrens. Tabelle 4 zeigt in der Spalte "Ausgangsmaterial" 30 Kombinationen des hergestellten Ausgangsmaterials.
Zunächst wurden die jeweiligen SiC-Ausgangsmaterial-Pulverproben, angegeben in Tabelle 1, und die Ausgangsmaterial-Pulver der Probe Nr. A11 oder C11 gewogen, so dass jede der SiC-Ausgangsmaterial-Pulverprobe 50 Gew.-% und das A11 oder C11 Ausgangsmaterialpulver die übrigen 50 Gew.-% ausmachte, 3 Gew.-% an Paraffin wurden als Bindemittel zugegeben und die Materialien wurden drei Stunden in Äthanol gemischt. Die resultierende Aufschlämmung wurde sprühgetrocknet, um ein pelletiertes Pulver bereitzustellen. Das resultierende pelletierte Pulver wurde verdichtet, um einen Durchmesser von 1 mm und eine Dicke von 10 mm aufzuweisen, mittels einer Trockenpulver-Verdichtungspresse mit dem Druck von 7 t/cm², und anschließend wurde das Bindemittel in einer Umgebungsatmosphäre bei 400°C entfernt, um verdichtete Körper bereitzustellen. Die jeweiligen Presskörper wurden in einen Erwärmungsofen eingeführt des elektromagnetischen Induktionsheiztyps und in Umgebungsatmosphäre erwärmt. Die Bedingungen für das Erwärmen waren wie folgt:: Die Geschwindigkeit der Temperaturerwärmung betrug 600°C je Minute, die Temperatur, die gehalten werden sollte, war auf 670°C für Materialen auf Al-SiC-Basis und auf 1.090°C für Materialien auf Cu-SiC-Basis festgelegt, und die Haltezeit betrug 10 Sekunden.
Des weiteren wurden Presskörper, welche gemäß der gleichen Kombination der Ausgangsmaterialien wie Probe Nr. 5 und 20 aus Tabelle 4 hergestellt wurden, in einen diskontinuierlich arbeitenden Ofen eingeführt, mit einer Nickel-Chromdraht-Heizvorrichtung, welche zuvor erwärmt wurde, und auf der gleichen Temperatur wie die Proben Nr. 5 und 20 gehalten, wobei die Temperatur mit einer Geschwindigkeit von 100°C/Min. erhöht und für 30 Minute gehalten wurde, so dass eine gleichmäßige Erwärmung erzielt wurde. Anschlließend wurden die Presskörper unmittelbar in Heißschmiedeformen eingeführt, welche zuvor getrennt voneinander erwärmt wurden, und mit einem Druck von 3 t/cm² geschmiedet. Es wurden sowohl für die Materialien auf Al-SiC-Basis als auch für die Materialien auf Cu-SiC-Basis Stahlformen verwendet und die Heiztemperatur der For men betrug 450°C. Die Enddicke der heißgeschmiedeten Körper betrug in jeder Probe ungefähr 10 mm. Anschließend wurden die Proben einem Abschleifen unterworfen.
Tabelle 4
Aus den scheinbaren Dichten, welche basierend auf dem Gewicht und dem tatsächlich gemessenen Volumen der jeweilig warmgeschmiedeten Körperproben berechnet wurden, und den theoretischen Dichten, welche bezogen auf die Dichte der Hauptbestandteile und dem Zusammensetzungsverhältnis gemäß der Mischungsregel berechnet wurden, wurden Porositäten und relative Dichten (im Folgenden einfach als "Dichte" mit der Einheit % in den Tabellen angegeben) berechnet, die thermische Leitfähigkeit wurde durch ein Laser-Flash-Verfahren berechnet, die thermischen Ausdehnungskoeffizienten wurden durch eine thermische Ausdehnungsmessvorrichtung vom Differentialumwandlungstyp berechnet und die Mengen der Verunreinigungen in den SiC-Kristallteilchen wurden berechnet durch die Kombination des Drucksäurezersetzungsverfahrens und die Emissionsspektralanalyse. Für die Proben auf Al-SiC-Basis wurde der Ebene zu Ebene-Abstand von Al (331) Ebene durch Röntgenstrahlbeugung gemessen, und die Gitterkonstante von Al wurde auf der Basis der gemessenen Werte berechnet. Die Resultate sind, wie in Tabelle 4 angeführt. Die durch Heißschmieden der Presskörper hergestellten Proben, welche wie oben beschrieben in dem Ofen mit Nickelchromdraht-Heizvorrichtung erwärmt wurden, wiesen die thermische Leitfähigkeit von 283 W/m·K in den Proben gemäß der Probe Nr. 5 auf, und 350 W/m·K in Proben, welche der Probe Nr. 20 entsprachen. Das heißt, die thermischen Leitfähigkeiten waren niedriger als die thermischen Leitfähigkeiten der Proben, welche durch das elektromagnetische Induktionsheizverfahren erwärmt wurden, dargestellt in Tabelle 4. Der Grund hierfür kann sein, dass die Menge an Sauerstoff in den SiC-Teilchen auf 1.000 ppm erhöht wurde, aufgrund der langen Erwärmungsdauer.
Unter Verwendung des SiC-Ausgangsmaterialpulvers S1 wurden heißgeschmiedete Körper mit den gleichen Zusammensetzungskombinationen mit dem ersten Bestandteil und durch ähnliches Verdichten und Warmumformungsverfahren wie in Tabelle 4 hergestellt, wobei das Gas der Atmosphäre der vorläufigen Wärmebehandlung in ein Gas geändert wurde, welches Stickstoff oder Kohlenstoff getrennt enthielt. Die thermische Leitfähigkeit der so hergestellten heißgeschmiedeten Körper waren wie folgt: Die thermische Leitfähigkeit des Materials auf Al-SiC-Basis mit vorläufiger Säurebehandlung war ungefähr die gleiche wie die der Probe Nr. 7 aus Tabelle 4, und die thermische Leitfähigkeit des Materials auf Cu-SiC-Basis mit einer vorläufigen Säurebehandlung war ungefähr die gleiche wie der Probe Nr. 22 aus Tabelle 4, wohingegen die des Materials auf Al-SiC-Basis ohne Säurebehandlung ungefähr 210 W/m·K betrug und die des Materials auf Cu-SiC-Basis ohne Säurebehandlung ungefähr 250 W/m·K. Daher fand man heraus, dass die Wirkung der vorläufigen Wärmebehandlung unterdrückt wurde. Des weiteren wurde unter Verwendung von SiC-Ausgangsmaterial-Pulverproben mit unterschiedlichen Maßen an Trägerkonzentrationen, der Einfluss der Trägerkonzentration auf die thermische Leitfähigkeit der resultierenden Verbundmaterialien bestätigt. Als SiC-Ausgangsmaterialpulver wurde Pulver S2 mit einer mittleren Korngröße von 50 μm und 6H-Kristallteilchen mit einer vorläufigen Säurebehandlung verwendet und ein gemischtes Pulver S16, hergestellt durch das Vermischen von 30 Gew.-% Pulver S2 und 70 Gew.-% eines Pulvers mit dem gleichen mittleren Korndurchmesser und 15R-Kristallteilchen, mit einer vorläufigen Säurebehandlung. Die Trägerkonzentration des ersten Pulvers betrug 1 × 10¹⁷/cm³ und die des letzteren 1 × 10²⁰/cm³. Unter Verwendung dieser zwei Pulverproben wurden heißgeschmiedete Körperproben aus Materialien auf Al-SiC-Basis und Cu-SiC-Basis mit der gleichen Form hergestellt, durch ähnliche Verfahrensschritte wie oben beschrieben. Die thermischen Leitfähigkeiten der Proben wurden auf ähnliche Weise wie oben beschrieben bestätigt, welche 284 W/m·K für die erstere und 230 W/m·K für die letztere betrug.
Aus dem Vorgenannten wird deutlich, dass (1) durch das oben beschriebene erste Verfahren, wobei ein gemischter Presskörper des ersten Bestandteils und des SiC-Ausgangsmaterialpulvers geschmiedet wird, wenn das SiC-Ausgangsmaterial vorbehandelt wird (einer vorläufigen Säurebehandlung oder vorläufigen Wärmebehandlung unterworfen wird), die Verunreinigung in den SiC-Teilchen reduziert werden kann, im Gegensatz dazu, dass es keiner solchen Vorbehandlung unterworfen wird, und als ein Resultat kann ein Material mit einer hohen thermischen Leitfähigkeit erzielt werden. Die Wirkung ist besonders deutlich, wenn die vorläufige Säurebehandlung durchgeführt wird, gefolgt von der vorläufigen Wärmebehandlung, oder wenn die vorläufige Wärmebehandlung unter einem hohen Gasdruck durchgeführt wird. Mögliche Gründe können sein, dass aufgrund der reduzierten Menge an Verunreinigungen in den SiC-Teilchen und der höheren Dichte, die schnell durch das Schmieden erzielt wird, Fehler und Verzerrungen in den Teilchen unterdrückt werden können, und ein Material, bei welchem die Hauptbestandteile eine starke Adhäsion aufweisen, kann erhalten werden. Des weiteren wird deutlich, dass (2) als Mittel zur Erwärmung vor dem Warmschmieden, Mittel, welche eine gleichmäßige schnelle Erwärmung ermöglichen und ein Erhöhung/Verringerung der Temperatur in einem kurzen Zeitraum ermöglichen, bevorzugt sind, um die thermische Leitfähigkeit des Verbundmaterials gemäß der vorliegenden Erfindung zu verbessern und die Produktivität zu erhöhen.
(Beispiel 2)
Unter Verwendung von SiC-Ausgangsmaterialpulver S8 aus der Tabelle 1, als zweiter Bestandteil, und Ausgangsmaterialpulver Al auf Al-Basis aus Tabelle 2 oder Ausgangsmaterialpulver C11 aus Tabelle 3 als erster Bestandteil, wurden Verbundmaterialien enthaltend 10, 20, 30, 50, 70 und 80 Gew.-% SiC hergestellt (Probe Nr. 31–40) durch die gleichen Verfahrensschritte wie in dem obigen Beispiel 1 (gemäß des oben beschriebenen ersten Verfahrens, wobei das Erwärmen vor dem Heißschmieden durch elektromagnetisches Induktionserwärmen wie in Beispiel 1 durchgeführt wird). Des weiteren wurden Presskörper auf Al-SiC-Basis enthaltend 80 Gew.-% SiC hergestellt, wobei die Erwärmungstemperatur T vor dem Schmieden und der Schmiededruck P geändert wurden (Probe Nr. 41–49). Die Temperatur T und der Druck P für die jeweiligen Proben betrug 670°C (etwas höher als der Schmelzpunkt von 660°C des Ausgangsmaterialpulvers auf Al-Basis von reinem Al, oder Probe Nr. A11 als zweiter Bestandteil) und 0,8 t/cm² für Probe Nr. 41, 670°C und 1 t/cm² für Probe Nr. 42, 670°C und 4 t/cm² für Probe Nr. 43, 670°C und 5 t/cm² für Probe Nr. 44, 670°C und 9 t/cm² für Probe Nr. 45, 670°C und 10 t/cm² für Probe Nr. 46, 620°C und 9 t/cm² für Probe Nr. 47, 770°C und 9 t/cm² für Probe Nr. 48 und 870°C und 9 t/cm² für Probe Nr. 49. Insbesondere wurde bei den Proben Nr. 41 bis 46 der Druck P geändert, während bei den Proben Nr. 47 bis 49 die Temperatur T geändert wurde. Die heißgeschmiedeten Körperproben wurden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 überprüft, und die Resultate sind in Tabelle 5 dargestellt. Die von den Schmiedebedingungen abhängigen Wirkungen wurden auch an Cu-SiC-Basispresskörpern bestätigt, die 80 Gew.-% SiC enthielten, und eine ähnliche Tendenz wie bei dem Material auf Al-SiC-Basis wurde beobachtet.
Aus dem vorgenannten wird deutlich, dass (1) durch das oben beschriebene erste Verfahren durch Veränderung der Menge an SiC ein Material mit thermischer Leitfähigkeit und einem thermischen Ausdehnungskoeffizienten gemäß der Mischungsregel erzielt werden kann, und dass (2), auch wenn die Menge an SiC groß ist, auf (80 Gew.-%), ein Material mit einer relativen Dichte, die höher als 99% ist, durch einen Schmiededruck von wenigstens 1 t/cm² erzielt werden kann, in der Nähe des Schmelzpunktes des ersten Bestandteils. Wenn der Schmiededruck 10 t/cm² überschreitet und die Erwärmungstemperatur den Schmelzpunkt des ersten Bestandteils überschreitet, wird die Wirkung der Verbesserung der Dichte durch Schmieden gesättigt.
Tabelle 5
(Beispiel 3)
Unter Verwendung der zwei SiC-Ausgangsmaterial-Pulverproben S1 und S2 aus Tabelle 1 als zweiter Bestandteil wurden Verbundmaterialien auf Al-SiC-Basis und Cu-SiC-Basis, welche 50 Gew.-% SiC enthielten, durch das Infiltrationsverfahren, Sinterverfahren, Heißpress- und Schmiedeverfahren hergestellt, das heißt durch das oben beschriebene zweite Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung. Nur für die Materialien, welche durch Infiltrationsverfahren hergestellt wurden, wurden plattenförmige Materialien für Proben Nr. A12, A22, S32, C12, C22 und C32 aus Tabelle 2 als erster Bestandteil, welcher infiltriert werden sollte, verwendet. Für die anderen Verfahren wurden die Pulverproben der Proben Nr. A21, A31, C21 und C31 als Ausgangsmaterialien des ersten Bestandteils verwendet. Die Kombinationen der Ausgangsrohmaterialien der jeweiligen Proben sind wie in der Spalte "Ausgangsmaterial" der Tabelle 6 dargestellt.
Die durch das Infiltrationsverfahren hergestellten Proben wurden auf die folgende Weise hergestellt. Das Bindemittel, ähnlich dem aus Beispiel 1, wurde zu den zuvor genannten zwei SiC-Ausgangsmaterial-Pulverproben zugegeben, in die gleiche Form verdichtet, das Bindemittel wurde entfernt, um poröse Presskörper bereitzustellen, und die Presskörper wurden auf das plattenförmige Material des ersten Bestandteils, wie oben beschrieben, gelegt. In Stickstoff-Luftdurchfluss wurden die Presskörper auf Al-SiC-Basis auf 750°C und die Presskörper auf Cu-SiC-Basis auf 1.200°C für zwei Stunden erwärmt, um so eine spontane Infiltration des ersten Bestandteils zu bewirken (Proben Nr. 50–59). Bei den durch das Sinterverfahren hergestellten Proben, ähnlich wie in Beispiel 1, wurde das Mischen und Verdichten auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 durchgeführt, unter Verwendung der Kombinationen von zwei SiC-Ausgangsmaterial-Pulverproben (Nr. S1 und S2) und zwei Ausgangsmaterial-Pulverproben des ersten Bestandteiles (Nr. A3 und C3). Anschließend wurden in einem Stickstofffluss, Presskörper auf Al-SiC-Basis auf 670°C und Presskörper auf Cu-SiC-Basis auf 1.200°C für zwei Stunden erwärmt und gesintert (Probe Nr. 60–63). Bezüglich des Heißpressens wurden verdichtete Elemente der Probe Nr. 60 und 61, welche durch das oben beschriebene Sinterverfahren bereitgestellt wurden, in Formen aus Keramiken auf Siliziumkarbidbasis eingelegt, in einer Argonatmosphäre mit einem Druck von 0,5 t/cm² bei 660°C heißgepresst (Probe Nr. 64, 65). Bezüglich der durch das Schmiedeverfahren hergestellten Proben wurden aus Graphit gebildete Formen vorgewärmt, Pulverproben des ersten Bestandteils eingeführt und Proben auf Al-SiC-Basis auf 750°C und Proben auf Cu-SiC-Basis auf 1.200°C eine Stunde erwärmt und geschmolzen. Anschließend wurden die jeweiligen SiC- Ausgangsmaterial-Pulverproben zu dem Schmelzen zugegeben, eine Stunde gemischt und stufenweise auf Raumtemperatur abgekühlt (Probe Nr. 66, 67). Die durch diese Verfahren erhaltenen Proben wurden fertiggestellt und auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 überprüft. Die Resultate sind wie in Tabelle 6 dargestellt.
Aus den in der Tabelle dargestellten Resultaten wird deutlich dass (1) gemäß des oben beschriebenen zweiten Verfahrens der vorliegenden Erfindung, wenn SiC-Ausgangsmaterialpulver Nr. S1 ohne vorläufige Behandlung des Säureeintauchens oder Wärmens verwendet wird und wenn das Pulver Nr. S2, welches das gleiche Pulver wie Nr. S1 ist, mit einer vorläufigen Wärmebehandlung verwendet wird, das letztere eine beträchtlich höhere thermische Leitfähigkeit bereitstellt. Des weiteren wird deutlich, dass (2) gemäß des oben beschriebenen zweiten Verfahrens der vorliegenden Erfindung, unter Einsatz des Infiltrationsverfahrens oder Sinterverfahrens, wenn die Probe unter Verwendung des ersten Bestandteils enthaltend das Legierungselement, welches in der Form der festen Lösung in dem Hauptbestandteil Al oder Cu existiert, und Proben unter Verwendung von reinem Au oder Cu als Hauptbestandteil verglichen werden, die ersteren höhere Dichte bereitstellen, und die Benetzbarkeit mit SiC verbessert wird. Die thermische Leitfähigkeit ist jedoch niedriger als bei dem letzteren Punkt.
Tabelle 6
Proben Nr. 50–55, 60, 61 und 64–67 sind Vergleichsbeispiele
(Beispiel 4)
Die Proben der Nummer, die in der Spalte "Material" aus Tabelle 7 angegeben sind, werden auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1 bis 3 beschrieben, erhalten, wärmebehandelt für drei Stunden bei den jeweiligen Temperaturen wie in der Spalte "Wärmebehandlungstemperatur" in der Tabelle angegeben, in Stickstofffluss. Die Resultate sind auch in der Tabelle dargestellt. Die Temperaturen in der Spalte "Schmelzpunkt" der Tabelle stellt die Temperaturen der jeweiligen Materialelemente dar, bei welchen die flüssige Phase des ersten Bestandteils sich zu erzeugen beginnt, bestätigt durch Differenzial-Thermoanalyse (DTA). Die thermischen Leitfähigkeiten nach der Wärmebehandlung und die Gitterkonstanten der Proben auf Al-SiC-Basis wurden auf ähnliche Weise wie in Beispiel 1 berechnet, und die Werte dieser sind auch in der Tabelle dargestellt. Obwohl Porosität, relative Dichte, der thermische Ausdehnungskoeffizient und die Verunreinigungsmenge in den SiC-Teilchen nach der Wärmebehandlung nicht in der Tabelle dargestellt sind, lagen diese bei ungefähr den gleichen Maßen wie die Ausgangsmaterialien. Aus den in der Tabelle dargestellten Resultaten wird deutlich, dass wenn die Materialelemente, die durch das oben beschriebene erste und zweite Verfahren hergestellt werden, bei einer Temperatur unterhalb dem Schmelzpunkt des Metalls des ersten Bestandteils des jeweiligen Materialelements wärmebehandelt werden, die thermische Leitfähigkeit verbessert werden kann. Man nimmt an, dass der Grund hierfür ist, dass durch solch eine Wärmebehandlung ein Teil des Legierungsbestandteils, welcher in der Form einer festen Lösung in dem Kristallgitter des ersten Bestandteils existiert, aus der Phase herausgedrückt wird, so dass die Kristallverzerrung der Phase selbst reduziert wird, und der Bestandteil ist dem reinen Hauptbestandteil ähnlicher mit hoher thermischer Leitfähigkeit. Dies wird durch die Tatsache unterstützt, dass die Gitterkonstante der Probe auf Al-SiC-Basis zu der Seite von reinem Al von dem Ausgangsmaterial aus verschoben wurde. Des weiteren wird deutlich, dass der bevorzugte Bereich der Verarbeitungstemperatur Th unterhalb dem Schmelzpunkt Tm des ersten Bestandteils liegen sollte und Tm – 100 überschreiten sollte.
Tabelle 7
Proben Nr. 68–71, 73–76, 80, 81, 84 und 86–88 sind Vergleichsbeispiele
(Beispiel 5)
Für jede der Verbundmaterialien auf Siliziumkarbidbasis, erhalten durch die Verfahren der Probe Nr. 1, 5, 6, 10, 16, 20, 21, 34, 39 50, 51, 53, 60, 63, 66, 67, 72, 77, 80 und 85 der oben beschriebenen Beispiele wurden fünfzig Proben als Basismaterialien hergestellt, jeweils mit einer Länge von 200 mm, Breite von 200 mm und Dicke von 3 mm. Diese Proben wurden als Wärmeverteiler auf solch einem Kraftmodul, wie schematisch in 3 dargestellt, und ein Wärmezyklustest wurde durchgeführt. Der Wärmezyklustest umfasste den Schritt des Befestigens. Bezugnehmend auf 3 wird der zweite Wärmeverteiler 1 aus dem Verbundmaterial der vorliegenden Erfindung hergestellt. Ein elektrisch isolierendes erstes Substrat 2, welches aus Keramik hergestellt ist, wird auf das zweite Substrat 1 angeordnet und (obwohl nicht dargestellt) ein Kupferschaltkreis wird an der Oberfläche ausgebildet. Ein Si-Halbleiterelement 3 wird auf dem ersten Substrat 2 gebildet. Eine wärmeabstrahlende Struktur 4 wird unterhalb des zweiten Wärmeverteilers 1 angeordnet. Obwohl der Stecker ein wassergekühlter Stecker in der vorliegenden Erfindung ist, kann auch ein luftgekühlter oder dergleichen verwendet werden. Die Verbindungen und dergleichen in der Peripherie des Halbleiterelementes sind nicht in der Zeichnung dargestellt. In dem vorliegenden Beispiel wurde ein Modul verwendet, auf welchem sechs Si-Halbleiterelemente befestigt waren, wobei das erste Keramiksubstrat dazwischen angeordnet war.
Vor dem Befestigen, da es nicht möglich ist, das erste Substrat direkt auf das zweite Substrat zu löten, wurde eine stromlose Nickelplattierung mit einer mittleren Dicke von 5 μm und eine elektrolytische Nickelplattierung mit einer mittleren Dicke von 5 μm auf der Hauptoberfläche des zweiten Substrats gebildet. Auf vier Proben der jeweiligen Materialien wurde ein Kupferdraht mit einem Durchmesser von 1 mm in einer Richtung vertikal zu der Plattierungsoberfläche angebracht, durch ein hemisphärisches Ag-Sn-Basislot mit einem Durchmesser von 5 mm, auf der Nickelplattierung. Der Substratkörper der Proben wurde auf einer Bank befestigt, der Kupferdraht wurde gegriffen und in einer vertikalen Richtung zu der Plattierungsoberfläche gezogen, um so die Adhäsionsfestigkeit der Plattierung mit dem Substrat zu bestätigen. Die Plattierung platzte nicht ab, auch wenn mit einer Zugkraft von nicht weniger als 1 kg/mm² gezogen wurde, von keinem der Substrate. Zehn Proben wurden von den übrigbleibenden Proben ausgewählt, auf denen die Plattierung ausgebildet war, und einem Wärmezyklustest unterworfen, wobei bei einem Zyklus die Proben auf –60°C für 30 Minuten und 150°C für 30 Minuten gehalten wurde, was 1.000 mal wiederholt wurde, und die Adhäsionsfestigkeit wurde auf eine ähnliche Weise nach dem Test bestätigt. Die Adhäsion der Plattierung, die das zuvor genannte Maß erfüllte, wurde für jede der Proben bestätigt. Aus dem vorgenannten wird deutlich, dass die Adhäsion der Plattierung mit den Substraten, welche aus den Verbundmaterialien gemäß der vorliegenden Erfindung gebildet wurden, für die praktische Verwendung ohne Problem befriedigend war.
Anschließend wurden als das erste Substrat, welches aus Keramik gebildet war und auf dem zweiten Substrat befestigt werden sollte, 18 erste Substrate mit einem darauf ausgebildeten Kupferschaltkreis unter Verwendung des Substrats A aus Aluminiumnitrit-Keramiken hergestellt, mit einer thermischen Leitfähigkeit von 150 W/m·K, thermischen Ausdehnungskoeffizienten von 4,5 × 10^–6/°C und einer Dreipunkt-Biegefestigkeit von 450 MPa, und 18 erste Substrate mit darauf ausgebildeten Kupferschaltkreisen wurden hergestellt unter Verwendung des Substrats B, welches aus Silizium-Karbidkeramiken gebildet wurde, mit einer thermischen Leitfähigkeit von 120 W/m·K, thermischen Ausdehnungskoeffizienten von 3,7 × 10^–6/°C und einer Dreipunkt-Biegefestigkeit von 1.300 MPa. Diese Substrate wiesen jeweils eine Länge von 90 mm, Breite von 60 mm und Dicke von 1 mm auf. Die Substrate wurde in 2 Reihen × 3 Spalten mit einem gleichbleibenden Abstand auf einer Hauptoberfläche des zweiten Substrats mit 200 mm Quadrat angeordnet, und auf der Oberfläche des zweiten Substrats, auf welcher eine Nickelplattierung ausgebildet wurde, wurden die ersten Substrate durch Ag-Sn-Basis-Lot fixiert. Anschließend wurden die hinteren Oberflächen des zweiten Substrats des Aufbaus und ein wassergekühltes Gehäuse durch Bolzen fixiert, wobei eine Silikon-Öl-Verbindung auf der Kontaktoberfläche aufgebracht und dazwischengeführt wurde. Die Fixierlöcher des ersten Substrats in diesem Fall durch das vorherige Bereitstellen von kleinen Löchern an den vier Ecken gebildet, das heißt in einem Zustand des Materials und Strahlen der Löcher mit einem Kohlenstoffoxyd-Laser, um den Durchmesser auf 3 mm zu erhöhen. Dieses Verfahren kann mit höherer Präzision bei höherer Geschwindigkeit durchgeführt werden, als wenn andere keramische Materialien Cu-W oder Cu-Mo der Gegenstand wäre. Diese Tendenz wird deutlicher, wenn die thermische Leitfähigkeit sich erhöht.
Unter den Proben waren fünfzehn Proben, bei denen das erste Substrat das Substrat A war und fünfzehn Proben, bei denen das erste Substrat das Substrat B war, ausgewählt und einem Wärmezyklustest mit 3.000 Zyklen unter den gleichen Zyklusbedingungen wie oben beschrieben unterworfen, und die Änderung der Modulausgangsleistung wurde jede 100 Zyklen studiert. Eine Verringerung der Ausgangsleistung wurde in keinem der Module bis zu 1.000 Zyklen beobachtet, dies ist eine Zyklusnummer, die eine praktisch geeignete Bedingung darstellt. Es wurde jedoch nach 1.100 Zyklen beobachtet, das heißt größer als die praktischen 100 Zyklen, dass sich der Leistungsausgang des Moduls etwas verringerte, da der Wärmezyklus der Proben, bei denen die Proben Nr. 1, 50, 51, 53, 60, 66 und 80 thermische Ausdehnungskoeffizienten aufwiesen, die nicht weniger als 10 × 10^–6/°C aufwiesen, und thermische Leitfähigkeiten von nicht mehr als 250 W/m·K als zweites Substrat verwendet wurde. Von den 15 Modulen der Module, in welchen Proben Nr. 1, 50, 51 60 und 66 mit thermischen Leitfähigkeiten von nicht mehr als 180 W/m·K verwendet wurden, verringerte sich die Modulausgangsleistung von dem einen Modul etwas nach der Vervollständigkeit von 1.100 Zyklen. Bei der Probe, bei welcher sich die Ausgangsleistung verringerte, konnte die Bildung von feinen Rissen auf der Seite des ersten Substrats beobachtet werden, an der lötgebundenen Zwischenfläche zwischen dem ersten und zweiten Substrat. Unter 15 Proben, bei welchen die Probe Nr. 56 den thermischen Expansionskoeffizienten von 11,0 × 10^–6/°C und die thermische Leitfähigkeit von 210 W/m·K aufwies, und Probe Nr. 53 mit dem thermischen Ausdehnungskoeffizienten von 7,9 × 10^–6/°C und der thermischen Leitfähigkeit von 150 W/m·K verwendet wurden, konnte eine geringe Verringerung der Ausgangsleistung beobachtet werden, resultierend aus dem gleichen Grund, der in einem Modul beobachtet wurde nach der Vervollständigung von 2.000 Zyklen. Bei anderen als diesen Modulen wurde diese Verschlechterung nicht beobachtet bis nach Vervollständigung von 3.000 Zyklen.
Aus den oben beschriebenen Resultaten wird deutlich, dass das Kraftmodul unter Verwendung des ersten Substrats, gebildet aus dem Verbundmaterial auf Siliziumkarbidbasis gemäß der vorliegenden Erfindung, ein ausreichendes Maß ohne jede Probleme für die praktische Verwendung zeigen. Insbesondere die, bei denen das Material eine thermische Leitfähigkeit von nicht weniger als 250 W/m·K aufwies, als erstes Substrat verwendet wurde, kann als ein Substrat für ein Modul mit großem Maßstab wie oben beschrieben verwendet werden, auch unter starken Wärmzyklusbedingungen. Das Material gemäß der vorliegenden Erfindung wurde als ein Wärmeverteiler für eine Vorrichtung mit Halbleiterelementen befestigt und ermittelt, zum Beispiel als ein Wärmeverteiler für einen Personal Computer mit hoher Kapazität und niedriger Ausgangsleistung und geringerer Wärmezykluslast im Vergleich mit den Modulen des oben beschriebenen Typs, und eine Zuverlässigkeit und praktische Leistung war ausreichend.
Obwohl die vorliegende Erfindung im Detail beschrieben und illustriert wurde, sollte deutlich werden, dass dies nur als Illustration und Beispiel dient und nicht als Beschränkung angesehen werden sollte.

Claims

Verbundwerkstoff umfassend ein Metall, welches hauptsächlich aus Aluminium und Kupfer besteht, und Teilchen, welche hauptsächlich aus Siliciumcarbid bestehen, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil bzw. Gehalt sowohl von Eisen als auch von Aluminium in den Teilchen nicht mehr als 0,01 Gew.-% beträgt.
Verbundwerkstoff nach Anspruch 1, wobei der Anteil sowohl von Eisen als auch von Aluminium in den Teilchen nicht mehr als 0,005 Gew.-% beträgt.
Verbundwerkstoff nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, wobei das Metall ein Metall ist, welches hauptsächlich aus Aluminium besteht, und wobei der Anteil des Siliciumcarbids als x (Gew.-%) dargestellt ist und die thermische Leitfähigkeit als y (W/m·K) dargestellt ist, und x und y die folgende Beziehung erfüllen: y ≥ 0,214x + 173 (wobei 10 ≤ x ≤ 80).
Verbundwerkstoff nach Anspruch 3, wobei x und y die folgende Beziehung erfüllen: 2,410x + 226 ≥ y ≥ 0,286x + 180 (wobei 10 ≤ x ≤ 80).
Verbundwerkstoff nach Anspruch 3, wobei x und y die folgende Beziehung erfüllen: 2,410x + 226 ≥ y ≥ 0,250x + 270 (wobei 20 ≤ x ≤ 80).
Verbundwerkstoff nach Anspruch 3, wobei x und y die folgende Beziehung erfüllen: 2,410x + 226 ≥ y ≥ 300 (wobei 30 ≤ x ≤ 80 und x ≠ 30).
Verbundwerkstoff nach Anspruch 3, wobei die Gitterkonstante des Aluminiums in diesem Metall höchstens 0,4053 nm (4,053 Å) beträgt.
Verbundwerkstoff nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, wobei das Metall ein Metall ist, welches hauptsächlich aus Kupfer besteht, und wobei der Anteil des Siliciumcarbids als x (Gew.-%) dargestellt ist und die thermische Leitfähigkeit als y (W/m·K) dargestellt ist, und x und y die folgende Beziehung erfüllen: y ≥ –0,50x + 245 (wobei 10 ≤ x ≤ 80).
Verbundwerkstoff nach Anspruch 8, wobei x und y die folgende Beziehung erfüllen: 0,333x + 393 ≥ y ≥ –0,5x + 250 (wobei 10 ≤ x ≤ 80).
Verbundwerkstoff nach Anspruch 8, wobei x und y die folgende Beziehung erfüllen: 0,333x + 393 ≥ y ≥ –1,333x + 417 (wobei 20 ≤ x ≤ 80).
Verbundwerkstoff nach Anspruch 8, wobei x und y die folgende Beziehung erfüllen: 0,333x + 393 ≥ y ≥ –1,1x + 418 (wobei 20 ≤ x ≤ 80).
Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 11, wobei das Siliciumcarbid ein Siliciumcarbid mit einer 6H Kristallstruktur ist.
Halbleitereinrichtung unter Verwendung des Verbundmaterials wie in einem der Ansprüche 1 bis 12 definiert.
Verfahren zur Herstellung eines Verbundmaterials wie in Anspruch 1 definiert und enthaltend ein Metall, welches hauptsächlich aus Aluminium oder Kupfer besteht, und Teilchen, welche hauptsächlich aus Siliciumcarbid bestehen, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst: Vorbereiten eines Ausgangsmaterials einschließlich eines Metalls, welches hauptsächlich aus Aluminium oder Kupfer bestehen, und ein Pulvers, welches hauptsächlich aus Siliciumcarbid besteht; unter Verwendung des Ausgangsmaterials, Erhalten eines Verbundwerkstoffes auf der Basis von Siliciumcarbid, enthaltend 10 bis 80 Gew.-% Siliciumcarbid durch ein Verfahren gewählt aus einem Infiltrationsverfahren, einem Sinterverfahren, einem Heißpressverfahren und einem Gießverfahren; wobei während des Schrittes des Vorbereitens des Ausgangsmaterials, das Pulver einen Sauerstoffgehalt von höchstens 1 Gew.-% hat, der Anteil eines eisenhaltigen Bestandteils, als Eisenelementäquivalent, höchstens 0,01 Gew.-% beträgt, und wobei der Anteil eines Bestandteils, welches Aluminium enthält, als Aluminiumelementäquivalent, höchstens 0,01 Gew.-% beträgt.
Verfahren nach Anspruch 14, wobei während dieses Schrittes des Vorbereitens des Ausgangsmaterials, das Pulver einen Sauerstoffgehalt von höchstens 0,1 Gew.-% hat, der Anteil eines eisenhaltigen Bestandteils, als Eisenelementäquivalent, höchstens 0,005 Gew.-% beträgt, und wobei der Anteil eines Bestandteils, welches Aluminium enthält, als Aluminiumelementäquivalent, höchstens 0,005 Gew.-% beträgt.
Verfahren nach Anspruch 14 oder Anspruch 15, wobei, während des Schrittes des Vorbereitens des Ausgangsmaterials, das Siliciumcarbid eine 6H Kristallstruktur aufweist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 16, wobei, während des Schrittes des Vorbereitens des Ausgangsmaterials, das Pulver einem Schritt der vorläufigen Wärmebehandlung unterworfen wird, während dem das Pulver in einer Schutzgasatmosphäre auf einen Temperaturbereich von 1600°C bis 2400°C erwärmt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 17, wobei, während des Schrittes des Vorbereitens des Ausgangsmaterials, das Pulver einem Schritt der vorläufigen Säurebehandlung unterworfen wird, während der das Pulver in eine Lösung eingetaucht wird, enthaltend wenigstens eines von Flusssäure, Salpetersäure und Flusssäure.
Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 18, des weiteren umfassend, nach dem Schritt des Erhaltens des Verbundwerkstoffes, einen Wärmebehandlungsschritt, während dem das Material auf eine Temperatur Th erwärmt wird, welche niedriger ist als der Schmelzpunkt Tm des Metalls, welches hauptsächlich aus Aluminium oder Kupfer besteht.
Verfahren nach Anspruch 19, wobei die Temperatur während des Wärmebehandlungsschrittes die Beziehung: Th > Tm – 100 erfüllt.