EP1601631A1 - Verfahren zur herstellung eines verbundwerkstoffes - Google Patents

Verfahren zur herstellung eines verbundwerkstoffes

Info

Publication number
EP1601631A1
EP1601631A1 EP04703310A EP04703310A EP1601631A1 EP 1601631 A1 EP1601631 A1 EP 1601631A1 EP 04703310 A EP04703310 A EP 04703310A EP 04703310 A EP04703310 A EP 04703310A EP 1601631 A1 EP1601631 A1 EP 1601631A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
alloy
eutectic
diamond
infiltrate
group
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Withdrawn
Application number
EP04703310A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Arndt LÜDTKE
Gerhard Leichtfried
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Plansee SE
Original Assignee
Plansee SE
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Plansee SE filed Critical Plansee SE
Publication of EP1601631A1 publication Critical patent/EP1601631A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/63—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B using additives specially adapted for forming the products, e.g.. binder binders
    • C04B35/632—Organic additives
    • C04B35/634—Polymers
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/52—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbon, e.g. graphite
    • C04B35/528—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbon, e.g. graphite obtained from carbonaceous particles with or without other non-organic components
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/653—Processes involving a melting step
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/10—Alloys containing non-metals
    • C22C1/1036—Alloys containing non-metals starting from a melt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C26/00—Alloys containing diamond or cubic or wurtzitic boron nitride, fullerenes or carbon nanotubes
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L23/00—Details of semiconductor or other solid state devices
    • H01L23/34—Arrangements for cooling, heating, ventilating or temperature compensation ; Temperature sensing arrangements
    • H01L23/36—Selection of materials, or shaping, to facilitate cooling or heating, e.g. heatsinks
    • H01L23/373—Cooling facilitated by selection of materials for the device or materials for thermal expansion adaptation, e.g. carbon
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L23/00—Details of semiconductor or other solid state devices
    • H01L23/34—Arrangements for cooling, heating, ventilating or temperature compensation ; Temperature sensing arrangements
    • H01L23/36—Selection of materials, or shaping, to facilitate cooling or heating, e.g. heatsinks
    • H01L23/373—Cooling facilitated by selection of materials for the device or materials for thermal expansion adaptation, e.g. carbon
    • H01L23/3732—Diamonds
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/327—Iron group oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3279—Nickel oxides, nickalates, or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3817—Carbides
    • C04B2235/3826—Silicon carbides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/40—Metallic constituents or additives not added as binding phase
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/40—Metallic constituents or additives not added as binding phase
    • C04B2235/402—Aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/40—Metallic constituents or additives not added as binding phase
    • C04B2235/407—Copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/40—Metallic constituents or additives not added as binding phase
    • C04B2235/408—Noble metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/42—Non metallic elements added as constituents or additives, e.g. sulfur, phosphor, selenium or tellurium
    • C04B2235/422—Carbon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/42—Non metallic elements added as constituents or additives, e.g. sulfur, phosphor, selenium or tellurium
    • C04B2235/422—Carbon
    • C04B2235/427—Diamond
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/42—Non metallic elements added as constituents or additives, e.g. sulfur, phosphor, selenium or tellurium
    • C04B2235/428—Silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/60—Aspects relating to the preparation, properties or mechanical treatment of green bodies or pre-forms
    • C04B2235/604—Pressing at temperatures other than sintering temperatures
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/60—Aspects relating to the preparation, properties or mechanical treatment of green bodies or pre-forms
    • C04B2235/608—Green bodies or pre-forms with well-defined density
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/80—Phases present in the sintered or melt-cast ceramic products other than the main phase
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance
    • C04B2235/9607—Thermal properties, e.g. thermal expansion coefficient
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L2924/00—Indexing scheme for arrangements or methods for connecting or disconnecting semiconductor or solid-state bodies as covered by H01L24/00
    • H01L2924/0001—Technical content checked by a classifier
    • H01L2924/0002—Not covered by any one of groups H01L24/00, H01L24/00 and H01L2224/00

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a diamond-containing composite material.
  • the thermal conductivity of diamond is 1,000 to 2,000 W / (m.K), with the content of nitrogen and boron atoms on lattice sites being the determining factor.
  • Heat sinks are widely used in the manufacture of electronic components.
  • the semiconductor components and a mechanically stable casing are the essential components of an electronic package.
  • substrate, heat spreader or carrier plate are often used for the heat sink.
  • the semiconductor component consists, for example, of single-crystal silicon or gallium arsenide. This is connected to the heat sink, and soldering methods are usually used as the joining technique.
  • the heat sink has the function of dissipating the heat generated during the operation of the semiconductor component.
  • Semiconductor components with particularly high heat development are, for example, LDMOS (laterally diffused metal oxide semi-conductor), laser diodes, CPU (central processing unit), MPU (microprocessor unit) or HFAD (high frequency amplify device).
  • LDMOS laterally diffused metal oxide semi-conductor
  • laser diodes laser diodes
  • CPU central processing unit
  • MPU microprocessor unit
  • HFAD high frequency amplify device
  • the geometric designs of the heat sink are application-specific and varied. Simple shapes are flat plates. However, complex substrates with recesses and steps are also used.
  • the heat sink itself is connected to a mechanically stable casing. The thermal expansion coefficient of the used
  • Semiconductor materials are low compared to other materials and are used in the literature for silicon with 2.1 x 10 "6 K “ 1 to 4.1 x 10 "6 K “ 1 and for gallium arsenide with 5, 6 x 10 "6 K “ 1 to 5.8 x 10 "6 K “ 1 specified.
  • Ceramic materials, composite materials or plastics are usually used for the encapsulation. Examples of ceramic materials are Al 2 0 3 with an expansion coefficient of 6.5 x 10 "6 K “ 1 or aluminum nitride with an expansion coefficient of 4.5 x 10 "6 K “ 1 .
  • Tensions can arise during the manufacture of the package, namely during the cooling phase from the soldering temperature to room temperature. However, temperature fluctuations also occur during operation of the package, which range, for example, from -50 ° C to 200 ° C and can lead to thermomechanical stresses in the package.
  • EP 0 521 405 describes a heat sink which has a polycrystalline diamond layer on the side facing the semiconductor chip.
  • the lack of plastic deformability of the diamond layer can lead to cracks in the diamond layer as soon as it cools down from the coating temperature.
  • US Pat. No. 5,273,790 describes a diamond composite material with a thermal conductivity> 1,700 W / (mK), in which loose, shaped diamond particles are converted from the gas phase into a stable shaped body by means of subsequent diamond deposition.
  • the diamond composite produced in this way is too expensive for commercial use in mass parts.
  • WO 99/12866 describes a method for producing a diamond-silicon carbide composite material. It is manufactured by infiltrating a diamond skeleton with silicon or a silicon alloy. Due to the high melting point of silicon and the resulting high infiltration temperature, diamond is partly converted into carbon or subsequently into silicon carbide. Due to the high brittleness, the mechanical workability of this material is extremely problematic and complex, so that this composite material has not yet been used for heat sinks.
  • US 4 902 652 describes a method for producing a sintered diamond material.
  • An element from the group of transition metals from groups 4a, 5a and 6a, boron and silicon is deposited on diamond powder by means of physical coating processes.
  • the coated diamond grains are then connected to one another by means of a solid phase sintering process. It is disadvantageous that the resulting product has a high porosity and a coefficient of thermal expansion that is too low for many applications.
  • Diamond grains with a size of 1 to 50 microns is a metallic matrix consisting of aluminum, magnesium, copper, silver or their alloys.
  • the disadvantage here is that the metallic matrix is poorly bonded to the diamond grains, so that the thermal conductivity and mechanical integrity are insufficient.
  • the metal carbides are the carbides of the metals of the 4a to 6a groups of the periodic table.
  • TiC, ZrC and HfC are particularly emphasized.
  • Ag, Cu, Au and Al are mentioned as particularly advantageous filler metals.
  • the metal carbides have a low thermal conductivity, which is in the range from 10 to 65 W / (mK) for TiC, ZrC, HfC, VC, NbC and TaC.
  • Another disadvantage is that the metals of the 4a to 6a groups of the periodic table have a solubility in the filler metal, such as silver, whereby the thermal conductivity of the metal phase is greatly reduced.
  • EP 0898 310 describes a heat sink which consists of diamond grains, a metal or a metal alloy of high thermal conductivity from the group Cu, Ag, Au, Al, Mg and Zn and a metal carbide of the metals of groups 4a, 5a and Cr, the Metal carbides cover at least 25% of the surface of the diamond grains.
  • EP 0 898 310 also describes process techniques, for example an infiltration process, for producing a heat sink. Alloys are used which consist of a metal with high thermal conductivity and a carbide-forming metal from the group of elements from groups 5a, 6a and Cr. For two-component alloys made from these components, however, infiltration temperatures of over 1000 ° C are required, which leads to an impermissibly high conversion of diamond into graphite.
  • the liquidus temperature of a eutectic Ag-Cu alloy (Ag-30% by weight Cu) is 780 ° C, while the Cu-Ag-Ti alloys mentioned in EP 0 898 310 have a liquidus temperature of 830 to 870 ° C.
  • the method according to the invention comprises a shaping step of an intermediate material which is carried out without pressure or with the aid of pressure.
  • the intermediate material consists of diamond powder with an average grain size of the diamond grains of 5 to 300 ⁇ m. A preferred grain size range is 60 to 250 ⁇ m. Fine diamond grains and thus a large interface with neighboring phases reduce the thermal conductivity.
  • Pressure-free processes are, for example, pouring processes, vibrating processes or slip casting. In the case of pressure-supported process technologies, die pressing, isostatic pressing and powder injection molding are examples. Depending on the process technology chosen, the proportion of diamond based on the total volume is 40 to 90% after the shaping process. The remaining part consists of pores and / or binders and / or metallic parts with high thermal conductivity.
  • An added binder enables the green compact density to be increased or the matrix friction to be reduced.
  • diamond powder and binder are mixed in conventional mixers or mills.
  • suitable binders are those based on polymer and wax.
  • Favorable binder proportions are 1 to 20% by weight. It is advantageous to pass the binder through a chemical before the infiltration step or at least partially remove thermal process. In the case of a thermal process, it can be advantageous to conduct the process in such a way that residual portions of the pyrolyzed carbon remain on the diamond surface, which react with portions of the infiltrate in a carbide.
  • Thermal debinding can also be integrated in the infiltration process. Cu, Al, Au and their alloys can be mentioned as metallic components of high thermal conductivity.
  • the infiltration process can be pressure-free or pressure-supported. The latter is commonly referred to as squezze casting.
  • the infiltrate alloy has a eutectic or near-eutectic composition. Near-eutectic alloys include compositions that have a liquidus temperature below 950 ° C.
  • the infiltrate alloy comprises at least one metallic component with high thermal conductivity, consisting of an element or an alloy from the group Cu, Ag, Au and at least one element from the group Si, Y, Sc, rare earth metals. It has been shown 'that the use of inventive Infiltratlegleiteren leads to a very good wetting of the diamond grains and a high interfacial strength between the diamond grains and the surrounding phase regions.
  • the infiltrate alloys according to the invention have the advantage that their solidus temperatures are significantly lower than those of Cu, Au or Ag alloys with the metals of the 4a / 5a groups of the periodic table or Cr, as is also shown in Table 1. This enables the use of two-component alloys instead of multi-component alloys, which has a favorable effect on the thermal conductivity.
  • the solidus temperatures of the infiltrate alloys according to the invention are below 870 ° C. This ensures that during the
  • Table 1 This implementation can be reduced even further by using multi-component alloys in accordance with the composition ranges specified in the claim. These multi-component alloys are particularly advantageous if the infiltration times are long due to the process. However, the use of multi-component alloys leads to a reduced thermal conductivity.
  • Table 1 also shows that the infiltrate alloys according to the invention have a very low solubility at the eutectic temperature or at 400 ° C. for Y, Si and rare earth metals.
  • This has the advantage that the Cu, Ag, or Au-rich phase resulting from the eutectic conversion has a very high purity and thus thermal conductivity.
  • Alloys of Ag or Au with Cu or up to 3 at.% Ni also have a sufficiently high thermal conductivity, which is impaired to a not unacceptably high degree by low, undissolved Si, Y, Sc or rare earth metal fractions. Portions of graphite also deteriorate the thermal conductivity to a not unacceptably high extent.
  • the wetting behavior can be further improved by adding Ni, Cr, Ti, V, Mo, W, Nb, Ta, Co and / or Fe, but the total content of these elements must not exceed 3 at.%, Otherwise an impermissible one high reduction in thermal conductivity is associated.
  • the advantages of the infiltrate alloy according to the invention also come into play when hot pressing is used as the compression process.
  • a die of a hot press which consists of graphite, for example, is filled with the intermediate material.
  • the intermediate substance is subsequently brought to a temperature below 1000 ° C., for example by conductive heating of the die to a temperature above the solidus temperature of the infiltrate alloy, the pressure being applied by means of a stamp movement.
  • This heat treatment can also have a beneficial effect on the interfacial strength between the diamond particles and the surrounding components.
  • This heat treatment step can also be integrated in the cooling process of the infiltration step.
  • diamond-containing composite materials produced according to the invention have a sufficiently good machinability.
  • the diamond content can be reduced by the high thermal conductivity of the Ag, Au or Cu-rich structural components.
  • the diamond and metal phase content By varying the diamond and metal phase content, it is possible to produce tailor-made heat sinks for a wide range of requirements with regard to thermal conductivity and thermal expansion. Further structural constituents do not deteriorate the properties to an inadmissible extent as long as their content does not exceed 5% by volume. Unbound proportions of Si, C, Y, Sc and rare earth metals should be mentioned. Although these structural components slightly impair the thermal conductivity, they have a favorable effect on the coefficient of thermal expansion in the case of C and Si by reducing it. In addition, some of them can only be completely avoided in terms of manufacturing technology with relatively great effort.
  • the composite material according to the invention can also be used as a heat sink in other areas of application, for example in the field of aerospace or engine construction.
  • the invention is explained in more detail below by means of production examples.
  • Natural diamond powder of quality IIA (Micron + SND from Element Six GmbH) with an average grain fraction of 80 - 150 ⁇ m was filled into a graphite mold with dimensions of 35 mm x 35 mm x 5 mm.
  • the bulk density was determined by mechanical shaking at 65 vol.%. set.
  • the diamond powder was covered with a film made of an eutectic Ag-Si alloy, the Si content being 11 at.% And heated to a temperature of 860 ° C. in a furnace under vacuum for infiltration, the holding time being 15 Minutes.
  • the subsequent gas pressure infiltration using helium was carried out at 1 bar for 15 minutes. After cooling to room temperature with a break point at 400 ° C.
  • Silicon carbide phase can not be determined.
  • the structure consists of an Ag-rich phase with embedded Si precipitates, which have formed through the eutectic conversion.
  • the volume fraction of the Ag-rich phase was approximately 12%, that of Si approximately 1%.
  • no other constituents could be detected by means of EDX, so that, based on the detection limit, it can be assumed that the Ag content is greater than 99 at.%.
  • the plate was processed by laser and eroding. An average value of 500 W / (mK) was measured for the thermal conductivity at room temperature. The determination of the coefficient of thermal expansion gave an average value of 8.5 10 "6 K " 1 .
  • Example 3 synthetic diamond powder of Micron + MDA quality from Element Six GmbH and an average grain size of 40 - 80 ⁇ m was processed. Processing was carried out as described in Example 1. The average thermal conductivity at room temperature of the composite material produced in this way was 410 W / (mK), the average coefficient of thermal expansion 9.0 10 "6 K " 1 .
  • Example 3 The average thermal conductivity at room temperature of the composite material produced in this way was 410 W / (mK), the average coefficient of thermal expansion 9.0 10 "6 K " 1 .
  • Hot-work steel was preheated to 150 ° C at a gas pressure of approx.
  • the temperature of the Ag-Si melt was approximately 880 ° C.
  • Composite material was 480 W / (m.K), the middle one
  • Example 4 Synthetic diamond powder of the Micron + MDA quality from Element Six GmbH with an average grain fraction of 40-80 ⁇ m was processed in accordance with Example 3, but without a holding phase being carried out at about 400 ° C. for 15 minutes while cooling from the infiltration temperature.
  • the average thermal conductivity at room temperature of the composite material produced in this way was 440 W / (mK), the average coefficient of thermal expansion 8.5 10 "6 K " 1 .
  • Natural diamond powder of quality IIA (Micron + SND from Element Six GmbH) with an average grain size of 40 - 80 ⁇ m was mixed with 7% by volume of a binder based on epoxy resin.
  • the precursor or intermediate material thus produced was pressed by means of die presses at a pressure of 200 MPa to a plate measuring 35 mm ⁇ 35 mm ⁇ 5 mm.
  • the pore content of the plate was approximately 15% by volume. Subsequently, this plate was covered with a sheet of eutectic

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Cooling Or The Like Of Semiconductors Or Solid State Devices (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines diamanthaltigen Verbundwerkstoffes. Diamantkörner mit einer mittleren Korngrösse von 5 bis 300 μm werden drucklos oder druckunterstützt mit einer eutektischen oder nahe-eutektischen Legierung, die eine Solidustemperatur < 900°C aufweist und zumindest aus einem Element oder einer Legierung aus der Gruppe Cu, Ag, Au und zumindest einem Element aus der Gruppe Si, Y, Sc, Seltenerdmetalle besteht, infiltriert oder durch Heisspressen verdichtet. So hergestellte Bauteile weisen eine hohe Wärmeleitfähigkeit und niedrige Wärmedehnung auf und eignen sich insbesondere als Wärmesenken für Halbleiterkomponenten.

Description

VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINES VERBUNDWERKSTOFFES
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines diamanthaltigen Verbundwerkstoffes.
Diamanthaltige Verbundwerkstoffe werden seit langer Zeit als
Schneidwerkstoffe eingesetzt. Daneben sind diese auf Grund der hohen Wärmeleitfähigkeit und der geringen Wärmedehnung von Diamant auch potentiell interessante Werkstoffe für Wärmesenken. So liegt die Wärmeleitfähigkeit von Diamant bei 1.000 bis 2.000 W/(m.K), wobei speziell der Gehalt an Stickstoff- und Boratomen auf Gitterplätzen qualitätsbestimmend ist. Eine breite Anwendung finden Wärmesenken bei der Herstellung von elektronischen Komponenten. Neben der Wärmesenke sind die Halbleiterkomponente und eine mechanisch stabile Umhüllung die wesentlichen Bestandteile eines elektronischen Package. Für die Wärmesenke werden auch des öfteren die Bezeichnungen Substrat, Wärmespreizer oder Trägerplatte verwendet. Die Halbleiterkomponente besteht beispielsweise aus einkristallinem Silizium oder Galliumarsenid. Diese ist mit der Wärmesenke verbunden, wobei als Fügetechnik üblicherweise Lötverfahren zum Einsatz kommen. Die Wärmesenke hat die Funktion, die beim Betrieb der Halbleiterkomponente entstehende Wärme abzuleiten. Halbleiterkomponenten mit besonders hoher Wärmeentwicklung sind beispielsweise LDMOS (laterally diffused metal oxide semi-conductor), Laserdioden, CPU (central processing unit), MPU (microprocessor unit) oder HFAD (high frequency amplify device). Die geometrischen Ausführungen der Wärmesenke sind anwendungsspezifisch und vielfältig. Einfache Formen sind flache Plättchen. Es werden jedoch auch komplex gestaltete Substrate mit Ausnehmungen und Stufen eingesetzt. Die Wärmesenke selbst wiederum ist mit einer mechanisch stabilen Umhüllung verbunden. Die Wärmeausdehnungskoeffizienten der zum Einsatz kommenden
Halbleiterwerkstoffe sind im Vergleich zu anderen Werkstoffen niedrig und werden in der Literatur für Silizium mit 2,1 x 10"6 K"1 bis 4,1 x 10"6 K"1 und für Galliumarsenid mit 5, 6 x 10"6 K"1 bis 5,8 x 10"6 K"1 angegeben. Auch andere Halbleiterwerkstoffe, die großtechnisch noch nicht breit eingesetzt werden, wie z.B. Ge, In, Ga, As, P oder Siliziumkarbid weisen ähnlich niedere Ausdehnungskoeffizienten auf. Für die Umhüllung werden üblicherweise keramische Werkstoffe, Werkstoffverbunde oder auch Kunststoffe eingesetzt. Beispiele für keramische Werkstoffe sind Al203 mit einem Ausdehnungskoeffizienten von 6,5 x 10"6 K"1 oder Aluminiumnitrid mit einem Ausdehnungskoeffizienten von 4,5 x 10"6 K"1.
Ist das Ausdehnungsverhalten der beteiligten Komponenten unterschiedlich, werden Spannungen im Verbund eingebaut, die zu Verwerfungen, zu Ablösungen oder zum Bruch der Komponenten führen können. Spannungen können dabei bereits bei der Herstellung des Package entstehen und zwar während der Abkühlphase von der Löttemperatur auf Raumtemperatur. Jedoch auch beim Betrieb des Package treten Temperaturschwankungen auf, die beispielsweise von -50°C bis 200°C reichen und zu thermomechanischen Spannungen im Package führen können.
In den letzten Jahren sind die Prozessgeschwindigkeit und der Integrationsgrad der Halbleiterkomponenten stark angestiegen, was auch zu einer Zunahme der Wärmeentwicklung im Package geführt hat. Daraus ergeben sich die Anforderungen für diamanthaltige Verbundwerkstoffe für Wärmesenken. Zum einen sollen diese eine möglichst hohe Wärmeleitfähigkeit aufweisen, um den Temperaturanstieg der Halbleiterkomponente während des Betriebes möglichst gering zu halten. Zum anderen ist es erforderlich, dass der Wärmeausdehnungskoeffizient möglichst gut sowohl an den der Halbleiterkomponente, als auch an den der Hülle angepasst ist.
In der EP 0 521 405 ist eine Wärmesenke beschrieben, die auf der dem Halbleiterchip zugewandten Seite eine polykristalline Diamantschicht aufweist. Durch das Fehlen einer plastischen Verformbarkeit der Diamantschicht kann es bereits beim Abkühlen von der Beschichtungstemperatur zu Rissen in der Diamantschicht kommen. Die US 5 273790 beschreibt einen Diamantverbundwerkstoff mit einer thermischen Leitfähigkeit > 1.700 W/(m.K), bei dem lose, in Form gebrachte Diamantteilchen mittels nachfolgender Diamantabscheidung aus der Gasphase in einen stabilen Formkörper übergeführt werden. Der so gefertigte Diamantverbund ist für die kommerzielle Anwendung in Massenteilen zu teuer.
In der WO 99/12866 ist ein Verfahren zur Herstellung eines Diamant-Siliziumkarbid-Verbundwerkstoffes beschrieben. Die Herstellung erfolgt durch Infiltration eines Diamantskelettes mit Silizium oder einer Siliziumlegierung. Auf Grund des hohen Schmelzpunktes von Silizium und der dadurch bedingten hohen Infiltrationstemperatur wird Diamant teilweise in Kohlenstoff bzw. in weiterer Folge in Siliziumkarbid umgewandelt. Auf Grund der hohen Sprödigkeit ist die mechanische Bearbeitbarkeit dieses Werkstoffes höchst problematisch und aufwendig, so dass dieser Verbundwerkstoff bisher noch nicht für Wärmesenken zum Einsatz kommt.
Die US 4 902 652 beschreibt ein Verfahren zur Herstellung eines gesinterten Diamantwerkstoffes. Auf Diamantpulver wird dabei mittels physikalischer Beschichtungsverfahren ein Element aus der Gruppe Übergangsmetalle der Gruppen 4a, 5a und 6a, Bor und Silizium abgeschieden. Anschließend werden die beschichteten Diamantkörner mittels eines Festphasensinterprozesses miteinander verbunden. Nachteilig ist, dass das entstehende Produkt eine hohe Porosität und einen für viele Anwendungen zu niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten aufweist.
Die US 5 045 972 beschreibt einen Verbundwerkstoff, in dem neben
Diamantkörnern mit einer Größe von 1 bis 50 μm eine metallische Matrix vorliegt, die aus Aluminium, Magnesium, Kupfer, Silber oder deren Legierungen besteht. Nachteilig dabei ist, dass die metallische Matrix nur mangelhaft an die Diamantkörner angebunden ist, so dass dadurch die Wärmeleitfähigkeit und mechanische Integrität in nicht ausreichendem Maße gegeben ist.
Auch die Verwendung von feinerem Diamantpulver, beispielsweise mit einer Korngröße < 3 μm, wie dies aus der US 5 008 737 hervorgeht, verbessert die Diamant / Metall Haftung nicht. Die US 5783316 beschreibt ein Verfahren, bei dem Diamantkörner mit W, Zr, Re, Cr oder Titan beschichtet, die beschichteten Körner in weiter Folge kompaktiert werden und der poröse Körper z.B. mit Cu, Ag oder Cu-Ag Schmelzen infiltriert wird. Die hohen Beschichtungskosten begrenzen das Einsatzgebiet derartig hergestellter Verbundwerkstoffe. Die EP 0859408 beschreibt einen Werkstoff für Wärmesenken, dessen Matrix aus Diamantkörnern und Metallkarbiden gebildet ist, wobei die Zwischenräume der Matrix durch ein Metall gefüllt sind. Die Metallkarbide umschließen dabei die Diamantkörner. Als Metallkarbide werden die Karbide der Metalle der 4a bis 6a Gruppen des Periodensystems bezeichnet. Besonders hervorgehoben werden dabei TiC, ZrC und HfC. Als besonders vorteilhafte Füllmetalle sind Ag, Cu, Au und AI angeführt. Nachteilig ist, dass die Metallkarbide eine niedrige Wärmeleitfähigkeit aufweisen, die für TiC, ZrC, HfC, VC, NbC und TaC im Bereich von 10 bis 65 W/(m.K) liegt. Weiters ist nachteilig, dass die Metalle der 4a bis 6a Gruppen des Periodensystems eine Löslichkeit im Füllmetall, wie beispielsweise Silber aufweisen, wodurch die Wärmeleitfähigkeit der Metallphase stark reduziert wird.
Die EP 0898 310 beschreibt eine Wärmesenke, die aus Diamantkörnern, einem Metall oder einer Metall legierung hoher Wärmeleitfähigkeit aus der Gruppe Cu, Ag, Au, AI, Mg und Zn und einem Metallkarbid der Metalle der Gruppen 4a, 5a und Cr besteht, wobei die Metallkarbide zu zumindest 25% die Oberfläche der Diamantkörner bedecken. In der EP 0 898 310 sind des weiteren Verfahrenstechniken, beispielsweise ein Infiltrationsprozess, zur Herstellung einer Wärmesenke beschrieben. Dabei kommen Legierungen zum Einsatz, die aus einem Metall hoher Wärmeleitfähigkeit und einem karbidbildenden Metall aus der Gruppe der Elemente der Gruppen 5a, 6a und Cr bestehen. Für Zweistofflegierungen aus diesen Komponenten sind jedoch Infiltrationstemperaturen von über 1000°C erforderlich, wodurch es zu einer unzulässig hohen Umsetzung von Diamant in Graphit kommt. In den Beispielen der EP 0 898 310 sind daher Dreistoff legierungen beschrieben, bestehend aus Cu-Ag-Ti. Auch bei einer vollständigen Umsetzung von Ti mit Diamant zu TiC besteht der die Diamant- bzw. Karbidbereiche umgebende metallische Bereich aus einer Ag-Cu Legierung und weist daher im Vergleich zu Rein-Ag eine deutlich verringerte Wärmeleitfähigkeit auf. Zudem kommt es im
Dreistoffsystem Ag-Cu-Ti, bzw. in Systemen, wo Ti durch Zr, Hf, Mo, W, V oder Cr ersetzt ist, im Vergleich zur eutektischen Temperatur einer Ag-Cu Legierung zu einer Erhöhung der Solidus- bzw. Liquidustemperatur. So liegt die Liquidustemperatur einer eutektischen Ag-Cu Legierung (Ag-30Gew.%Cu) bei 780°C, während die in der EP 0 898 310 erwähnten Cu-Ag-Ti Legierungen eine Liquidustemperatur von 830 bis 870°C aufweisen.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist somit, ein Verfahren bereitzustellen, das eine kostengünstige, prozesssichere Herstellung diamanthaltiger Verbundwerkstoffe mit hoher Wärmeleitfähigkeit und niedrigem Ausdehnungskoeffizienten ermöglicht.
Gelöst wird diese Aufgabe durch ein Verfahren gemäß Anspruch 1 oder Anspruch 2 der vorliegenden Erfindung.
Das erfindungsgemäße Verfahren umfasst einen drucklos oder druckunterstützt durchgeführten Formgebungsschritt eines Zwischenstoffes. Der Zwischenstoff besteht aus Diamantpulver mit einer mittleren Korngröße der Diamantkörner von 5 bis 300 μm. Ein bevorzugter Korngrößenbereich liegt dabei bei 60 bis 250 μm. Feine Diamantkörner und damit eine große Grenzfläche zu benachbarten Phasen erniedrigen die Wärmeleitfähigkeit. Drucklose Verfahren sind beispielsweise Schüttverfahren, Einrüttelverfahren oder Schlickerguss. Bei druckunterstützten Verfahrenstechniken sind beispielsweise das Matrizenpressen, das isostatische Pressen und der Pulverspritzguss zu nennen. In Abhängigkeit von der gewählten Verfahrenstechnik beträgt nach dem Formgebungsprozess der Diamantanteil bezogen auf das Gesamtvolumen 40 bis 90 %. Der restliche Anteil besteht aus Poren und/oder Binder und/oder metallische Anteile hoher thermischer Leitfähigkeit. Ein beigemischter Binder ermöglicht eine Erhöhung der Grünlingsdichte bzw. reduziert die Matrizenreibung. Diamantpulver und Binder werden dazu in üblichen Mischern oder Mühlen vermengt. Als Binder eignen sich beispielsweise solche auf Polymer- und Wachsbasis. Günstige Binderanteile liegen bei 1 bis 20 Gew.%. Es ist vorteilhaft, den Binder vor dem Infiltrationsschritt durch einen chemischen oder thermischen Prozess zumindest teilweise zu entfernen. Bei einem thermischen Prozess kann es dabei vorteilhaft sein, den Prozess so zu führen, das Restanteile des pyrolisierten Kohlenstoffes auf der Diamantoberfläche verbleiben, die sich mit Anteilen des Infiltrats in ein Karbid umsetzen. Das thermische Entbindern kann auch in den Infiltrationsprozess integriert sein. Als metallische Anteile hoher thermischer Leitfähigkeit sind Cu, AI, Au und deren Legierungen zu nennen.
Der Infiltrationsprozess kann drucklos oder druckunterstützt erfolgen. Letzteres wird üblicherweise als Squezze-Casting bezeichnet. Die Infiltratlegierung weist dabei eine eutektische oder nahe-eutektische Zusammensetzung auf. Nahe-eutektische Legierungen umfassen Zusammensetzungen, die eine Liquidustemperatur unter 950°C aufweisen. Die Infiltratlegierung umfasst zumindest einen metallischen Anteil mit hoher Wärmeleitfähigkeit, bestehend aus einem Element oder einer Legierung aus der Gruppe Cu, Ag, Au und zumindest einem Element aus der Gruppe Si, Y, Sc, Seltenerdmetalle. Es hat sich gezeigt', dass die Verwendung erfindungsgemäßer Infiltratlegierungen zu einer sehr guten Benetzung der Diamantkörner und zu einer hohen Grenzflächenfestigkeit zwischen den Diamantkörnern und den umgebenden Phasenbereichen führt. Zudem haben die erfindungsgemäßen Infiltratlegierungen den Vorteil, dass deren Solidustemperaturen deutlich niedriger liegen, als die von Cu, Au oder Ag Legierungen mit den Metallen der 4a / 5a Gruppen des Periodensystems bzw. Cr, wie dies auch die Tabelle 1 wiedergibt. Dies ermöglicht die Verwendung von Zweistofflegierungen anstelle von Mehrstofflegierungen, was sich günstig auf die Wärmeleitfähigkeit auswirkt. Die Solidustemperaturen der erfindungsgemäßen Infiltratlegierungen liegen unter 870°C. Damit ist gewährleistet, dass es während des
Infiltrationsprozesses nicht zu einer unzulässig hohen Umsetzung des Diamants kommt.
Tabelle 1 Diese Umsetzung kann durch die Verwendung von Mehrstofflegierungen entsprechend der im Anspruch angegebenen Zusammensetzungsbereiche noch weiter reduziert werden. Diese Mehrstofflegierungen sind besonders dann vorteilhaft, wenn die Infiltrationszeiten prozessbedingt lang sind. Die Verwendung von Mehrstofflegierungen führt jedoch zu einer reduzierten Wärmeleitfähigkeit.
Tabelle 1 zeigt zudem auch, dass die erfindungsgemäßen Infiltratlegierungen eine sehr geringe Löslichkeit bei der eutektischen Temperatur bzw. bei 400°C für Y, Si und Seltenerdmetalle aufweisen. Dies hat den Vorteil, dass die durch die eutektische Umsetzung entstehende Cu-, Ag-, oder Au-reiche Phase eine sehr hohe Reinheit und damit thermische Leitfähigkeit aufweist. Legierungen von Ag oder Au mit Cu oder bis zu 3 At.% Ni weisen ebenfalls eine ausreichend hohe Wärmeleitfähigkeit auf, die durch geringe, nicht gelöste Si, Y, Sc oder Selterdmetall-Anteile in einem nicht unzulässig hohen Maße verschlechtert werden. Auch Anteile von Graphit verschlechtern die Wärmeleitfähigkeit in einem nicht unzulässig hohen Ausmaß.
Neben der Herabsetzung der Solidustemperatur von Cu, Au und Ag bewirken Y, Sc, Si und die Seltenerdmetalle auch eine gute Benetzung und Anbindung der Cu-, Au- bzw. Ag-reichen Phase an die Diamantkörner. Im Falle von Ag-Si konnte dabei eine Si-C Verbindung mit einer Stärke im Nanometerbereich festgestellt werden. Auf Grund des geringen Anteils bewirken diese Phasenanteile keine signifikante Verschlechterung der Wärmeleitfähigkeit. Zu erwähnen ist auch die, im Vergleich zu den Metallkarbiden der Elemente der 4a und 5a Gruppen des Periodensystems bzw. Chromkarbid, sehr hohe Wärmeleitfähigkeit von SiC, die etwa 250 W/(m.K) beträgt. Durch das gute Benetzungsverhalten ist sichergestellt, dass die Porenräume des Zwischenstoffes zu zumindest 97% gefüllt werden. Das Benetzungsverhalten kann durch Zugabe von Ni, Cr, Ti, V, Mo, W, Nb, Ta, Co und / oder Fe noch weiter verbessert werden, jedoch darf der Summengehalt dieser Elemente 3 At.% nicht übersteigen, da damit ansonsten eine unzulässig hohe Verringerung der Wärmeleitfähigkeit verbunden ist. Die Vorteile der erfindungsgemäßen Infiltratlegierung kommen auch zum Tragen, wenn als Verdichtungsprozess Heißpressen verwendet wird. Dabei wird ein Zwischenstoff, der 40 bis 90 Vol.% Diamantkörner mit einer mittleren Korngröße von 5 bis 300 μm und 10 bis 60 Vol.% einer eutektischen oder nahe-eutektischen Infiltratlegierung, die eine Solidustemperatur < 900°C aufweist und zumindest aus einem metallischen Anteil hoher Wärmeleitfähigkeit, bestehend aus einem Element oder einer Legierung aus der Gruppe Cu, Ag, Au und zumindest einem Element aus der Gruppe Si, Y, Sc, Seltenerdmetalle und optional aus < 3 At.% eines oder mehrerer die Benetzung fördernder Elemente aus der Gruppe Ni, Cr, Ti, V, Mo, W, Nb, Ta, Co, Fe besteht, wobei nahe-eutektische Legierungen Zusammensetzungen umfassen, die eine Liquidustemperatur < 950°C aufweisen, durch Mischen oder Mahlen homogenisiert. Eine Matrize einer Heißpresse, die z.B. aus Graphit besteht, wird mit dem Zwischenstoff gefüllt. Der Zwischenstoff wird in weiterer Folge, beispielsweise durch conduktives Erwärmen der Matrize auf eine Temperatur über der Solidustemperatur der Infiltratlegierung jedoch unter 1000°C gebracht und verdichtet, wobei der Druck mittels Stempelbewegung aufgebracht wird. Die erfindungsgemäßen Vorteile können sowohl erzielt werden, wenn sich die Infiltratlegierung im flüssigen oder teilflüssigen Bereich, also zwischen Solidus- und Liquidustemperatur, befindet.
In Abhängigkeit von den verwendeten Infiltrations- bzw. Heißpressanlagen kann es günstig sein, insbesondere dann, wenn eine hohe Abkühlgeschwindigkeit beim Erstarren der Infiltratlegierung auftritt, den infiltrierten Zwischenstoff einer Wärmebehandlung zu unterziehen, damit in Zwangslösung befindliche Bestandteile ausgeschieden werden, wodurch die thermische Leitfähigkeit verbessert wird. Diese Wärmebehandlung kann sich auch günstig auf die Grenzflächenfestigkeit zwischen den Diamantpartikeln und den umgebenden Bestandteilen auswirken. Dieser Wärmebehandlungsschritt kann auch in den Abkühlprozess des Infiltrationsschrittes integriert sein.
Erfindungsgemäß hergestellte diamanthaltige Verbundwerkstoffe weisen auf Grund der sehr duktilen Ag-, Au- oder Cu-Gefügebestandteile eine ausreichend gute mechanische Bearbeitbarkeit auf. Für eine kostengünstige Darstellung ist es weiters vorteilhaft, dass durch die hohe Wärmeleitfähigkeit der Ag-, Au- oder Cu-reichen Gefügebestandteile der Diamantgehalt reduziert werden kann. Durch Variation des Diamant- und Metallphasengehaltes ist es möglich, in Hinblick auf Wärmeleitfähigkeit und Wärmedehnung maßgeschneiderte Wärmesenken für unterschiedlichste Anforderungen herzustellen. Weitere Gefügebestanteile verschlechtern die Eigenschaften nicht in einem unzulässigen Ausmaß, solange deren Gehalt 5 Vol.% nicht übersteigt. Dabei zu nennen sind nichtgebundene Anteile von Si, C, Y, Sc und Seltenerdmetalle. Diese Gefügebestandteile verschlechtern zwar geringfügig die Wärmeleitfähigkeit, wirken sich jedoch im Falle von C und Si günstig auf den Wärmeausdehnungskoeffizienten aus, indem sie diesen verringern. Zudem können sie teilweise herstelltechnisch nur mit relativ großem Aufwand vollständig vermieden werden.
Besonders vorteilhafte Gehalte an Ag-, Au- oder Cu-reicher Phase liegen bei 7 bis 30 Vol.%. Versuche haben gezeigt, dass Diamantpulver in einem breiten Korngrößenspektrum verarbeitet werden können. Neben Naturdiamanten lassen sich auch preisgünstigere synthetische Diamanten verarbeiten. Auch mit den gängigen beschichteten Diamantsorten wurden ausgezeichnete Verarbeitungsergebnisse erzielt. Daraus ergibt sich, dass auf die jeweils kostengünstigste Sorte zurückgegriffen werden kann. Für kostenunkritische Anwendungen mit extrem hohen Anforderungen an die Wärmeleitfähigkeit ist es günstig, eine Diamantfraktion mit einer mittleren Korngröße im Bereich von 50 bis 250 μm zu verwenden. Weiteres lassen sich die höchsten
Wärmeleitfähigkeitswerte durch die Verwendung von Ag bei Gehalten von 7 bis 30 Vol.% erzielen.
Neben der besonders vorteilhaften Verwendung der Bauteile für die Wärmeableitung bei Halbleiterkomponenten kann der erfindungsgemäße Verbundwerkstoff auch als Wärmesenke in anderen Anwendungsbereichen wie beispielsweise im Bereich der Luft- und Raumfahrt oder Motorenbau eingesetzt werden. Im Folgenden wird die Erfindung durch Herstellbeispiele näher erläutert.
Beispiel 1
Naturdiamantpulver der Qualität IIA (Micron+ SND der Element Six GmbH) mit einer mittleren Kornfraktion von 80 - 150 μm wurde in eine Graphitform mit den Abmaßen von 35 mm x 35 mm x 5 mm eingefüllt. Die Schüttdichte wurde durch mechanisches Rütteln bei 65 Vol.%. eingestellt. In weiterer Folge wurde das Diamantpulver mit einer Folie aus einer eutektischen Ag-Si-Legierung bedeckt, wobei der Si-Gehalt 11 At.% betrug und zur Infiltration in einem Ofen unter Vakuum auf eine Temperatur von 860°C erhitzt, wobei die Haltezeit 15 Minuten betrug. Die anschließende Gasdruckinfiltration unter Verwendung von Helium erfolgte bei 1 bar für 15 Minuten. Nach Abkühlen auf Raumtemperatur mit einem Haltepunkt bei 400°C für ca. 10 Minuten, wurde mittels quantitativer Metallografie die Volumengehalte der vorhandenen Phasen ermittelt. Der Wert für Siliziumkarbid lag dabei bei ca. 1 Vol.%, wobei das Siliziumkarbid großteils die Diamantkörner gleichmäßig umhüllt. Auf Grund der geringen Schichtstärke dieser Siliziumkarbidumhüllung konnte die Modifikation der
Siliziumkarbidphase nicht ermittelt werden. Neben Diamant und Siliziumkarbid besteht das Gefüge aus einer Ag-reichen Phase mit eingelagerten Si- Ausscheidungen, die sich durch die eutektische Umsetzung gebildet haben. Der Volumenanteil der Ag-reichen Phase betrug ca. 12 %, der von Si ca. 1 %. Mittels EDX konnten in der Ag-reichen Phase neben Ag keine weiteren Bestandteile nachgewiesen werden, sodass auf Grund der gegebenen Detektionsgrenze davon ausgegangen werden kann, dass der Ag-Anteil bei größer 99 At.% liegt. Zur Bestimmung der Wärmeleitfähigkeit und des Wärmeausdehnungskoeffizienten wurde die Platte mittels Laser und Erodieren bearbeitet. Für die Wärmeleitfähigkeit bei Raumtemperatur wurde ein mittlerer Wert von 500 W/(m.K) gemessen. Die Bestimmung des Wärmeausdehnungskoeffizienten erbrachte einen mittleren Wert von 8,5 10"6 K"1.
Beispiel 2
In einem weiteren Versuch wurde synthetisches Diamantpulver αer Qualität Micron+ MDA der Element Six GmbH und einer mittleren Kornfraktion von 40 - 80 μm verarbeit. Die Verarbeitung erfolgte wie in Beispiel 1 beschrieben. Die mittlere Wärmeleitfähigkeit bei Raumtemperatur des so hergestellten Verbundwerkstoffes betrug 410 W/(m.K), der mittlere Wärmeausdehnungskoeffizient 9,0 10"6 K"1. Beispiel 3
In einem weiteren Versuch wurde synthetisches Diamantpulver der Qualität
Micron+ MDA der Element Six GmbH mit einer mittleren Kornfraktion von
40 - 80 μm verarbeit. Die Die Herstellung erfolgte wie in Beispiel 1 beschrieben.
Die Infiltration der Diamantschüttung mit einer eutektischen Ag-Si-Schmelze wurde in einer üblichen Squeeze-Casting Vorrichtung, deren Form aus
Warmarbeitsstahl auf 150°C vorgeheizt wurde, bei einem Gasdruck von ca.
40 MPa durchgeführt. Die Temperatur der Ag-Si-Schmelze betrug ca. 880°C.
Die folgende, langsame Abkühlung bis Raumtemperatur wurde mit einem
Haltepunkt bei 400°C für ca. 15 Minuten durchgeführt. Die mittlere Wärmeleitfähigkeit bei Raumtemperatur des so hergestellten
Verbundwerkstoffes betrug 480 W/(m.K), der mittlere
Wärmeausdehnungskoeffizient.
Beispiel 4 Synthetisches Diamantpulver der Qualität Micron+ MDA der Element Six GmbH mit einer mittleren Kornfraktion von 40 - 80 μm wurde gemäß Beispiel 3 verarbeitet, jedoch ohne dass bei der Abkühlung von der Infiltrationstemperatur eine Haltephase bei ca. 400°C für 15 Minuten durchgeführt wurde. Die mittlere Wärmeleitfähigkeit bei Raumtemperatur des so hergestellten Verbundwerkstoffes betrug 440 W/(m.K), der mittlere Wärmeausdehnungskoeffizient 8,5 10"6 K"1.
Beispiel 5
Naturdiamantpulver der Qualität IIA (Micron+ SND der Element Six GmbH) mit einer mittleren Kornfraktion von 40 - 80 μm wurde mit 7 Vol.% eines Binders auf Epoxydharz-Basis vermengt. Der so hergestellte Precursor oder Zwischenstoff wurde mittels Matrizenpressen bei einem Druck von 200 MPa zu einer Platte der Dimension 35 mm x 35 mm x 5 mm gepresst. Der Porenanteil der Platte betrug ca. 15 Vol.%. In weiterer Folge wurde diese Platte mit einer Folie aus einer eutektischen
Cu-Y-Legierung bedeckt, wobei der Y-Gehalt 9,3 At.% betrug und zur Infiltration in einem Ofen unter Vakuum auf eine Temperatur von 900°C erhitzt, wobei die Haltezeit 15 Minuten betrug. Zur Bestimmung der Wärmeleitfähigkeit und des Wärmeausdehnungskoeffizienten wurde die Platte mittels Laser und Erodieren bearbeitet. Für die Wärmeleitfähigkeit bei Raumtemperatur wurde ein mittlerer Wert von 410 W/(m.K) gemessen. Die Bestimmung des Wärmeausdehnungskoeffizienten erbrachte einen mittleren Wert von 7,7 10"6 K"1.

Claims

> Patentansprüche
1. Verfahren zur Herstellung eines diamanthaltigen Verbundwerkstoffes, das folgende Prozessschritte umfasst:
- Drucklose oder druckunterstützte Formgebung eines Zwischenstoffes, der Diamantkörner mit einer mittleren Korngröße von 5 bis 300 μm und optional metallische Anteile hoher thermischer Leitfähigkeit und/oder Binder enthält, wobei der Diamantanteil bezogen auf das Gesamtvolumen des Zwischenstoffes nach dem Formgebungsschritt 40 bis 90 % beträgt;
- Druckloses oder druckunterstütztes Erhitzen des Zwischenstoffes und einer eutektischen oder nahe-eutektischen Infiltratlegierung, die eine
Solidustemperatur < 900°C aufweist und zumindest aus einem metallischen Anteil hoher Wärmeleitfähigkeit, bestehend aus einem Element oder einer Legierung aus der Gruppe Cu, Ag, Au und zumindest einem Element aus der Gruppe Si, Y, Sc, Seltenerdmetalle und optional aus < 3 At.% eines oder mehrerer die Benetzung fördernder Elemente aus der Gruppe Ni, Cr, Ti, V, Mo, W, Nb, Ta, Co, Fe besteht, wobei nahe-eutektische Legierungen Zusammensetzungen umfassen, die eine Liquidustemperatur < 950°C aufweisen, auf eine Temperatur über der Liquidustemperatur der Infiltratlegierung, jedoch unter 1000°C, wobei es zu einer Infiltration des Zwischenstoffes durch die Infiltratlegierung kommt und die Porenräume des Zwischenstoffes zu zumindest 97% gefüllt werden.
2. Verfahren zur Herstellung eines diamanthaltigen Verbundwerkstoffes, das folgende Prozessschritte umfasst:
- Mischen oder Mahlen eines Zwischenstoffes, der 40 bis 90 Vol.% Diamantkörner mit einer mittleren Korngröße von 5 bis 300 μm und 10 bis 60 Vol.% einer eutektischen oder nahe-eutektischen Infiltratlegierung, die eine Solidustemperatur < 900°C aufweist und zumindest aus einem metallischen Anteil hoher Wärmeleitfähigkeit, bestehend aus einem Element oder einer Legierung aus der Gruppe Cu, Ag, Au und zumindest einem Element aus der Gruppe Si, Y, Sc, Seltenerdmetalle und optional aus < 3 At.% eines oder mehrerer die Benetzung fördernder Elemente aus der Gruppe Ni, Cr, Ti, V, Mo, W, Nb, Ta, Co, Fe besteht, wobei nahe-eutektische Legierungen Zusammensetzungen umfassen, die eine Liquidustemperatur < 950°C aufweisen;
- Füllen einer Matrize einer Heißpresse mit dem Zwischenstoff, Erhitzen auf eine Temperatur T mit 500°C < T < 1000°C und Heißpressen des
Zwischenstoffes.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die eutektische oder nahe-eutektische Infiltratlegierung eine Zweistofflegierung ist, mit einer ersten Komponente aus der Gruppe Cu, Ag, Au und einer zweiten Komponente aus der Gruppe Si, Y, Sc, Seltenerdmetalle.
4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Infiltratlegierung die Komponenten Ag und Y aufweist.
5. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Infiltratlegierung die Komponenten Ag und Si aufweist.
6. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Infiltratlegierung die Komponenten Au und Si aufweist.
7. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Infiltratlegierung die Komponenten Cu und Y aufweist.
8. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass die
Infiltratlegierung die Komponenten Cu und ein oder mehrere Elemente der Seltenerdmetalle aufweist.
9. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die eutektische oder nahe-eutektische Infiltratlegierung eine Mehrstofflegierung mit einer Solidustemperatur < 800°C ist.
10. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die eutektische oder nahe-eutektische Infiltratlegierung eine Mehrstofflegierung mit einer Solidustemperatur < 700°C ist.
11.Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Infiltratlegierung eine eutektische Legierung ist.
12. Verfahren nach Ansprüche 1 , dadurch gekennzeichnet, dass der Zwischenstoff einen Binder auf Polymer- oder Wachsbasis enthält.
13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass der Binderanteil 1 bis 20 Gew.% beträgt.
14. Verfahren nach Anspruch 12 oder 13, dadurch gekennzeichnet, dass nach dem Formgeben des Zwischenstoffes dieser auf 300°C bis 900°C in Schutzgasatmosphäre zur zumindest teilweisen Pyrolyse des Binders erhitzt wird.
15. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass der Infiltrationsschritt druckunterstützt erfolgt, wobei der Druck p 5 MPa < p < 200 MPa beträgt.
16. Verfahren nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass der Infiltrationsschritt durch Sqeeze-Casting erfolgt.
17. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass der infiltrierte oder heißgepresste Zwischenstoff einem Wärmebehandϊungsschritt bei einer Temperatur 300°C < T < 900°C unterzogen wird, bei dem sich dem Gleichgewicht entsprechende Phasen bilden/ausscheiden.
18. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Verbundwerkstoff aus 40 bis 90 Vol.% Diamant mit einer mittleren Korngröße von 5 bis 300 μm, 0,005 bis 12 Vol.% einer Silizium-Kohlenstoff-Verbindung, 7 bis 49 Vol.% einer Ag- oder Au- reichen
Phase und kleiner 5 Vol.% einer weiteren Phase besteht, wobei das Volumenverhältnis der Ag-, oder Au-reichen Phase zu der Silizium-Kohlenstoff-Verbindung größer 4 ist und die Oberfläche der Diamantkörner zu zumindest 60 % von der Silizium-Kohlenstoff- Verbindung bedeckt ist.
19. Verfahren nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, dass es sich bei der Silizium-Kohlenstoff-Verbindung um SiC handelt.
20. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Verbundwerkstoff aus 40 bis 90 Vol.% Diamant mit einer mittleren Korngröße von 5 bis 300 μm, 0,001 bis 5 Vol.% einer Y oder Seltenerdmetall-Kohlenstoff-Verbindung, 7 bis 49 Vol.% einer Ag-, Au- oder Cu-reichen Phase und kleiner 5 Vol.% einer weiteren Phase besteht, wobei das Volumenverhältnis der Ag-, Au- oder Cu-reichen Phase zu der Y oder
Seltenerdmetall-Kohlenstoff-Verbindung größer 4 ist und die Oberfläche der Diamantkörner zu zumindest 60 % von der Y- Kohlenstoff-Verbindung oder Seltenerdmetall-Kohlenstoff-Verbindung bedeckt ist.
21.Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 20 zur Herstellung eines Verbundwerkstoffes zur Verwendung als Wärmesenke.
EP04703310A 2003-03-11 2004-01-20 Verfahren zur herstellung eines verbundwerkstoffes Withdrawn EP1601631A1 (de)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
AT0016403U AT7382U1 (de) 2003-03-11 2003-03-11 Wärmesenke mit hoher wärmeleitfähigkeit
AT1642003 2003-03-11
PCT/AT2004/000017 WO2004080913A1 (de) 2003-03-11 2004-01-20 Verfahren zur herstellung eines verbundwerkstoffes

Publications (1)

Publication Number Publication Date
EP1601631A1 true EP1601631A1 (de) 2005-12-07

Family

ID=32967982

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP04703310A Withdrawn EP1601631A1 (de) 2003-03-11 2004-01-20 Verfahren zur herstellung eines verbundwerkstoffes
EP04703308.9A Expired - Lifetime EP1601630B1 (de) 2003-03-11 2004-01-20 Wärmesenke mit hoher wärmeleitfähigkeit

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP04703308.9A Expired - Lifetime EP1601630B1 (de) 2003-03-11 2004-01-20 Wärmesenke mit hoher wärmeleitfähigkeit

Country Status (6)

Country Link
US (2) US8575051B2 (de)
EP (2) EP1601631A1 (de)
JP (2) JP4880447B2 (de)
CN (1) CN100400467C (de)
AT (1) AT7382U1 (de)
WO (2) WO2004080914A1 (de)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102030556A (zh) * 2010-11-11 2011-04-27 北京科技大学 一种金刚石/碳化硅陶瓷基复合材料的制备方法
US8575625B2 (en) 2010-02-08 2013-11-05 A.L.M.T. Corp. Semiconductor element mounting member, method of producing the same, and semiconductor device

Families Citing this family (38)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102004056734A1 (de) * 2004-11-24 2006-06-01 Vatcharachai Buanatra Diamantenformkörper
TW200631144A (en) 2005-02-18 2006-09-01 Mitac Technology Corp Chip heat dissipation structure and manufacturing method thereof
TWI283052B (en) * 2005-03-02 2007-06-21 Mitac Technology Corp Chip heat dissipation system and manufacturing method and structure of heat dissipation device thereof
TWI290012B (en) 2005-03-03 2007-11-11 Mitac Technology Corp Printed circuit board structure and manufacturing method thereof
TWI268755B (en) * 2005-03-21 2006-12-11 Mitac Tech Corporation Chip heat dissipation system and manufacturing method and structure of heat exchange device thereof
US8637127B2 (en) 2005-06-27 2014-01-28 Kennametal Inc. Composite article with coolant channels and tool fabrication method
US8236074B1 (en) 2006-10-10 2012-08-07 Us Synthetic Corporation Superabrasive elements, methods of manufacturing, and drill bits including same
US9017438B1 (en) 2006-10-10 2015-04-28 Us Synthetic Corporation Polycrystalline diamond compact including a polycrystalline diamond table with a thermally-stable region having at least one low-carbon-solubility material and applications therefor
MX2009003114A (es) 2006-10-25 2009-06-08 Tdy Ind Inc Articulos que tienen resistencia mejorada al agrietamiento termico.
US8034136B2 (en) 2006-11-20 2011-10-11 Us Synthetic Corporation Methods of fabricating superabrasive articles
US8080074B2 (en) 2006-11-20 2011-12-20 Us Synthetic Corporation Polycrystalline diamond compacts, and related methods and applications
WO2009006163A2 (en) * 2007-06-29 2009-01-08 Itt Manufacturing Enterprises, Inc. Thermally conductive structural composite material and method
SE532992C2 (sv) * 2007-11-08 2010-06-08 Alfa Laval Corp Ab Förfarande för framställning av en diamantkomposit, grönkropp, diamantkomposit samt användning av diamantkompositen
EP2065734A1 (de) * 2007-11-30 2009-06-03 Plansee Se Spiegel zur Laserbearbeitung
US8999025B1 (en) 2008-03-03 2015-04-07 Us Synthetic Corporation Methods of fabricating a polycrystalline diamond body with a sintering aid/infiltrant at least saturated with non-diamond carbon and resultant products such as compacts
US20090236087A1 (en) * 2008-03-19 2009-09-24 Yamaha Corporation Heat exchange device
US8790439B2 (en) 2008-06-02 2014-07-29 Kennametal Inc. Composite sintered powder metal articles
US8297382B2 (en) 2008-10-03 2012-10-30 Us Synthetic Corporation Polycrystalline diamond compacts, method of fabricating same, and various applications
JP2010109081A (ja) * 2008-10-29 2010-05-13 Denki Kagaku Kogyo Kk Ｌｅｄ発光素子用金属基複合材料基板及びそれを用いたｌｅｄ発光素子
US10309158B2 (en) 2010-12-07 2019-06-04 Us Synthetic Corporation Method of partially infiltrating an at least partially leached polycrystalline diamond table and resultant polycrystalline diamond compacts
US9027675B1 (en) 2011-02-15 2015-05-12 Us Synthetic Corporation Polycrystalline diamond compact including a polycrystalline diamond table containing aluminum carbide therein and applications therefor
US9016406B2 (en) 2011-09-22 2015-04-28 Kennametal Inc. Cutting inserts for earth-boring bits
US20130291445A1 (en) * 2012-05-01 2013-11-07 Sigma Innovation Technology Inc. Diamond abrasive grain and electroplated tool having the same
JP5350553B1 (ja) 2013-04-26 2013-11-27 冨士ダイス株式会社 耐熱性の優れたＣｕ−ダイヤモンド基固相焼結体を用いた放熱板、その放熱板を用いたエレクトロニクス用デバイス、および耐熱性の優れたＣｕ−ダイヤモンド基固相焼結体を用いた放熱板の製造方法
CN103496215B (zh) * 2013-09-25 2015-07-29 华南理工大学 一种嵌入式组合热沉及其制备方法
US9992917B2 (en) 2014-03-10 2018-06-05 Vulcan GMS 3-D printing method for producing tungsten-based shielding parts
JP5807935B1 (ja) * 2014-10-09 2015-11-10 株式会社半導体熱研究所 放熱基板と、それを使用した半導体用モジュール
CN104370546B (zh) * 2014-10-28 2016-02-17 倪娟形 一种散热器连接件用高导热性陶瓷及其制备方法
US10074589B2 (en) 2016-04-14 2018-09-11 Hamilton Sundstrand Corporation Embedding diamond and other ceramic media into metal substrates to form thermal interface materials
RU2712999C1 (ru) * 2016-09-06 2020-02-03 АйЭйчАй КОРПОРЕЙШН Способ получения композиционного материала с керамической матрицей
CN107034377A (zh) * 2017-03-14 2017-08-11 刘金财 一种镍金包覆的镶嵌金刚石铜的高密度密度板及其制备方法
DE102018205893B3 (de) * 2018-04-18 2019-10-24 Fraunhofer-Gesellschaft zur Förderung der angewandten Forschung e.V. Werkstoff bestehend aus einem dreidimensionalen Gerüst, das mit SiC oder SiC und Si3N4 gebildet ist und einer Edelmetalllegierung, in der Silicium enthalten ist, sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung
CN111170317B (zh) * 2018-11-12 2022-02-22 有研工程技术研究院有限公司 一种石墨烯改性金刚石/铜复合材料的制备方法
JP7233991B2 (ja) * 2019-03-18 2023-03-07 Ｄｏｗａメタルテック株式会社 複合めっき材およびその製造方法
EP3950991A4 (de) * 2019-03-29 2022-05-18 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Verbundwerkstoff
CN111304481A (zh) * 2020-02-11 2020-06-19 中南大学 一种金刚石-金属复合材料的熔渗制备工艺及金刚石-金属复合材料
WO2021205782A1 (ja) * 2020-04-09 2021-10-14 住友電気工業株式会社 複合材料、ヒートシンク及び半導体装置
CN112195384A (zh) * 2020-10-26 2021-01-08 河南飞孟金刚石工业有限公司 一种低成本金刚石高导热材料及其制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6179886B1 (en) * 1997-09-05 2001-01-30 Ambler Technologies, Inc. Method for producing abrasive grains and the composite abrasive grains produced by same
WO2002042240A2 (en) * 2000-11-21 2002-05-30 Skeleton Technologies Ag A heat conductive material

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE2543820C2 (de) * 1975-10-01 1984-10-31 Hoechst Ag, 6230 Frankfurt Verfahren zur Herstellung von Flachdruckformen mittels Laserstrahlen
IE47393B1 (en) * 1977-09-12 1984-03-07 De Beers Ind Diamond Abrasive materials
JPS5946050A (ja) * 1982-09-09 1984-03-15 Narumi China Corp 半導体用セラミツクパツケ−ジ
DE3535659C1 (de) * 1985-10-04 1987-04-02 Swarovski & Co Verwendung einer Bronzelegierung fuer Sinterschleifkoerper
ZA894689B (en) * 1988-11-30 1990-09-26 Gen Electric Silicon infiltrated porous polycrystalline diamond compacts and their fabrications
US5045972A (en) 1990-08-27 1991-09-03 The Standard Oil Company High thermal conductivity metal matrix composite
US6003221A (en) * 1991-04-08 1999-12-21 Aluminum Company Of America Metal matrix composites containing electrical insulators
DE69411374T2 (de) 1993-04-06 1999-04-22 Sumitomo Electric Industries, Ltd., Osaka Diamantverstärktes Verbundmaterial und Verfahren zu dessen Herstellung
US5505750A (en) * 1994-06-22 1996-04-09 Norton Company Infiltrant for metal bonded abrasive articles
US5706999A (en) * 1995-11-28 1998-01-13 Hughes Electronics Preparation of a coated metal-matrix composite material
JP3617232B2 (ja) * 1997-02-06 2005-02-02 住友電気工業株式会社 半導体用ヒートシンクおよびその製造方法ならびにそれを用いた半導体パッケージ
US6039641A (en) 1997-04-04 2000-03-21 Sung; Chien-Min Brazed diamond tools by infiltration
JP3893681B2 (ja) * 1997-08-19 2007-03-14 住友電気工業株式会社 半導体用ヒートシンクおよびその製造方法
DE19843309A1 (de) * 1998-09-22 2000-03-23 Asea Brown Boveri Kurzschlussfestes IGBT Modul
JP4275862B2 (ja) 1998-09-28 2009-06-10 エレメント シックス リミテッド ダイヤモンド複合体の製法
JP2001339022A (ja) * 1999-12-24 2001-12-07 Ngk Insulators Ltd ヒートシンク材及びその製造方法
KR100460585B1 (ko) * 1999-12-24 2004-12-09 니뽄 가이시 가부시키가이샤 히트 싱크재 및 그 제조 방법
US7173334B2 (en) * 2002-10-11 2007-02-06 Chien-Min Sung Diamond composite heat spreader and associated methods

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6179886B1 (en) * 1997-09-05 2001-01-30 Ambler Technologies, Inc. Method for producing abrasive grains and the composite abrasive grains produced by same
WO2002042240A2 (en) * 2000-11-21 2002-05-30 Skeleton Technologies Ag A heat conductive material

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of WO2004080913A1 *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8575625B2 (en) 2010-02-08 2013-11-05 A.L.M.T. Corp. Semiconductor element mounting member, method of producing the same, and semiconductor device
CN102030556A (zh) * 2010-11-11 2011-04-27 北京科技大学 一种金刚石/碳化硅陶瓷基复合材料的制备方法
CN102030556B (zh) * 2010-11-11 2012-10-31 北京科技大学 一种金刚石/碳化硅陶瓷基复合材料的制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
US8575051B2 (en) 2013-11-05
WO2004080914A1 (de) 2004-09-23
EP1601630A1 (de) 2005-12-07
US20060130998A1 (en) 2006-06-22
US20060157884A1 (en) 2006-07-20
JP4995565B2 (ja) 2012-08-08
JP4880447B2 (ja) 2012-02-22
JP2006524173A (ja) 2006-10-26
WO2004080913A1 (de) 2004-09-23
JP2006519928A (ja) 2006-08-31
EP1601630B1 (de) 2017-12-27
CN100400467C (zh) 2008-07-09
CN1759078A (zh) 2006-04-12
AT7382U1 (de) 2005-02-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP1601631A1 (de) Verfahren zur herstellung eines verbundwerkstoffes
EP1741137B1 (de) Wärmesenke aus borhaltigem diamant-kupfer-verbundwerkstoff
EP1751320B1 (de) Verschleissteil aus einem diamanthaltigen verbundwerkstoff
DE69912564T2 (de) Siliziumkarbid-Verbundwerkstoff, Verfahren zu seiner Herstellung und Wärmeableitungsanordnung, die diesen verwendet
DE3012199C2 (de) Sinterkörper aus Bornitrid mit einer Matrix aus MC&amp;darr;x&amp;darr;, MN&amp;darr;x&amp;darr; und/oder M(CN)&amp;darr;x&amp;darr; und Al und seine Verwendung
DE60021514T2 (de) Einen verbundwerkstoff verwendendes halbleiterbauteil oder wärmeableitendes substrat dafür
AT408153B (de) Metall-matrix-composite- (mmc-) bauteil
AT503270B1 (de) Verbundwerkstoff und verfahren zu seiner herstellung
JP2011524466A (ja) 金属浸潤炭化ケイ素チタンおよび炭化アルミニウムチタン体
EP2248166A1 (de) Kühlkörper und verfahren zur herstellung eines kühlkörpers
WO2005106068A1 (de) Trägerplatte für sputtertargets
DE69709251T2 (de) Keramisch gebundener kompakter Körper aus kubischem Bornitrid
WO2022085134A1 (ja) ダイヤモンド基複合材料及びその製造方法、放熱部材及びエレクトロニクスデバイス
JP4228444B2 (ja) 炭化珪素系複合材料およびその製造方法
JPS59143347A (ja) 半導体基板材料の製造方法
DE102018205893B3 (de) Werkstoff bestehend aus einem dreidimensionalen Gerüst, das mit SiC oder SiC und Si3N4 gebildet ist und einer Edelmetalllegierung, in der Silicium enthalten ist, sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung
JP2004323953A (ja) 銅基低熱膨張高熱伝導部材およびその製造方法
JP2979728B2 (ja) 半導体放熱基板材料の製造方法
WO2024170536A1 (de) Verfahren zur herstellung eines metall-keramik-substrats und ein metall-keramik-substrat hergestellt mit einem solchen verfahren
JPH08176694A (ja) 半導体装置のヒートシンク用薄肉焼結板材の製造法

Legal Events

Date Code Title Description
PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

17P Request for examination filed

Effective date: 20050816

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IT LI LU MC NL PT RO SE SI SK TR

AX Request for extension of the european patent

Extension state: AL LT LV MK

RAP1 Party data changed (applicant data changed or rights of an application transferred)

Owner name: PLANSEE GMBH

RAP1 Party data changed (applicant data changed or rights of an application transferred)

Owner name: PLANSEE SE

RAP1 Party data changed (applicant data changed or rights of an application transferred)

Owner name: PLANSEE SE

DAX Request for extension of the european patent (deleted)
STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: THE APPLICATION IS DEEMED TO BE WITHDRAWN

18D Application deemed to be withdrawn

Effective date: 20150310