JP2002080280A - 高熱伝導性複合材料及びその製造方法 - Google Patents

高熱伝導性複合材料及びその製造方法

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千尋 河合
Hirohiko Nakada
博彦 仲田
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Sumitomo Electric Industries Ltd
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Abstract

(57)【要約】 【課題】 熱膨張係数が小さく且つ熱伝導率が比較的高
く、安価でヒートシンク材料として好適な複合材料を提
供する。 【解決手段】 黒鉛粉末と、ＡｇやＣｕを主成分とし、
４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素から選ばれたＴｉなどを含
む合金粉末とを混合し、真空下若しくはＨｅ、Ａｒ又は
水素を含むガス雰囲気下に合金の融点以上で加熱し、黒
鉛粒子表面にＴｉＣなどの金属炭化物の被覆層を形成す
ると同時に焼結体とする。得られた複合材料は、相対密
度が７０％以上、室温での熱伝導率が２２０Ｗ／ｍ・Ｋ
以上、及び室温から２００℃までの平均熱膨張係数が５
〜１５×１０−６／℃であり、半導体用シートシンクと
して好適である。黒鉛粉末の代りに、炭素繊維又はＳｉ
Ｃなどの炭化物粉末を用いることもできる。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、半導体装置用のヒ
ートシンク材料などとして使用される高い熱伝導率を有
する複合材料、及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に、搭載された半導体素子からの発
熱を放熱するために、半導体装置には高熱伝導率材料の
ヒートシンクが取り付けられている。ヒートシンク材料
に必要な物性としては、熱伝導率がＣｕ（３９５Ｗ／ｍ
・Ｋ）と同等かそれ以上であって、熱膨張係数がＣｕ
（１６.９×１０−６／℃）以下であることが目安とな
っている。
【０００３】従来から、ヒートシンク材料としては、半
導体レーザーやマイクロ波素子などの半導体素子を搭載
した電子部品の発熱量が小さかったため、熱伝導率が比
較的低くても、半導体素子と熱膨張係数が近似している
Ａｌ２Ｏ３やＡｌＮが用いられてきた。
【０００４】しかし、最近では情報量の増大に合わせて
半導体素子の大型化や高出力化が進み、発熱量の増大が
問題となっている。例えば、ＡｌＮは熱伝導率も比較的
良好であり、またＳｉやＩｎＰとの熱膨張係数が近いた
め、最近まで使用に耐えているが、更なる高出力化や大
型化に対応することは熱伝導率の点で難しい。そのため
最近では、これら高出力の半導体素子を搭載するため、
ヒートシンク材料として格段に優れた熱伝導率のものが
要求されている。
【０００５】また、ヒートシンク材料を熱膨張係数の観
点から眺めると、ＧａＡｓのように熱膨張係数の大きい
材料からなる半導体素子には、ＡｌＮでは対応が難し
い。具体的には、各種半導体材料の熱膨張係数は、×１
０−６／℃（以下、ｐｐｍ／℃とも表記）単位で、Ｓｉ
が４.２、ＩｎＰが４.５、ＧａＡｓが５.９程度である
ため、ヒートシンク材料の熱膨張係数はこれらに近いこ
とが望ましい。更には、ヒートシンク材料をそのヤング
率の観点から眺めると、発生する熱応力が小さくなるた
め、ヤング率は小さいほど望ましい。
【０００６】熱伝導率が最も高い材料はダイヤモンドや
ｃ−ＢＮ（立方晶窒化ホウ素）であるが、熱膨張係数に
ついてはダイヤモンドが２.３ｐｐｍ／℃、及びｃ−Ｂ
Ｎが３.７ｐｐｍ／℃と小さすぎ、且つこれらの材料は
ヤング率が８３０〜１０５０ＧＰａと非常に大きいの
で、ヒートシンクと半導体素子のロウ付け時やデバイス
としての使用時にヒートシンクと半導体素子との間に大
きな熱応力が発生して破壊が起こり易くなる。
【０００７】最近では、熱膨張係数が小さく且つ熱伝導
率が比較的高いヒートシク材料として、セラミックスと
金属を複合したＡｌ−ＳｉＣのような各種の複合材料が
提案されている。しかし、Ａｌの熱伝導率が室温で約２
３８Ｗ／ｍ・Ｋと低いため、複合材料にした場合の熱伝
導率にも上限が存在し、上記した高い熱伝導率を達成す
るための最近の要求レベルを満たすことはできない。Ａ
ｌの代わりに熱伝導率の高いＣｕ（室温で３９５Ｗ／ｍ
・Ｋ）やＡｇ（室温で４２０Ｗ／ｍ・Ｋ）のような金属材
料を用いることも考えられるが、これらはＳｉＣとの濡
れ性が極めて悪いために、ＣｕやＡｇが本来持っている
高い熱伝導性を十分に活かすことができない。
【０００８】ＣｕやＡｇとの濡れ性を向上させたヒート
シンク材料として、ダイヤモンド−Ａｇ系やダイヤモン
ド−Ｃｕ系の複合材料が特開平１１−６７９９１号公報
に提案されている。これによれば、ダイヤモンド粉末と
Ａｇ−Ｃｕ−Ｔｉ系粉末を混合し、成形した後、該合金
の融点以上で加熱することにより、Ｔｉ成分がダイヤモ
ンド粒子表面に拡散、反応して、表面にＴｉＣ層が形成
される（燒結法）。ＴｉＣは溶融Ｃｕ又は溶融Ａｇと濡
れ性が高いため、結果としてダイヤモンド粒子と金属の
界面が密着し、高い熱伝導率が得られるというものであ
る。
【０００９】また、このようなダイヤモンド−Ａｇ系や
ダイヤモンド−Ｃｕ系の複合材料の製法として、特開平
１０−２２３８１２号には溶浸法が提案されている。こ
の方法では、ダイヤモンド粉末とＡｇ−Ｃｕ−Ｔｉ系粉
末を混合、成形した後、該合金の融点以上で加熱してダ
イヤモンド粒子表面にＴｉＣ層を形成させた後、更に加
熱してＡｇ成分やＣｕ成分を溶出揮発させて多孔体と
し、これに溶融Ａｇ−Ｃｕ合金を含浸させることによ
り、燒結法よりも高い相対密度と熱伝導率を持つ複合材
料が得られる。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】しかし、上記したダイ
ヤモンド−Ａｇ系やダイヤモンド−Ｃｕ系の複合材料に
共通する問題として、ダイヤモンドは極めて高価であ
ること、ダイヤモンドは硬度が高く、前述のようにそ
の高いヤング率により半導体素子との接合界面に大きな
熱応力が残ると共に、ダイヤモンドを含む混合粉末を
成形する時に金型を激しく摩耗させてしまう。その結
果、ダイヤモンド−Ａｇ系やダイヤモンド−Ｃｕ系の複
合材料はコストが嵩み、実用化が極めて困難である。ま
た、溶浸法を用いたとしても、ダイヤモンド−Ａｇ系
やダイヤモンド−Ｃｕ系の複合材料を完全に緻密化させ
ることは困難であるという問題があった。
【００１１】本発明は、このような従来の事情に鑑み、
高価なダイヤモンドを使用せずに、熱膨張係数が小さく
且つ熱伝導率が比較的高く、安価でヒートシンク材料と
して好適な複合材料を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本発明が提供する複合材料は、表面に被覆層を有す
る複合炭素粒子、複合炭素繊維、又は複合炭化物粒子か
らなる第一成分と、銀及び／又は銅を含む金属からなる
第二成分との複合材料であって、上記第一成分である複
合炭素粒子、複合炭素繊維、又は複合炭化物粒子の表面
に形成された被覆層が、周期律表の４Ａ族、５Ａ族、６
Ａ族元素から選ばれた少なくとも１種の金属の炭化物か
らなり、相対密度が７０％以上、少なくともある特定方
向における室温での熱伝導率が２２０Ｗ／ｍ・Ｋ以上、
及び少なくともある特定方向における室温から２００℃
までの平均熱膨張係数が５〜１５×１０−６／℃である
ことを特徴とするものである。
【００１３】上記本発明の高熱伝導性複合材料におい
て、前記第一成分が表面に被覆層を有する複合炭素粒子
又は複合炭素繊維であるとき、その炭素粒子又は炭素繊
維の含有量が３０〜９５体積％であることが好ましい。
また、前記第一成分が表面に被覆層を有する複合炭化物
粒子であるときは、その炭化物粒子の含有量は１５〜８
５体積％であることが好ましい。
【００１４】上記本発明の高熱伝導性複合材料におい
て、前記第一成分の表面に形成された被覆層は炭化チタ
ンが好ましく、この第一成分の被覆層の厚さは０.０１
〜３μｍが好ましく、０.０５〜１μｍが更に好まし
い。また、前記第二成分が銀及び銅からなる場合には、
その第二成分中の銅含有量が２０体積％以下又は８０体
積％以上であることが好ましい。この合金組成を外れる
と、Ａｇ−Ｃｕ合金の熱伝導率が低下するため、複合材
料の熱伝導率も低下する傾向がある。
【００１５】上記本発明の高熱伝導性複合材料は、好ま
しくは相対密度が９５％以上、少なくともある特定方向
における室温での熱伝導率が２５０Ｗ／ｍ・Ｋ以上であ
り、更に好ましくは相対密度が９９％以上、少なくとも
ある特定方向における室温での熱伝導率が２７０Ｗ／ｍ
・Ｋ以上である。
【００１６】このような本発明の高熱伝導性複合材料
は、半導体用ヒートシンク部材として好ましいものであ
る。また、本発明は、上記した高熱伝導性複合材料から
なる半導体用ヒートシンク部材を用いた半導体装置を提
供するものである。
【００１７】また、本発明は、上記の表面に被覆層を有
する複合炭素粒子、複合炭素繊維、又は複合炭化物粒子
からなる第一成分と、銀及び／又は銅を含む金属からな
る第二成分との複合材料の製造方法を提供するものであ
る。即ち、本発明の焼結法による複合材料の製造方法
は、黒鉛粉末、炭素繊維、又は炭化物粉末を準備すると
共に、銀及び／又は銅を主成分とし、周期律表の４Ａ
族、５Ａ族、６Ａ族元素から選ばれた少なくとも１種の
金属を含む合金粉末を準備する第１工程と、これらの粉
末の混合物を成形して成形体とする第２工程と、その成
形体を、０.０１３３Ｐａ以下の真空下、若しくはヘリ
ウム、アルゴン又は水素を含むガス雰囲気下において、
前記合金の融点以上の温度で加熱して、黒鉛粒子、炭素
繊維、又は炭化物粒子の表面に周期律表の４Ａ族、５Ａ
族、６Ａ族元素から選ばれた少なくとも１種の金属の炭
化物からなる被覆層を形成すると同時に、焼結体とする
第３ａ工程と、を含むことを特徴とする。
【００１８】また、本発明は、上記高熱伝導性複合材料
の溶浸法による製造方法を提供するものである。即ち、
溶浸法による製造方法は、黒鉛粉末、炭素繊維、又は炭
化物粉末を準備すると共に、銀及び／又は銅を主成分と
し、周期律表の４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素から選ばれ
た少なくとも１種の金属を含む合金塊又は合金粉末若し
くはその成形体を準備する第１工程と、該黒鉛粉末、炭
素繊維、又は炭化物粉末を成形して成形体とする第２工
程と、その成形体を前記合金塊又は合金粉末若しくはそ
の成形体と接触させ、０.０１３３Ｐａ以下の真空下、
若しくはヘリウム、アルゴン又は水素を含むガス雰囲気
下において、該合金の融点以上の温度で加熱して、黒鉛
粒子、炭素繊維、又は炭化物粒子の表面に周期律表の４
Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素から選ばれた少なくとも１種
の金属の炭化物からなる被覆層を形成すると同時に焼結
体とし、且つ該焼結体中に溶融した前記合金を溶浸させ
る第３ｂ工程と、を含むことを特徴とする。
【００１９】上記本発明の高熱伝導率複合材料の製造方
法においては、前記第３ａ工程又は第３ｂ工程におい
て、焼結温度を高くするか又は焼結時間を長くして、金
属の一部を溶出又は揮発させて多孔体とした後、この多
孔体を銀及び／又は銅の金属塊又は金属粉末若しくはそ
の成形体と接触させ、非酸化性雰囲気下に該金属の融点
以上に加熱して、溶融した金属を多孔体中に溶浸させて
溶浸体とすることができる。また、前記第３ａ工程又は
第３ｂ工程で得られた燒結体を、更に大気中又は不活性
ガス雰囲気中において燒結体中の金属の融点以上に予備
加熱し、６００ＭＰａ以上の圧力で鍛造することができ
る。
【００２０】上記した本発明の高熱伝導率複合材料の各
製造方法では、前記各第３工程における加熱温度が、前
記合金粉末の融点を超え且つ（該融点＋５０）℃未満で
あることを特徴とする。また、各製造方法の前記各第２
工程において、冷間又は温間での静水圧成形により成形
体を得ることが好ましく、そのときの成形圧力は３００
ＭＰａ以上であることが好ましい。
【００２１】更に、本発明は、表面に被覆層を有する複
合炭化ケイ素粒子からなる第一成分と、銀及び／又は銅
を含む金属からなる第二成分との複合材料の製造方法を
提供する。即ち、この方法は、炭化ケイ素粉末を、不活
性ガス雰囲気中又は真空中において２０００℃以上の温
度で加圧焼結し、炭化ケイ素の多孔体を形成する工程
と、その炭化ケイ素の多孔体を、銀及び／又は銅を主成
分とし、周期律表の４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素から選
ばれた少なくとも１種の金属を含む合金塊又は合金粉末
若しくはその成形体と接触させ、０.０１３３Ｐａ以下
の真空下、若しくはヘリウム、アルゴン又は水素を含む
ガス雰囲気下において、該合金の融点以上の温度で加熱
して、炭化ケイ素粒子の表面に周期律表の４Ａ族、５Ａ
族、６Ａ族元素から選ばれた少なくとも１種の金属の炭
化物からなる被覆層を形成すると同時に、溶融した前記
合金を多孔体中に溶浸させる工程と、を含むことを特徴
とするものである。
【００２２】この高熱伝導率複合材料の製造方法におい
ては、得られた複合材料を前記溶浸温度よりも高い温度
で加熱して、金属の一部を溶出揮発させて再び多孔体と
した後、この多孔体を銀及び／又は銅の金属塊又は金属
粉末若しくはその成形体と接触させ、非酸化性雰囲気下
に該金属の融点以上に加熱して、溶融した金属を多孔体
中に溶浸させることができる。
【００２３】
【発明の実施の形態】発明者らは、上述したダイヤモン
ド−Ａｇ及び／又はＣｕ系の複合材料において多くの問
題の原因であるダイヤモンドを使用せず、その熱伝導率
を大きく低下させず、低コストの複合材料を製造するこ
とを検討した。その結果、濡れ性を支配する因子として
溶融金属と固体の接触角に着目し、以下の判断の基に本
発明に至ったものである。
【００２４】即ち、材質的観点から、ダイヤモンドと
同じ炭素である黒鉛はＡｇ又はＣｕと接触角がほぼ同じ
である、黒鉛は特定の結晶軸方向に極めて高い熱伝導
率を持つ、被覆層であるＴｉＣ層の厚みを制御するこ
とにより高熱伝導率が発現する、黒鉛を用いることに
より成形時の金型摩耗はほとんどゼロに近づく、ことに
注目した。更に、プロセス的観点から、成型時の圧力
を一定以上にすることにより、黒鉛粉末の結晶面を配向
させることができる、熱間鍛造を用いることによりほ
ぼ１００％の相対密度が得られ、より高い熱伝導率が得
られることを見いだした。
【００２５】このことから、本発明においては、Ａｇや
Ｃｕと複合させる成分として黒鉛を使用する。用いる黒
鉛粉末としては黒鉛化度の高いものが好ましく、メソフ
ェーズピッチ系の黒鉛粉末や熱分解黒鉛粉末、又は天然
黒鉛粉末がこれに相当する。特に好ましい熱分解黒鉛粉
末は、例えば、メタンやプロパンなどの炭化水素ガス原
料を熱分解させて黒鉛を基板上に堆積させ、更に３００
０℃以上で熱処理させて塊状物を作製し、最終的に解砕
して粉末にすることにより得られる。黒鉛中の不純物は
少ないほど好ましく、例えば熱分解黒鉛粉末では、製造
過程における３０００℃以上での熱処理により、不純物
であるＦｅ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃａ、Ｖ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｐｂ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｃｄ、Ｍｎ
等が揮発して高純度化される。
【００２６】黒鉛と複合化させる金属はＡｇ及び／又は
Ｃｕを主成分とし、周期律表の４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族
元素から選ばれた少なくとも１種の金属を含む。このよ
うな合金としてはＡｇ基合金が最も好ましい。例えば、
Ａｇに前述した金属元素、例えばＴｉを添加した活性銀
ロウ粉末を用いることができる。これにＣｕ成分が加わ
ると合金の融点が低下する効果があるので、燒結温度を
低く設定でき、省エネ効果がある。ＡｇにＣｕを添加す
る場合、ＣｕとＡｇの総量に対するＣｕ濃度は２０体積
％以下、又は８０体積％以上が好ましい。これらの範囲
外では、Ａｇ−Ｃｕ合金の熱伝導率の低下により複合材
料の熱伝導率が低下する。尚、同じ観点から、ＣｕにＴ
ｉを添加した活性銅ロウ粉末を用いてもよい。
【００２７】金属成分中のＴｉ濃度が高くなると、黒鉛
粒子表面に形成されるＴｉＣなどの被覆層の厚さが厚く
なる。逆にＴｉ濃度が低下すると、ＴｉＣ層が薄くなり
溶融金属成分との濡れ性が低下する。Ｔｉ濃度を高くし
たい場合には、活性Ａｇロウ又は活性Ｃｕロウ中のＴｉ
濃度を上げればよい。しかし、Ｔｉ濃度を変えるため
に、いちいちＴｉ濃度の違う活性ロウを作製していては
効率が悪いので、Ｔｉ濃度を大幅に低下させたい時は、
例えば活性Ａｇロウに純Ａｇを多量に加えて濃度を希釈
するとよい。純Ａｇ添加量を多くすれば、相対的にＴｉ
濃度は低くなる。尚、一般にＡｇ−Ｃｕ合金の熱伝導率
は、合金中のＣｕ濃度が２０〜８０体積％の範囲では、
純Ａｇや純Ｃｕに比べて低くなる。従って、市販されて
いるＡｇロウ（例えば、７０ｗｔ％Ａｇ−２８ｗｔ％Ｃ
ｕ−２ｗｔ％Ｔｉ）にはＣｕが含まれるので、純Ａｇと
Ａｇロウを混合する場合には、混合後のＣｕ濃度が２０
体積％以下又は８０体積％以上になるように混合する
と、複合材料の熱伝導率は最も高くなる。
【００２８】そして、本発明の複合材料は、以下のよう
に製造することができる。まず、高純度の黒鉛粉末と、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆなどの４Ａ族、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａなどの
５Ａ族、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏなどの６Ａ族のうちの少なくと
も１種以上の元素を含むＡｇ及び／又はＣｕ合金の粉末
とを、所定の組成で混合する。次に、この混合粉末を成
形した後、０.０１３３Ｐａ以下の高真空下、若しくは
Ｈｅ、Ａｒ又はＨ２のガス雰囲気下に上記合金の融点以
上で加熱して焼結する。
【００２９】このような焼結法によって、焼結と同時
に、Ａｇ及び／又はＣｕ合金中の上記Ｔｉなどの添加成
分が黒鉛と反応して、黒鉛粒子の表面にＴｉＣなどの炭
化物の被覆層が形成される。これら炭化物と溶融Ａｇや
Ｃｕは極めて濡れ性が高いために、炭化物被覆層の生成
と同時に界面が濡れ、黒鉛粒子とＡｇやＣｕとの強固な
密着が得られる。
【００３０】上記方法以外にも、焼結と同時に合金を溶
浸する方法により本発明の複合材料を製造することがで
きる。即ち、黒鉛粉末を成形した後、得られた成形体と
Ｔｉなどを含むＡｇ及び／又はＣｕの合金塊又は合金粉
末若しくはその成形体とを接触させ、０.０１３３Ｐａ
以下の高真空下、若しくはＨｅ、Ａｒ又はＨ２を含むガ
ス雰囲気下において、上記合金の融点以上の温度で加熱
する。これにより、黒鉛粒子の表面にＴｉＣなどの炭化
物からなる被覆層を形成すると同時に焼結体とし、且つ
その焼結体中に溶融した前記合金を溶浸させることがで
きる。
【００３１】上記いずれの方法も、加熱温度Ｔ（℃）は
合金の融点Ｔｍ（℃）以上であればよいが、温度が高す
ぎると溶融金属の表面張力が低下して浸みだしが起こり
やすくなるので、Ｔｍ＜Ｔ＜Ｔｍ＋５０℃程度が好まし
い。また、加熱時間は３０分程度あれば十分であり、長
すぎるとやはり浸みだしが起こりやすくなる。
【００３２】加熱時の加熱雰囲気は、０.０１３３Ｐａ
（１×１０−４ｔｏｒｒ）以下の高真空下か、Ｈｅ、Ａ
ｒ、又はＨ２のガス雰囲気が必要である。真空雰囲気の
場合、真空度が低いと溶融金属中の例えばＴｉなどの添
加成分が酸化又は窒化されて活性を失い、黒鉛と反応し
なくなる。高真空以外では、Ｈｅ、Ａｒ、Ｈ２などをフ
ローさせながら加熱するのが好ましい。また、Ｈｅ、Ａ
ｒ、Ｈ２などのガス雰囲気を加圧してもよい。特にＨ２
雰囲気を用いると、黒鉛や合金粉末表面に吸着した酸素
やＨ２Ｏ、ＯＨ基などが昇温中にＨ２と反応して脱離す
るため、金属中の酸素濃度が低下して熱伝導率がより高
くなる。
【００３３】このようにして製造される本発明の複合材
料は、表面に被覆層を有する複合炭素粒子と、銀及び／
又は銅を含む金属とからなる複合材料であって、複合炭
素粒子の表面に周期律表の４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素
から選ばれた少なくとも１種の金属の炭化物からなる被
覆層が形成されている。本発明における複合材料の熱伝
導率と熱膨張係数は、黒鉛粒子と金属の比率により変化
する。黒鉛粒子の含有量が全体の５０〜９５体積％の
時、相対密度が７０％以上、少なくともある特定方向に
おける室温での熱伝導率が２２０Ｗ／ｍ・Ｋ以上、少な
くともある特定方向における室温から２００℃までの平
均熱膨張係数が５〜１５ｐｐｍ／℃である複合材料が得
られる。尚、黒鉛粉末に代えて炭素繊維を用いると、熱
膨張係数が更に低下する。従って、この場合には、炭素
繊維の含有量を３０〜９５体積％としてもよい。
【００３４】黒鉛粉末と金属成分の混合粉末を面圧３０
０ＭＰａ以上で成形すると、柔らかい黒鉛粉末が扁平に
変形しながら圧密化が進行し、これに合わせて金属成分
も変形するために、燒結後は図１に示すような配向した
組織が得られる。図１は、本発明のＡｇ−Ｃ系複合材料
の代表的な組織を、光学顕微鏡による１００倍の視野で
観察した図である。図１において、明るい部分は主成分
がＡｇの金属部分であり、暗い部分は主成分がＣの非金
属部分である。黒鉛粉末が扁平化しながら圧密化が進行
するときには、成形圧力の負荷方向と平行な方向に黒鉛
結晶のｃ軸が配向する傾向がある。ただし、通常の一軸
成形プレスでは結晶軸の配向性は大きくはない。
【００３５】このように、複合材料の組織が配向性を持
つこと、及び黒鉛の結晶自体もある程度配向することに
より、複合材料の面内方向に極めて高い熱伝導率が発現
するが、その寄与度は前者の方が大部分を占める。例え
ば、メソフェーズピッチ系の黒鉛粉末、熱分解黒鉛粉
末、天然黒鉛粉末であって、高純度で且つ結晶化が進行
した黒鉛粉末は、ａ軸方向の熱伝導率が１９００Ｗ／ｍ
・Ｋにも達する一方で、ｃ軸方向では３０Ｗ／ｍ・Ｋ程度
と低い。このような黒鉛粉末を用いて複合材料を作製す
ると、例えばＡｇ−Ｃ系複合材料の場合、黒鉛量が全体
の９０体積％程度の組成で相対密度１００％になると、
面内方向の熱伝導率は６００Ｗ／ｍ・Ｋ近くに達する一
方で、厚さ方向では１００Ｗ／ｍ・Ｋ程度になり、大き
な異方性が生じる。上記した種類の黒鉛粉末であれば組
織に異方性が出るが、黒鉛粉末粒径が１０μｍ以下にな
ると異方性組織を発現させるのに、１００ＭＰａ以上の
高い圧力が必要になるため実用的でない。尚、黒鉛粉末
に代えて市販の粒状ＳｉＣ粉末を用いると、熱伝導率の
異方性は発現しない。
【００３６】一方、成形圧力が３００ＭＰａ未満の場合
には、配向性が低下するので、熱伝導率の異方性を小さ
くすることができる。ヒートシンクの構造によっては、
異方性の小さい方が好ましい場合もある。また、等方性
にしたい場合には、プレス成形などを用いず、冷間や温
間での静水圧成形（等方圧成形）を用いればよい。尚、
異方性の度合いを調べるには、Ｘ線回析で、黒鉛の（０
０２）などの黒鉛のｃ軸に垂直な面のピーク強度をその
他のピーク強度と比較すればよい。
【００３７】また、複合材料の熱膨張係数も、熱伝導率
ほどではないが異方性がある。黒鉛結晶のａ軸方向の熱
膨張係数はほぼゼロであるのに対し、ｃ軸方向は３０ｐ
ｐｍ／℃程度と極めて異方性が高い。しかし、通常の一
軸プレス成形では、結晶軸の配向程度が小さいので、図
１のように組織に異方性が出ても、面内方向と厚さ方向
で熱膨張係数に極端に大きな差は出ない。このような黒
鉛結晶の熱膨張係数の異方性のために、複合材料の面内
方向の熱膨張係数は厚み方向よりも小さな値となり、こ
の傾向は黒鉛含有量が多くなるほど顕著になる。しか
し、５０体積％の黒鉛含有量の組成程度では、大きな異
方性は生じない。また、黒鉛粒径が小さくなるほど複合
材料の組織の異方性は小さくなるので、異方性を出した
くない場合には粒径の小さな黒鉛を用いるとよく、その
目安は１０〜２０μｍ程度である。尚、熱伝導率と同様
に黒鉛の代わりにＳｉＣを使うと、熱膨張係数の異方性
は発現しない。
【００３８】高い熱伝導率の複合材料を得るためには、
黒鉛表面に形成される上記ＴｉＣなどの炭化物からなる
被覆層の厚さを、好ましくは０.０１〜３μｍの範囲
に、更に好ましくは０.０５〜１μｍの範囲に制御す
る。これらの炭化物はそれ自体の熱伝導率が低く（例え
ばＴｉＣは３０Ｗ／ｍ・Ｋ程度）、厚くなると炭化物被
覆層での熱伝導の阻害が大きくなる。逆に炭化物被覆層
が薄過ぎると、炭化物形成の効果がなくなり、濡れ性が
低下して熱伝導率が低下する。炭化物の中では炭化チタ
ン（ＴｉＣ）が最も好ましい。
【００３９】炭化物からなる被覆層の厚さは、黒鉛粉末
の粒径と、Ａｇ及び／又はＣｕ合金中のＴｉなどの金属
元素濃度を変えることで制御できる。また、黒鉛の粒径
が小さくなるほど比表面積が増加するので、結果として
生成する炭化物被覆層の厚さは小さくなる。更に、Ｔｉ
Ｃなどの被覆層の厚みを大きくするためには、黒鉛粉末
と共に使用する銀ロウなどの金属粉末中に含まれるＴｉ
等の４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素の濃度を高くする等の
手段がある。
【００４０】複合材料の相対密度を向上させる方法とし
ては、例えば、自発溶浸法がある。即ち、燒結体の作製
時に燒結温度を高くするか又は焼結時間を長くして、燒
結体から溶融金属を意図的に浸み出させて多孔体とす
る。例えば、Ａｇ−Ｃｕ−Ｔｉ合金の場合、ＡｇとＣｕ
成分が溶出し、更には揮発して多孔体となる。この多孔
体を、Ａｇ及び／又はＣｕの金属粉末や粉末成形体又は
金属塊と接触させ、真空又は不活性ガスのような非酸化
性雰囲気中において、その金属の融点以上で加熱する。
この場合、燒結体には既にＴｉＣなどの炭化物被覆層が
形成されているので、溶浸雰囲気は低真空でもＮ２雰囲
気でもかまわない。
【００４１】この溶浸法により、ＡｇやＣｕの金属成分
が多孔体中に自発的に浸透し、燒結法よりも気孔率が低
く、相対密度が９５％以上の溶浸体からなる複合材料が
得られる。その結果、溶浸体からなる複合材料は、その
少なくともある特定方向の室温での熱伝導率が２５０Ｗ
／ｍ・Ｋ以上となる。
【００４２】更に、ほとんど緻密な複合材料を作製する
には、燒結法で作製した燒結体を、大気中又は不活性ガ
ス中において、使用した合金の融点以上に予備加熱し、
熱間鍛造することで達成できる。予備加熱は通常の炉加
熱で行うが、例えば高周波誘導加熱など超短時間で加熱
できる設備を用いる場合には大気中でもかまわない。金
型温度は５００℃程度でよく、鍛造圧力は６００ＭＰａ
以上必要である。鍛造圧力が６００ＭＰａ未満だと、９
９％以上の相対密度が得られない。このようにして得ら
れた鍛造体からなる複合材料では、その相対密度を９９
％以上とすることができ、少なくともある特定方向の室
温での熱伝導率を２７０Ｗ／ｍ・Ｋ以上とすることが可
能である。
【００４３】以上の説明は、ＡｇやＣｕと複合させる成
分が黒鉛の例であるが、黒鉛粉末の代わりに炭素繊維を
用いることができる。炭素繊維のうち、ピッチ系の炭素
繊維は繊維の長さ方向に極めて高い熱伝導率と高いヤン
グ率を持つため、これを用いると極めて高い熱伝導率と
低い熱膨張係数が得られる。炭素繊維を用いる場合その
含有量は、焼結体、溶浸体、又は鍛造体のいずれの場合
も、黒鉛粒子の場合よりも少なくてよく、好ましい範囲
は３０〜９５体積％である。即ち、炭素繊維はその繊維
方向の高いヤング率のため、少量でも熱膨張係数を低下
させることができるからである。尚、炭素繊維を用いる
場合、燒結方法では繊維と金属粉末の混合を均一にする
ことが難しいため、溶浸法が好ましい。
【００４４】また、黒鉛粉末の代わりにＳｉＣなどの炭
化物粉末を用いることもできる。その場合、炭化物粉末
の含有量は、焼結体、溶浸体、又は鍛造体のいずれの場
合においても、全体の１５〜８５体積％の範囲が好まし
い。ＳｉＣ粉末が球状又はそれに近い形状である場合、
黒鉛粉末と異なり、得られる複合材料の熱伝導率及び熱
膨張係数に異方性は生じない。ただし、ＳｉＣの結晶自
形である六角板状結晶を用いると、黒鉛粉末を使用した
場合ほどではないにしても、異方性が発現する場合もあ
る。
【００４５】即ち、六角板状ＳｉＣ粒子は、その面内方
向（ａ軸方向）が成形時の加圧方向と垂直になりやす
い。ＳｉＣ結晶はｃ軸方向よりもａ軸方向の熱伝導率が
高いことから、プレス成形で作製した複合材料の熱伝導
率は加圧方向に垂直な方向（面内方向）が高くなる。
尚、ＣｌＰを用いた場合には、黒鉛粉末使用時と同じく
異方性は発現しない。また、ＳｉＣのような炭化物粉末
を用いる場合、複合材料の相対密度を上げるためには、
成形や熱間鍛造時の圧力を黒鉛よりも高く設定する必要
がある。
【００４６】特に炭化物粉末としてＳｉＣ粉末を用いる
場合、複合材料の熱伝導率を最も高くするためには、Ｓ
ｉＣ粉末の粒子同士を強固に焼結させた多孔体中に、溶
融したＡｇ及び／又はＣｕを主成分とする合金を溶浸さ
せる方法が好ましい。ＳｉＣ粒子の焼結時には、ＳｉＣ
粒子内部に含有されていたＦｅやＡｌ等の不純物金属元
素、更には含有されていた窒素原子も揮発し、これらの
不純物元素の含有によりＳｉＣ結晶中に存在していた積
層欠陥などの結晶欠陥量が減少して、ＳｉＣ粒子自体の
熱伝導率が向上する。更に、ＳｉＣ粒子が分散した組織
を持つ複合材料に比べて、ＳｉＣ粒子同士が強固に焼結
することにより、ＳｉＣと金属との界面の面積が減少し
て界面での熱伝導のロスが低下することに加え、ＳｉＣ
結晶の中のみを伝導するフォノン伝導が複合材料の熱伝
導機構に加わる。これは粒子分散型複合材料では決して
得られない熱伝導機構であり、これによって複合材料の
熱伝導率は大きく向上する。上記した界面の面積の効果
に関しては、ＳｉＣ粒子の粒径が大きく影響する。即
ち、粒径が大きくなるほど、界面の面積が減少して熱伝
導率は向上する。
【００４７】このようなＳｉＣ多孔体は、ホットプレス
装置などを用い、２０００℃以上の温度で、Ａｒガス等
の不活性ガス中又は真空中で加圧焼結させることにより
作製できる。窒素中で焼結すると、窒素原子がＳｉＣ結
晶内に取り込まれるため、熱伝導率が向上しない。使用
するＳｉＣ粉末としては、市販のＳｉＣ粉末でかまわな
いが、特に好ましいのは、不純物量が少なく、結晶欠陥
が少ないＳｉＣ粉末である。このようなＳｉＣ粉末とし
ては、高純度Ｓｉ粉末と高純度黒鉛粉末を化学量論比で
混合し、熱処理して反応させることにより作製できる。
作製したＳｉＣ粉末の粒子は、ＳｉＣ結晶の自形である
六角板状形状を持つ。
【００４８】また、ややコストは高くなるが、ＳｉＣ粉
末として、半導体デバイス用に製造された高純度・低欠
陥のＳｉＣ単結晶ウエハを粉砕した粉末を使用すること
もできる。ＳｉＣ単結晶ウエハの粉砕粉を使用すれば、
複合材料の熱伝導率は最も高くなり、市販ＳｉＣ粉末や
六角板状ＳｉＣ粉末の使用では不可能である４００Ｗ／
ｍＫを超える超高熱伝導率の複合材料の作製が可能とな
る。
【００４９】このようにして作製したＳｉＣ多孔体中
に、銀及び／又は銅を主成分とし、周期律表の４Ａ族、
５Ａ族、６Ａ族元素から選ばれた少なくとも１種の金属
を含む合金塊又は合金粉末若しくはその成形体、例えば
Ｔｉを含むＡｇ−Ｃｕ系溶融合金を接触させ、加熱して
溶浸させることにより複合材料Ａが得られる。このとき
の加熱により、上記合金の溶浸と同時に、多孔体を構成
するＳｉＣ粒子の表面に、合金中の４Ａ族、５Ａ族、６
Ａ族元素から選ばれた少なくとも１種の金属の炭化物、
例えばＴｉＣの被覆層が形成される。
【００５０】ＳｉＣ多孔体へ溶融金属を溶浸する方法と
しては、前記した高真空下での自発溶浸現象を利用する
方法に加えて、ヘリウム、アルゴン又は水素ガス雰囲気
を加圧して含浸する方法がある。即ち、多孔体の細孔径
が大きい場合は自発溶浸が可能であるが、細孔径が小さ
くなると自発溶浸現象が起りにくくなるためである。一
般に、溶融金属を多孔体内部へ溶浸させるために必要な
圧力Ｐは、Ｐ＝−４γｃｏｓθ／ｄ（ここで、γは溶融
金属の表面張力、接触角θは溶融金属と多孔体材質間の
接触角、ｄは多孔体の最少細孔径）で表される。接触角
θは多孔体材質と溶融金属の濡れ性の指標であり、濡れ
性が高いほどθは小さくなり、結果として圧力Ｐが低下
する。特に、接触角θが９０°未満になると圧力Ｐはマ
イナス値となり、基本的には圧力を付加しなくても溶浸
は自然に起るが、θができるだけ小さい方が短時間に溶
浸が終了することから、濡れ性の向上は重要である。ま
た、細孔径ｄが小さいほど圧力Ｐは大きくなるので、例
えば微粒ＳｉＣ粉末から作製したＳｉＣ多孔体を使用す
る場合には、自発溶浸が起りにくくなるか、又は溶浸が
終了するまで時間がかかることになる。このような場合
には、自発溶浸ではなく、ガス雰囲気に圧力を付加しな
がら溶浸することにより、短時間で溶浸が終了して緻密
な複合材料を作製することができる。
【００５１】更に、この複合材料Ａを溶浸温度よりも高
い温度で加熱し、金属成分を揮発せしめて再び多孔体と
した後、この多孔体中に純Ａｇ又は純Ｃｕ、若しくはＡ
ｇ−Ｃｕ系合金を接触させ、加熱して溶浸させることに
より、更に熱伝導率の高い複合材料Ｂが得られる。複合
材料Ｂの熱伝導率が複合材料Ａよりも高くなるのは、複
合材料Ａでは金属成分中にＴｉ等が残存するため、金属
成分の熱伝導率自体が純Ａｇや純Ｃｕに比べて若干低下
するためである。これに対して、複合材料Ｂでは、金属
成分が純Ａｇ又は純Ｃｕになるため、金属成分の熱伝導
率が最も高くなり、複合材料の熱伝導率も高くなる。
尚、ＳｉＣ粒子の表面に形成されたＴｉＣの被覆層は、
金属製分の揮発の際の加熱によって除去されず、複合材
料Ｂ中に残っている。
【００５２】本発明の複合材料は、高熱伝導率、低熱膨
張係数、易加工性を持ち、半導体用ヒートシンク材料と
して極めて有効である。特に、半導体レーザーやマイク
ロ波素子などの発熱量が大きい半導体デバイスには最適
である。
【００５３】本発明の複合材料からなるヒートシンク材
をパッケージに応用した具体例を、図２に基づいて説明
する。この具体例では、パッケージ１の中に本発明の複
合材料からなるヒートシンク２が設けられ、このヒート
シンク２の上に半導体素子３が搭載されている。半導体
素子３にはボンディングワイヤ４が接続され、そのボン
ディングワイヤ４の他端はリードフレーム５に接続され
ている。
【００５４】一般に、このような構成のパッケージ１に
おいては、半導体素子３はヒートシンク２よりも小さい
ため、ヒートシンク２の放熱機構としては面内方向（水
平方向）に熱を逃がす方が効率がよい。このため、本発
明品のように黒鉛の配向生によって面内方向の熱伝導率
が高い複合材料は、このような用途のヒートシンク材と
して最適である。
【００５５】
【実施例】実施例１ 原料粉末として、平均粒径４００μｍの熱分解黒鉛粉末
と、平均粒径１００μｍのＡｇ粉末（９９.９％）と、
平均粒径１００μｍのＡｇロウ粉末（７０ｗｔ％Ａｇ−
２８ｗｔ％Ｃｕ−２ｗｔ％Ｔｉ）を用意した。
【００５６】これらの各粉末を、黒鉛粉末が５０.３体
積％、Ａｇ粉末が２４.６体積％、及びＡｇロウ粉末が
２５.１体積％の組成となるように混合し、下記表１に
示す圧力１００〜８００ＭＰａでプレス成形した。得ら
れた各成形体を、１気圧のＨ２中において表１に示す各
温度で１時間加熱して、直径３５ｍｍ×厚み１２ｍｍの
燒結体とした。尚、下記表２に示す組成の合金の融点は
８４６℃である。
【００５７】
【表１】 C 量 Ag 量 Agロウ量 成形圧 焼結温度 試 料 (vol％) (vol％) (vol％) (MPa) （ ℃ ） 1 50.3 24.6 25.1 100 850 2 50.3 24.6 25.1 200 850 3 50.3 24.6 25.1 300 850 4 50.3 24.6 25.1 400 850 5 50.3 24.6 25.1 600 850 6 50.3 24.6 25.1 800 850 7 50.3 24.6 25.1 800 840 8 50.3 24.6 25.1 800 850 9 50.3 24.6 25.1 800 886 10 50.3 24.6 25.1 800 900
【００５８】得られた各燒結体を、直径１０ｍｍ×厚み
２ｍｍに切り出し、密度を測定した後、レーザーフラッ
シュ法により熱伝導率を測定した。また、各燒結体を、
直径５ｍｍ×厚み１０ｍｍに切り出し、密度を測定した
後、作動トランス式熱膨張係数測定装置により熱膨張係
数を測定した。尚、これらの試料の切り出しは、燒結体
の厚み方向と試料の厚み方向が一致する方向、及び燒結
体の厚み方向と試料の厚み方向が垂直になる方向、それ
ぞれについて行った。また、各試料の炭化物量を測定す
ると共に、黒鉛粒子と金属の界面を透過電子顕微鏡によ
り観察し、黒鉛粒子の表面に形成された炭化物被覆層の
厚さを測定した。
【００５９】これらの結果から得られた各焼結体試料の
相対密度、非金属部分中の炭化物量と炭化物被覆層の層
厚、並びに面内方向と厚み方向における熱伝導率と熱膨
張係数を、下記表２に示した。この結果から分るよう
に、成形圧が高いほど高い熱伝導率が得られ、熱伝導率
の異方性も増加した。また、焼結温度Ｔを金属成分の融
点Ｔｍに対してＴ＜Ｔｍ＋５０℃に制御することによ
り、より高い熱伝導率が得られることが分る。
【００６０】
【表２】 密 度 炭化物 層厚 熱伝導率(W/mK) 熱膨張係数(ppm/℃) 試 料 (％) (vol%) (μm) 面内方向 厚み方向 面内方向 厚み方向 1 74.5 2.45 1.65 326 140 12.5 11.5 2 77.7 2.45 1.65 336 126 12.5 11.5 3 81.8 2.45 1.65 356 119 12.5 11.5 4 82.6 2.45 1.65 364 112 12.5 11.5 5 84.2 2.45 1.65 371 106 12.5 11.5 6 85.8 2.45 1.65 379 105 12.4 11.4 7 85.8 2.45 1.65 126 46 13.5 12.5 8 85.8 2.45 1.65 379 105 12.4 11.4 9 85.8 2.45 1.65 366 112 12.4 11.4 10 85.8 2.45 1.65 340 95 12.4 11.4
【００６１】実施例２ 原料粉末として、平均粒径４００μｍの熱分解黒鉛粉末
と、平均粒径１００μｍのＡｇ粉末（９９.９％）と、
平均粒径１００μｍのＡｇロウ粉末（９８ｗｔ％Ａｇ−
２ｗｔ％Ｔｉ）を用意した。これらの粉末を下記表３に
示す組成となるように混合し、圧力８００ＭＰａでプレ
ス成形した。得られた各成形体を、１気圧のＡｒ中にお
いて表１に示す各温度で１時間加熱して、直径３５ｍｍ
×厚み１２ｍｍの燒結体とした。尚、下記表３に示す各
組成の合金の融点は、表３に示すとおりである。
【００６２】
【表３】 C 量 Ag 量 Agロウ量 合金融点 焼結温度 試 料 (vol％) (vol％) (vol％) (℃) （ ℃ ） 11 49.4 0.6 50.0 781 801 12 49.6 5.8 44.6 791 811 13 50.3 24.6 25.1 799 819 14 50.6 34.2 15.2 822 842 15 50.9 41.5 7.6 846 866 16 51.1 47.9 1.0 878 898 17 51.1 48.2 0.7 921 941 18 51.2 48.7 0.1 957 977 19＊ 51.2 48.8 0.0 959 979 （注）表中の＊を付した試料は比較例である（以下同じ）。
【００６３】得られた各燒結体の試料について、実施例
１と同様の評価を行った。評価の結果として、各焼結体
試料の相対密度、非金属部分中の炭化物量と炭化物被覆
層の層厚、並びに面内方向と厚み方向における熱伝導率
と熱膨張係数を、下記表４に示した。この結果から分る
ように、炭化物ＴｉＣの被覆層の層厚が０.０１〜３μ
ｍの範囲のとき、特に０.０５〜１μｍの範囲にある場
合に、高い熱伝導率が得られた。
【００６４】
【表４】 密 度 炭化物 層厚 熱伝導率(W/mK) 熱膨張係数(ppm/℃) 試 料 (％) (vol%) (μm) 面内方向 厚み方向 面内方向 厚み方向 11 86.9 4.90 3.32 210 55 11.1 10.1 12 86.7 4.37 2.95 225 60 11.0 10.0 13 85.8 2.45 1.65 256 66 10.9 9.9 14 85.4 1.48 0.99 333 131 10.8 9.8 15 85.1 0.74 0.50 369 130 10.8 9.8 16 84.8 0.09 0.06 354 130 10.7 9.7 17 84.8 0.06 0.04 311 130 10.7 9.7 18 84.8 0.01 0.01 223 129 10.7 9.7 19＊ 84.8 0.01 0.00 176 42 10.7 9.7
【００６５】実施例３ 実施例２と同じ各原料粉末、即ち平均粒径４００μｍの
熱分解黒鉛粉末と、平均粒径１００μｍのＡｇ粉末（９
９.９％）と、平均粒径１００μｍのＡｇロウ粉末（９
８ｗｔ％Ａｇ−２ｗｔ％Ｔｉ）を用意し、これらの粉末
を下記表５に示す組成となるように混合し、圧力８００
ＭＰａでプレス成形した。得られた各成形体を、１気圧
のＨｅ中において表５に示す各温度で１時間加熱して、
直径３５ｍｍ×厚み１２ｍｍの燒結体とした。尚、下記
表５に示す各組成の合金の融点は表５に示すとおりであ
る。
【００６６】
【表５】 C 量 Ag 量 Agロウ量 合金融点 焼結温度 試 料 (vol％) (vol％) (vol％) (℃) （ ℃ ） 20 50.5 32.4 17.1 828 848 21 60.6 21.9 17.5 823 843 22 75.1 5.9 19.0 798 818 23 81.7 1.7 16.6 788 808 24 86.9 0.0 13.1 780 800 25 89.2 0.0 10.8 780 800 26 90.4 0.0 9.6 780 800
【００６７】得られた各燒結体の試料について、実施例
１と同様の評価を行った。評価の結果として、各焼結体
試料の相対密度、非金属部分中の炭化物量と炭化物被覆
層の層厚、並びに面内方向と厚み方向における熱伝導率
と熱膨張係数を、下記表６に示した。この表６の結果か
ら分るように、炭素量が多くなるほど、炭化物被覆層の
層厚が薄くなり、熱伝導率が向上する一方、熱膨張係数
は低下した。
【００６８】
【表６】 密 度 炭化物 層厚 熱伝導率(W/mK) 熱膨張係数(ppm/℃) 試 料 (％) (vol%) (μm) 面内方向 厚み方向 面内方向 厚み方向 20 85.5 1.66 1.11 351 131 10.9 10.0 21 85.8 1.42 0.95 363 122 9.9 12.0 22 84.3 1.25 0.84 382 110 7.5 13.9 23 88.5 1.00 0.67 391 100 6.8 14.4 24 87.4 0.74 0.50 399 95 6.0 15.0 25 85.7 0.60 0.40 403 90 5.6 15.4 26 85.1 0.52 0.35 356 82 5.5 15.5
【００６９】実施例４ 実施例２と同じ各原料粉末を用意し、黒鉛粉末が５０.
５体積％、Ａｇ粉末が３２.４体積％、及びＡｇロウ粉
末が１７.１体積％の組成となるように混合し、圧力８
００ＭＰａでプレス成形した。得られた各成形体を、下
記表７に示す雰囲気と圧力の下に８４８℃で１時間加熱
して、直径３５ｍｍ×厚み１２ｍｍの燒結体とした。
尚、上記組成の合金の融点は８２８℃である。また、比
較のために、上記実施例３の試料２０についても表７に
併せて示した。
【００７０】
【表７】 C 量 Ag 量 Agロウ量 試 料 (vol％) (vol％) (vol％) 焼結雰囲気と圧力 20 50.5 32.4 17.1 He 1気圧 27＊ 50.5 32.4 17.1 真空 0.133Pa 28 50.5 32.4 17.1 真空 0.0133Pa 29＊ 50.5 32.4 17.1 N２ 1気圧
【００７１】得られた各燒結体の試料について、実施例
１と同様の評価を行った。評価の結果として、各焼結体
試料の相対密度、非金属部分中の炭化物量と炭化物被覆
層の層厚、並びに面内方向と厚み方向における熱伝導率
と熱膨張係数を、下記表８に示した。この表８の結果か
ら分るように、０.１３３Ｐａの真空中及び窒素ガス中
で焼結した場合には、熱伝導率が大幅に低下した。
【００７２】
【表８】 密 度 炭化物 層厚 熱伝導率(W/mK) 熱膨張係数(ppm/℃) 試 料 (％) (vol%) (μm) 面内方向 厚み方向 面内方向 厚み方向 20 85.5 1.66 1.11 351 131 10.9 10.0 27＊ 56.4 1.66 1.11 211 40 10.9 9.9 28 56.4 1.66 1.11 351 130 10.9 9.9 29＊ 56.4 1.66 1.11 216 50 10.9 9.9
【００７３】実施例５ 実施例３で作製した燒結体のうち試料２０〜２２を用
い、それぞれ鍛造体を作製した。即ち、高周波誘導加熱
装置を用い、各焼結体を大気中にて温度８５０℃まで２
０秒で加熱し、８００℃に達した瞬間に取り出して、予
め５００℃に加熱しておいた金型内に装填し、圧力９０
０ＭＰａで熱間鍛造した。
【００７４】得られた各鍛造体の試料について、実施例
１と同様の評価を行い、その結果を下記表９に示した。
尚、各鍛造体試料２０−１、２１−１、２２−１は、そ
れぞれ焼結体試料２０、２１、２２を鍛造したものであ
る。この表９の結果から分るように、鍛造によりほぼ１
００％近くまで緻密化し、焼結体と比べて熱伝導率は大
幅に向上した。
【００７５】
【表９】 密 度 炭化物 層厚 熱伝導率(W/mK) 熱膨張係数(ppm/℃) 試 料 (％) (vol%) (μm) 面内方向 厚み方向 面内方向 厚み方向 20-1 99.6 1.66 1.11 501 187 10.9 10.2 21-1 99.4 1.42 0.95 519 151 8.9 12.0 22-1 99.8 1.25 0.84 545 103 5.9 13.7
【００７６】実施例６ 原料粉末として、平均粒径２００μｍの熱分解黒鉛粉末
と、平均粒径１００μｍのＣｕ粉末（９９.９％）と、
平均粒径１００μｍのＣｕロウ粉末（９８ｗｔ％Ｃｕ−
２ｗｔ％Ｔｉ）を用意した。これらの粉末を、下記表１
０に示す各組成で混合し、圧力８００ＭＰａでプレス成
形した。得られた各成形体を、１気圧のＨ２中にて１０
９３℃で１時間加熱して、直径３５ｍｍ×厚み１２ｍｍ
の燒結体とした。尚、下記表１０に示す各組成の合金の
融点は全て１０８３℃である。
【００７７】得られた各焼結体を、高周波誘導加熱装置
を用いて、大気中にて１０００℃まで２０秒で加熱し、
１０００℃に達した瞬間に取り出し、予め５００℃に加
熱しておいた金型内に装填し、圧力９００ＭＰａで熱間
鍛造した。
【００７８】
【表１０】 C 量 Cu 量 Cuロウ量 焼結温度 鍛造温度 鍛造圧力試 料 (vol％) (vol％) (vol％) （℃） （℃） （MPa） 30 50.8 39.0 10.2 1093 1100 900 31 60.9 27.0 12.1 1093 1100 900 32 75.3 9.9 14.8 1093 1100 900 33 84.5 1.6 13.9 1093 1100 900 34 89.2 0.0 10.8 1093 1100 900
【００７９】得られた各鍛造体の試料について、実施例
１と同様の評価を行った。評価の結果として、各焼結体
試料の相対密度、非金属部分中の炭化物量と炭化物被覆
層の層厚、並びに面内方向と厚み方向における熱伝導率
と熱膨張係数を、下記表１１に示した。この表１１の結
果から分るように、Ｃｕ−Ｃ系複合材においても、鍛造
によりほぼ１００％近くまで緻密化し、優れた熱伝導率
が得られる。
【００８０】
【表１１】 密 度 炭化物 層厚 熱伝導率(W/mK) 熱膨張係数(ppm/℃) 試 料 (％) (vol%) (μm) 面内方向 厚み方向 面内方向 厚み方向 30 99.8 0.99 0.33 489 176 11.2 11.0 31 100.0 0.98 0.33 509 142 10.3 12.0 32 100.0 0.97 0.33 539 98 7.4 14.0 33 100.0 0.81 0.27 560 71 6.0 15.0 34 100.0 0.60 0.20 572 58 5.4 15.3
【００８１】実施例７ 原料粉末として、平均粒径２００μｍのＳｉＣ（６Ｈ
型）粉末と、平均粒径１００μｍのＡｇ粉末（９９.９
％）と、平均粒径１００μｍのＡｇロウ粉末（９３ｗｔ
％Ａｇ−３ｗｔ％Ｃｕ−４ｗｔ％Ｍ；Ｍ＝Ｔｉ、Ｗ、Ｃ
ｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ）を用意した。
【００８２】これらの粉末を、下記表１２に示す各種組
成で混合し、圧力８００ＭＰａでプレス成形した。得ら
れた各成形体を、１気圧のＨ２中にて９５０℃で１時間
加熱して、直径３５ｍｍ×厚み１２ｍｍの燒結体とし
た。尚、上記組成の各合金の融点は全てほぼ９４０℃で
ある。得られた各焼結体を、高周波誘導加熱装置を用い
て、大気中にて温度９６０℃まで２０秒で加熱し、９６
０℃に達した瞬間に取り出して、予め５００℃に加熱し
ておいた金型内に装填し、圧力９００ＭＰａで熱間鍛造
した。
【００８３】
【表１２】
【００８４】得られた各鍛造体の試料について、実施例
１と同様の評価を行った。評価の結果として、各焼結体
試料の相対密度、非金属部分中の炭化物量と炭化物被覆
層の層厚、並びに面内方向と厚み方向における熱伝導率
と熱膨張係数を、下記表１３に示した。原料粉末として
黒鉛粉末の代りにＳｉＣ粉末を用いると、熱伝導率及び
熱膨張係数ともに異方性がなくなる。
【００８５】
【表１３】 密 度 炭化物 層厚 熱伝導率(W/mK) 熱膨張係数(ppm/℃) 試 料 (％) (vol%) (μm) 面内方向 厚み方向 面内方向 厚み方向 35 79.3 2.17 0.73 392 392 12.5 12.5 36 98.5 2.60 0.88 358 358 7.3 7.3 37 98.8 2.44 0.82 342 342 6.1 6.1 38 99.4 2.47 0.83 335 335 5.6 5.6 39 99.7 2.17 0.73 330 330 5.3 5.3 40 100.0 2.44 0.82 330 330 6.1 6.1 41 100.0 2.44 0.82 326 326 6.1 6.1 42 100.0 2.44 0.82 335 335 6.1 6.1 43 100.0 2.44 0.82 315 315 6.1 6.1 44 100.0 2.44 0.82 320 320 6.1 6.1 45 100.0 2.44 0.82 320 320 6.1 6.1 46 100.0 2.44 0.82 319 319 6.1 6.1
【００８６】実施例８ 原料粉末として、平均粒径２００μｍのＳｉＣ（６Ｈ
型）粉末と、平均粒径１００μｍのＡｇ（９９.９％）
粉末と、平均粒径１００μｍのＡｇロウ粉末（９８ｗｔ
％Ａｇ−２ｗｔ％Ｔｉ）を準備した。
【００８７】ＳｉＣ粉末とＡｇロウ粉末を下記表１４に
示す各組成で混合し、圧力８００ＭＰａでプレス成形し
た。各成形体を０.００１３３Ｐａの真空中にて、９７
０℃で３時間加熱することにより、焼結と同時に金属の
一部を溶出させて、直径３５ｍｍ×厚み１２ｍｍの多孔
体とした。上記組成のＡｇロウの融点は９５０℃であっ
た。次に、得られた各多孔体上に同じ形状の上記Ａｇ粉
末の成形体を接触設置し、Ｈ２中にて９７０℃で０.５
時間加熱して、Ａｇを多孔体中に溶浸させた。尚、表１
４に示すＡｇ溶浸量は、溶浸体中に溶浸されたＡｇの量
である。
【００８８】
【表１４】 SiC量 Agロウ量 焼結温度 溶浸温度 Ag溶浸量 試 料 (vol％) (vol％) （℃） （℃） (vol％) 47 64.2 35.8 970 970 32 48 67.0 33.0 970 970 29 49 63.2 36.8 970 970 34
【００８９】得られた各溶浸体の試料について、実施例
１と同様の評価を行った。評価の結果として、各焼結体
試料の相対密度、非金属部分中の炭化物量と炭化物被覆
層の層厚、並びに面内方向と厚み方向における熱伝導率
と熱膨張係数を、下記表１５に示した。
【００９０】
【表１５】 密 度 炭化物 層厚 熱伝導率(W/mK) 熱膨張係数(ppm/℃) 試 料 (％) (vol%) (μm) 面内方向 厚み方向 面内方向 厚み方向 47 99.8 2.77 0.93 348 348 6.3 6.3 48 99.8 2.44 0.82 346 346 6.1 6.1 49 99.9 2.89 0.97 349 349 6.4 6.4
【００９１】実施例９ 実施例５で作製したＡｇ−Ｃ系複合材料の鍛造体からな
る試料２２−１の表面に、ロウ付けを可能にするための
金属接合層としてＡｕ−Ｓｎを真空蒸着法により厚み３
μｍに形成した。このようにして作製した各ヒートシン
ク上に、Ａｕ−Ｓｎ合金ロウ材を用いて、０.３×０.３
×０.１ｍｍのＳｉ製及びＧａＡｓ製の半導体レーザー
素子をそれぞれ接合した。
【００９２】得られた各レーザー素子の飽和光出力を測
定して比較し、その性能評価を行って下記表１６に結果
を示した。また、比較のために、従来のＡｌ−ＳｉＣ系
ヒートシンク及びダイヤモンド系ヒートシンクを用い、
上記と同様に半導体レーザー素子を接合して評価した結
果を下記表１６に併せて示した。
【００９３】
【表１６】 半導体素子 ヒートシンク 熱膨張係数 熱膨張係数 熱伝導率 飽和光材 質 (ppm/℃) 材 質 (ppm/℃) (W/mK) 出 力 割れ発生 Si 4.2 Al-SiC 7.2 300 60 割れ無し Si 4.2 ダイヤ 2.3 1000 95 割れ無し Si 4.2 Aｇ-C 5.9 545 100 割れ無し GaAs 5.9 Al-SiC 7.2 300 65 割れ無し GaAs 5.9 ダイヤ 2.3 1000 測定不可 GaAsに割れ GaAs 5.9 Aｇ-C 5.9 545 100 割れ無し （注）飽和光出力は、Ａｇ−Ｃ系を１００とした相対値である。
【００９４】本発明のＡｇ−Ｃ複合材料からなるヒート
シンクでは、高い飽和光出力が得られた。これは、本発
明の複合材料の熱伝導率が高いため熱を逃がしやすいこ
と、及び熱膨張係数が半導体素子と近く且つ炭素基材で
ヤング率が小さいため、半導体素子に熱応力による歪み
が生じにくく、レーザー発生効率が高く、且つヒートシ
ンクの熱伝導率が高いために、飽和光出力が高くなるも
のと考えられる。
【００９５】実施例１０ 実施例６で作製した各Ｃｕ−Ｃ系複合材料の鍛造体から
なる試料３０〜３４の表面に、ロウ付けを可能にするた
めの金属接合層として、Ａｕ−Ｓｎを真空蒸着法により
厚み３μｍに形成した。このようにして作製した各ヒー
トシンク上に、Ａｕ−Ｓｎ合金ロウ材を用いて、０.３
×０.３×０.１ｍｍのＧａＡｓからなる半導体レーザー
チップを、温度３００℃で接合した。
【００９６】得られた各レーザーを出力１５０ｍＷで連
続発振させて、半導体レーザーの温度変動を測定した。
また、比較のために、従来のＡｌ−ＳｉＣ系ヒートシン
ク、及びダイヤモンド系ヒートシンクを用い、上記と同
様に半導体レーザーチップを接合して評価を行った。得
られた結果を下記表１７に示した。
【００９７】
【表１７】 半導体素子 ヒートシンク 熱膨張係数 熱膨張係数 熱伝導率 材質 (ppm/℃) 材 質 (ppm/℃) (W/mK) 発振状態 割れ発生 GaAs 5.9 Al-SiC 7.2 300 不安定 割れ無し GaAs 5.9 ダイヤ 2.3 1000 不安定 GaAsに割れ GaAs 5.9 Cu-C 11.2 489 安定 割れ無し GaAs 5.9 Cu-C 10.3 509 安定 割れ無し GaAs 5.9 Cu-C 7.4 539 安定 割れ無し GaAs 5.9 Cu-C 6.0 560 安定 割れ無し GaAs 5.9 Cu-C 5.4 572 安定 割れ無し
【００９８】本発明のＣｕ−Ｃ系ヒートシンクを用いる
ことにより、安定したレーザー発振状態が得られた。こ
れは、本発明品のＣｕ−Ｃ系複合材料の熱伝導率が高く
熱を逃がしやすいこと、及び熱膨張係数が半導体素子と
近く且つ炭素基材でヤング率が小さいため、半導体素子
に熱応力による歪みが生じにくくなり、安定したレーザ
ー発振状態が得られるためと考えられる。
【００９９】実施例１１ 原料粉末として、平均粒径２００μｍの天然黒鉛粉末、
平均粒径２００μｍのＳｉＣ（６Ｈ型）粉末、平均粒径
５０μｍのＡｇ粉末（９９.９％）、平均粒径６５μｍ
のＡｇロウ粉末（９８ｗｔ％Ａｇ−２ｗｔ％Ｔｉ）を用
意した。
【０１００】これらの粉末を、下記表１８に示す各組成
となるように混合し、圧力８００ＭＰａでプレス成形し
た。各成形体を１気圧のＨ２中にて９６０℃で１時間加
熱して、直径３５ｍｍ×厚み１２ｍｍの燒結体とした。
尚、下記表１８に示す各組成の合金の融点は、全てほぼ
９５０℃である。得られた各焼結体を、高周波誘導加熱
装置を用いて、大気中にて９７０℃まで２０秒で加熱
し、９７０℃に達した瞬間に取り出し、予め５００℃に
加熱しておいた金型内に装填して、圧力８５０ＭＰａで
熱間鍛造した。
【０１０１】
【表１８】
【０１０２】得られた各鍛造体の試料について、実施例
１と同様の評価を行った。評価の結果として、非金属部
分中の炭化物量と炭化物被覆層の層厚、並びに面内方向
と厚み方向における熱伝導率と熱膨張係数を、下記表１
９に示した。尚、各試料の鍛造体の相対密度は、全て１
００％であった。表１９の結果から分るように、ＳｉＣ
を混合させることによって、炭素のみを用いるよりも、
複合材料の熱膨張係数を低下させることができた。ま
た、ＳｉＣを混合すると複合材料の強度が高くなり、ヒ
ートシンク材として用いた場合に信頼性が増す。
【０１０３】
【表１９】 炭化物 層厚 熱伝導率(W/mK) 熱膨張係数(ppm/℃) 曲げ強度試 料 (vol%) (μm) 面内方向 厚み方向 面内方向 厚み方向 (MPa) 50 2.07 0.70 433 160 8.5 8.7 165 51 1.63 0.55 372 237 7.6 7.7 188 52 1.50 0.50 360 251 7.4 7.4 202 53 1.39 0.46 347 264 7.1 7.1 223 54 0.42 0.14 461 118 5.5 5.6 103 55 0.41 0.14 380 208 6.0 6.1 132 56 0.41 0.14 363 227 6.0 6.0 155 57 0.41 0.14 408 289 5.9 5.9 185
【０１０４】実施例１２ 原料粉末として、平均粒径３００μｍの天然黒鉛粉末、
平均粒径３００μmのＳｉＣ粉末（６Ｈ型）、平均粒径
１００μｍのＣｕ粉末（９９.９％）、及び平均粒径１
００μｍのＣｕロウ粉末（９２ｗｔ％Ｃｕ−５ｗｔ％Ａ
ｇ−３ｗｔ％Ｔｉ）を用意した。
【０１０５】これらの粉末を、下記表２０に示す各組成
となるように混合し、圧力８００ＭＰａでプレス成形し
た。得られた各成形体を、１気圧のＨ２中にて１０４０
℃で１時間加熱して、直径３５ｍｍ×厚み１２ｍｍの燒
結体とした。尚、下記表２０に示す各組成の合金の融点
は、全てほぼ１０２０℃である。各焼結体を、高周波誘
導加熱装置を用いて、大気中にて１０５０℃まで２０秒
で加熱し、１０５０℃に達した瞬間に取り出し、予め５
００℃に加熱しておいた金型内に装填して、圧力８５０
ＭＰａで熱間鍛造した。
【０１０６】
【表２０】
【０１０７】得られた各鍛造体の試料について、実施例
１と同様の評価を行った。評価の結果として、非金属部
分中の炭化物量と炭化物被覆層の層厚、並びに面内方向
と厚み方向における熱伝導率と熱膨張係数を、下記表２
１に示した。尚、各試料の鍛造体の相対密度は、全て１
００％であった。表２１の結果から分るように、ＳｉＣ
を混合させることによって、炭素のみを用いるよりも、
複合材料の熱膨張係数を低下させることができた。ま
た、ＳｉＣを混合すると複合材料の強度が高くなり、ヒ
ートシンク材として用いた場合に信頼性が増す。
【０１０８】
【表２１】 炭化物 層厚 熱伝導率(W/mK) 熱膨張係数(ppm/℃) 曲げ強度試料 (vol%) (μm) 面内方向 厚み方向 面内方向 厚み方向 (MPa) 58 1.95 0.98 503 140 7.6 8.5 150 59 1.92 0.97 407 204 7.2 7.3 170 60 1.77 0.89 388 215 7.0 7.0 195 61 1.63 0.82 367 226 6.8 6.8 220
【０１０９】実施例１３ 炭素原料としてピッチ系炭素繊維（２次元朱子織り、繊
維系１５μｍ、繊維軸方向の熱伝導率１４００Ｗ／ｍ・
Ｋ）、金属原料として平均粒径１００μｍのＡｇロウ粉
末（９０ｗｔ％Ａｇ−４ｗｔ％Ｃｕ−６ｗｔ％Ｔｉ）を
用意した。
【０１１０】上記銀ロウ粉末と炭素繊維を、下記表２２
に示す各組成となるように交互に積層し、圧力５００Ｍ
Ｐａでプレス成形した。各成形体を、１気圧のＨ２中に
て８８０℃で１時間加熱して、直径３５ｍｍ×厚み１２
ｍｍの燒結体とした。尚、上記銀ロウの融点は８７０℃
である。
【０１１１】
【表２２】
【０１１２】得られた各焼結体の試料について、実施例
１と同様の評価を行った。評価の結果として、相対密
度、非金属部分中の炭化物量と炭化物被覆層の層厚、並
びに面内方向と厚み方向における熱伝導率と熱膨張係数
を、下記表２３に示した。表２３の結果から分るよう
に、炭素繊維を用いることによって、黒鉛粉末を用いる
場合よりも更に高い熱伝導率を得ることができる。
【０１１３】
【表２３】 密 度 炭化物 層厚 熱伝導率(W/mK) 熱膨張係数(ppm/℃) 試 料 (％) (vol%) (μm) 面内方向 厚み方向 面内方向 厚み方向 62 83.3 9.54 0.33 725 123 5.1 11.4 63 87.2 12.50 0.44 650 142 6.3 12.5 64 90.3 17.21 0.61 568 167 7.8 13.7 65 93.4 25.88 0.95 479 200 10.0 15.0
【０１１４】実施例１４ 原料粉末として、平均粒径２００〜５００μｍのＳｉＣ
粉末（６Ｈ型）、平均粒径１００μｍのＡｇ粉末、平均
粒径１００μｍのＣｕ粉末（９９.９％）、及び平均粒
径１００μｍのＡｇロウ粉末（９８ｗｔ％Ａｇ−２ｗｔ
％Ｔｉ）を用意した。上記ＳｉＣ粉末を直径２０ｍｍの
カーボンモールド型に装填し、ホットプレス装置を用い
て、０.１ＭＰａのＡｒガス雰囲気下に温度２３００
℃、圧力５０ＭＰａで２時間ホットプレス燒結して、相
対密度７０％のＳｉＣ多孔体を作製した。
【０１１５】次に、上記Ａｇ粉末とＡｇロウ粉末を下記
表２４に示す所定の組成に混合し、圧力８００ＭＰａで
プレス成形した。得られた各成形体を前記ＳｉＣ多孔体
上に乗せ、１×１０−５ｔｏｒｒの真空中、１０００℃
で１時間加熱して成形体を溶融させ、溶融金属を多孔体
中に含浸させることにより、それぞれ下記表２４に示す
複合材料Ａの各試料６６〜６８を製造した。
【０１１６】これらの複合材料Ａを、１×１０−３ｔｏ
ｒｒの真空中にて１２５０℃で２時間加熱し、溶融金属
成分を揮発せしめて再び多孔体とした。その後、これら
の多孔体上に上記Ａｇ粉末又はＣｕ粉末の成形体を乗
せ、１×１０−５ｔｏｒｒの真空中にて１０００℃で１
時間加熱することにより、溶融金属を再度多孔体中に含
浸させて、下記表２４に示す複合材料Ｂの各試料６９〜
７４を作製した。
【０１１７】
【表２４】
【０１１８】得られた複合材料Ａ、Ｂの各試料を、直径
１０ｍｍ×厚み２ｍｍに切り出し、密度を測定した後、
レーザーフラッシュ法により熱伝導率を測定した。ま
た、直径５ｍｍ×厚み１０ｍｍに切り出し、密度を測定
した後、差動トランス式熱膨張係数測定装置により熱膨
張係数を測定した。尚、これらの試料の切り出しは、複
合材料の厚み方向と試料の厚み方向が一致する方向、及
び複合材料の厚み方向と試料の厚み方向が垂直になる方
向、それぞれについて行った。また、各試料のＳｉＣ粒
子と金属との界面を透過電子顕微鏡により観察して、炭
化物（ＴｉＣ）層の厚さを測定した。得られた結果を下
記表２５に示す。
【０１１９】
【表２５】 密 度 炭化物 層厚 熱伝導率(W/mK) 熱膨張係数(ppm/℃) 試 料 (％) (vol%) (μm) 面内方向 厚み方向 面内方向 厚み方向 66 100.2 1.21 0.41 303 303 5.9 5.9 67 99.7 0.79 0.40 317 317 5.9 5.9 68 99.2 0.49 0.41 328 328 5.9 5.9 69 100.0 1.21 0.41 315 315 5.9 5.9 70 99.8 0.79 0.40 326 326 5.9 5.9 71 100.0 0.49 0.41 340 340 5.9 5.9 72 100.0 1.21 0.41 310 310 5.9 5.9 73 99.8 0.79 0.40 320 320 5.9 5.9 74 100.0 0.49 0.41 332 332 5.9 5.9
【０１２０】上記の結果から、用いたＳｉＣ粉末の平均
粒径が大きくなるほど、複合材料の熱伝導率が増大する
ことが分る。また、複合材料Ａよりも複合材料Ｂの方
が、熱伝導率が高いことが分る。
【０１２１】実施例１５ ＳｉＣ原料粉末として、ＳｉＣ単結晶ウエハの粉砕粉を
用いた以外は、実施例１４と同様にして複合材料Ａ及び
Ｂを作製した。即ち、昇華法により作製した直径５０ｍ
ｍ、厚さ１０ｍｍのＳｉＣ単結晶ウエハを粉砕し、平均
粒径が２００、３００、５００μｍの各ＳｉＣ粉末を作
製した。粉砕前のウエハの熱伝導率は、４９０Ｗ／ｍＫ
であった。複合材料Ａの各試料７５〜７７及び複合材料
Ｂの各試料７８〜８３について、それぞれＳｉＣ粉末の
平均粒径と共に組成を下記表２６に示す。
【０１２２】
【表２６】
【０１２３】得られた複合材料Ａ、Ｂの各試料につい
て、実施例１４と同様にして、密度、熱伝導率、熱膨張
係数を測定した。また、各試料のＳｉＣ粒子と金属との
界面を透過電子顕微鏡により観察して、炭化物（Ｔｉ
Ｃ）層の厚さを測定した。得られた結果を表２７に示
す。この結果から分るように、ＳｉＣ単結晶ウエハの粉
砕粉を用いることにより、極めて高い熱伝導率が得られ
た。また、複合材料Ａよりも複合材料Ｂの熱伝導率が高
いことが分る。
【０１２４】
【表２７】 密 度 炭化物 層厚 熱伝導率(W/mK) 熱膨張係数(ppm/℃) 試 料 (％) (vol%) (μm) 面内方向 厚み方向 面内方向 厚み方向 75 100.0 1.21 0.41 378 378 5.9 5.9 76 100.0 0.79 0.40 387 387 5.9 5.9 77 100.0 0.49 0.41 395 395 5.9 5.9 78 100.0 1.21 0.41 390 390 5.9 5.9 79 100.0 0.79 0.40 401 401 5.9 5.9 80 100.0 0.49 0.41 412 412 5.9 5.9 81 100.0 1.21 0.41 385 385 5.9 5.9 82 100.0 0.79 0.40 391 391 5.9 5.9 83 100.0 0.49 0.41 399 399 5.9 5.9
【０１２５】実施例１６ 原料粉末として、平均粒径２０〜１００μｍのＳｉＣ粉
末（６Ｈ型）、平均粒径１００μｍのＡｇ粉末（９９.
９％）、及び平均粒径１００μｍのＡｇロウ粉末（９８
ｗｔ％Ａｇ−２ｗｔ％Ｔｉ）を用意した。上記ＳｉＣ粉
末を直径２０ｍｍのカーボンモールド型に装填し、ホッ
トプレス装置を用いて、０.１ＭＰａのＡｒガス雰囲気
下に温度２３００℃、圧力５０ＭＰａで２時間ホットプ
レス燒結して、相対密度７０％のＳｉＣ多孔体を作製し
た。下記表２８に、用いたＳｉＣ粉末の平均粒径と得ら
れた各多孔体の平均細孔径を示す。
【０１２６】次に、上記Ａｇ粉末とＡｇロウ粉末を下記
表２８に示す所定の組成に混合し、圧力８００ＭＰａで
プレス成形した。得られた成形体を前記ＳｉＣ多孔体上
に乗せ、１×１０−５ｔｏｒｒの真空中、１０００℃で
１時間加熱して成形体を溶融させ、溶融金属を多孔体中
に含浸させた。また、同様に成形体を乗せた前記ＳｉＣ
多孔体を１×１０−５ｔｏｒｒの真空中、１０００℃に
昇温後、Ａｒガスを導入して下記表２８に示す圧力で加
圧した状態で１時間加熱保持し、成形体を溶融させ、溶
融金属を多孔体中に含浸させた。
【０１２７】
【表２８】 SiC粒径 平均細孔径 SiC量 Ag 量 Agロウ量 溶浸圧力試 料 (μm) (μm) (vol％) (vol％) (vol％) (Pa) 84 20.0 5.0 69.7 0.0 30.3 0.0133 85 20.0 5.0 69.7 0.0 30.3 1×10５ 86 20.0 5.0 69.7 0.0 30.3 5×10５ 87 20.0 5.0 69.7 0.0 30.3 10×10５ 88 100.0 20.0 70.0 5.0 25.0 0.0133 89 100.0 20.0 70.0 5.0 25.0 1×10５ 90 100.0 20.0 70.0 5.0 25.0 2×10５ 91 100.0 20.0 70.0 5.0 25.0 10×10５
【０１２８】このようにして作製した複合材料の各試料
８４９１８について、直径１０ｍｍ×厚み２ｍｍに切り
出し、密度を測定した後、レーザーフラッシュ法により
熱伝導率を測定した。また、直径５ｍｍ×厚み１０ｍｍ
に切り出し、密度を測定した後、差動トランス式熱膨張
係数測定装置により熱膨張係数を測定した。尚、これら
の試料の切り出しは、複合材料の厚み方向と試料の厚み
方向が一致する方向、及び複合材料の厚み方向と試料の
厚み方向が垂直になる方向、それぞれについて行った。
また、各試料のＳｉＣ粒子と金属との界面を透過電子顕
微鏡により観察して、炭化物層の厚さを測定した。得ら
れた結果を下記表２９に示す。この結果から、ガス圧を
付加することにより、複合材料の相対密度が向上し、熱
伝導率も高くなった。
【０１２９】
【表２９】 密 度 炭化物 層厚 熱伝導率(W/mK) 熱膨張係数(ppm/℃) 試 料 (％) (vol%) (μm) 面内方向 厚み方向 面内方向 厚み方向 84 95.9 2.16 0.07 250 250 5.9 5.9 85 97.8 2.16 0.07 271 271 5.9 5.9 86 100.7 2.16 0.07 288 288 5.9 5.9 87 100.7 2.16 0.07 288 288 5.9 5.9 88 97.9 1.78 0.30 282 282 5.9 5.9 89 98.3 1.78 0.30 296 296 5.9 5.9 90 100.4 1.78 0.30 312 312 5.9 5.9 91 100.4 1.78 0.30 312 312 5.9 5.9
【０１３０】
【発明の効果】本発明によれば、高価なダイヤモンドを
使用せずに、熱膨張係数が小さく且つ熱伝導率が比較的
高い複合材料を提供することができる。また、本発明の
複合材料を用いて、熱伝導率がダイヤモンド並に高く、
熱膨張係数が半導体素子に近いヒートシンク部材を作製
することができる。このヒートシンク部材を用いること
によって、半導体レーザーやマイクロ波デバイス、各種
ＬＳＩなどの性能を、最大限に発揮させることができ
る。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明のＡｇ−Ｃ系複合材料の代表的な組織の
光学顕微鏡写真（１００倍）である。
【図２】本発明の複合材料からなるヒートシンクを用い
たパッケージの具体例を模式的に示す断面図である。
【符号の説明】
１ パッケージ ２ ヒートシンク ３ 半導体素子 ４ ボンディングワイヤ ５ リードフレーム
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ０４Ｂ 35/56 １０１Ｌ １０１Ｓ １０１Ｘ 35/80 Ｂ Ｆターム(参考） 4G001 BA22 BA60 BA61 BA69 BA86 BB22 BB24 BB25 BB61 BB69 BB86 BC23 BC52 BC54 BC71 BC73 BD01 BD03 BD05 4G032 AA04 AA32 AA33 AA41 AA44 AA45 AA52 BA00 GA06 GA12 GA19 GA20

Claims (24)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 表面に被覆層を有する複合炭素粒子、複
    合炭素繊維、又は複合炭化物粒子からなる第一成分と、
    銀及び／又は銅を含む金属からなる第二成分との複合材
    料であって、上記第一成分である複合炭素粒子、複合炭
    素繊維、又は複合炭化物粒子の表面に形成された被覆層
    が、周期律表の４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素から選ばれ
    た少なくとも１種の金属の炭化物からなり、相対密度が
    ７０％以上、少なくともある特定方向における室温での
    熱伝導率が２２０Ｗ／ｍ・Ｋ以上、及び少なくともある
    特定方向における室温から２００℃までの平均熱膨張係
    数が５〜１５×１０−６／℃であることを特徴とする高
    熱伝導性複合材料。
  2. 【請求項２】 前記第一成分が表面に被覆層を有する複
    合炭素粒子であり、その炭素粒子の含有量が５０〜９５
    体積％であることを特徴とする、請求項１に記載の高熱
    伝導性複合材料。
  3. 【請求項３】 前記第一成分が表面に被覆層を有する複
    合炭素繊維であり、その炭素繊維の含有量が３０〜９５
    体積％であることを特徴とする、請求項１に記載の高熱
    伝導性複合材料。
  4. 【請求項４】 前記第一成分が表面に被覆層を有する複
    合炭化物粒子であって、その炭化物粒子の含有量が１５
    〜８５体積％であることを特徴とする、請求項１に記載
    の高熱伝導性複合材料。
  5. 【請求項５】 前記第一成分の表面に形成された被覆層
    の厚さが０.０１〜３μｍであることを特徴とする、請
    求項１〜４のいずれかに記載の高熱伝導性複合材料。
  6. 【請求項６】 前記第一成分の表面に形成された被覆層
    の厚さが０.０５〜１μｍであることを特徴とする、請
    求項１〜５のいずれかに記載の高熱伝導性複合材料。
  7. 【請求項７】 前記第一成分の表面に形成された被複層
    が炭化チタンを主成分とすることを特徴とする、請求項
    １〜６のいずれかに記載の高熱伝導性複合材料。
  8. 【請求項８】 前記第二成分が銀及び銅からなり、その
    第二成分中の銅含有量が２０体積％以下又は８０体積％
    以上であることを特徴とする、請求項１〜７のいずれか
    に記載の高熱伝導性複合材料。
  9. 【請求項９】 相対密度が９５％以上、少なくともある
    特定方向における室温での熱伝導率が２５０Ｗ／ｍ・Ｋ
    以上であることを特徴とする、請求項１〜８のいずれか
    に記載の高熱伝導性複合材料。
  10. 【請求項１０】 相対密度が９９％以上、少なくともあ
    る特定方向における室温での熱伝導率が２７０Ｗ／ｍ・
    Ｋ以上であることを特徴とする、請求項１〜８のいずれ
    かに記載の高熱伝導性複合材料。
  11. 【請求項１１】 請求項１〜１０のいずれかに記載の高
    熱伝導性複合材料を用いた半導体用ヒートシンク部材。
  12. 【請求項１２】 請求項１１の半導体用ヒートシンク部
    材を用いた半導体装置。
  13. 【請求項１３】 表面に被覆層を有する複合炭素粒子、
    複合炭素繊維、又は複合炭化物粒子からなる第一成分
    と、銀及び／又は銅を含む金属からなる第二成分との複
    合材料の製造方法であって、 黒鉛粉末、炭素繊維、又は炭化物粉末を準備すると共
    に、銀及び／又は銅を主成分とし、周期律表の４Ａ族、
    ５Ａ族、６Ａ族元素から選ばれた少なくとも１種の金属
    を含む合金粉末を準備する第１工程と、 これらの粉末の混合物を成形して成形体とする第２工程
    と、 その成形体を、０.０１３３Ｐａ以下の真空下、若しく
    はヘリウム、アルゴン又は水素を含むガス雰囲気下にお
    いて、前記合金の融点以上の温度で加熱して、黒鉛粒
    子、炭素繊維、又は炭化物粒子の表面に周期律表の４Ａ
    族、５Ａ族、６Ａ族元素から選ばれた少なくとも１種の
    金属の炭化物からなる被覆層を形成すると同時に、焼結
    体とする第３ａ工程と、を含むことを特徴とする高熱伝
    導率複合材料の製造方法。
  14. 【請求項１４】 表面に被覆層を有する複合炭素粒子、
    複合炭素繊維、又は複合炭化物粒子からなる第一成分
    と、銀及び／又は銅を含む金属からなる第二成分との複
    合材料の製造方法であって、 黒鉛粉末、炭素繊維、又は炭化物粉末を準備すると共
    に、銀及び／又は銅を主成分とし、周期律表の４Ａ族、
    ５Ａ族、６Ａ族元素から選ばれた少なくとも１種の金属
    を含む合金塊又は合金粉末若しくはその成形体を準備す
    る第１工程と、 該黒鉛粉末、炭素繊維、又は炭化物粉末を成形して成形
    体とする第２工程と、 その成形体を前記合金塊又は合金粉末若しくはその成形
    体と接触させ、０.０１３３Ｐａ以下の真空下、若しく
    はヘリウム、アルゴン又は水素を含むガス雰囲気下にお
    いて、該合金の融点以上の温度で加熱して、黒鉛粒子、
    炭素繊維、又は炭化物粒子の表面に周期律表の４Ａ族、
    ５Ａ族、６Ａ族元素から選ばれた少なくとも１種の金属
    の炭化物からなる被覆層を形成すると同時に焼結体と
    し、且つ該焼結体中に溶融した前記合金を溶浸させる第
    ３ｂ工程と、を含むことを特徴とする高熱伝導率複合材
    料の製造方法。
  15. 【請求項１５】 前記第３ａ工程又は第３ｂ工程におい
    て、焼結温度を高くするか又は焼結時間を長くして、金
    属の一部を溶出又は揮発させて多孔体とした後、この多
    孔体を銀及び／又は銅の金属塊又は金属粉末若しくはそ
    の成形体と接触させ、非酸化性雰囲気下に該金属の融点
    以上に加熱して、溶融した金属を多孔体中に溶浸させて
    溶浸体とすることを特徴とする、請求項１３又は１４に
    記載の高熱伝導性複合材料の製造方法。
  16. 【請求項１６】 前記第３ａ工程又は第３ｂ工程で得ら
    れた燒結体を、更に大気中又は不活性ガス雰囲気中にて
    燒結体中の金属の融点以上に予備加熱し、６００ＭＰａ
    以上の圧力で鍛造することを特徴とする、請求項１３又
    は１４に記載の高熱伝導性複合材料の製造方法。
  17. 【請求項１７】 前記第一成分が表面に被覆層が形成さ
    れた複合炭素粒子であって、前記焼結体中の炭素粒子の
    含有量が５０〜９５体積％であることを特徴とする、請
    求項１３〜１６のいずれかに記載の高熱伝導性複合材料
    の製造方法。
  18. 【請求項１８】 前記第一成分が表面に被覆層が形成さ
    れた複合炭素繊維であって、前記焼結体中の炭素繊維の
    含有量が３０〜９５体積％であることを特徴とする、請
    求項１３〜１６のいずれかに記載の高熱伝導性複合材料
    の製造方法。
  19. 【請求項１９】 前記第一成分が表面に被覆層が形成さ
    れた複合炭化物粒子であって、前記溶浸体中の炭化物粒
    子の含有量が１５〜８５体積％であることを特徴とす
    る、請求項１３〜１６のいずれかに記載の高熱伝導性複
    合材料の製造方法。
  20. 【請求項２０】 前記第３ａ工程又は第３ｂ工程におけ
    る加熱温度が、前記合金粉末の融点を超え且つ（該融点
    ＋５０）℃未満であることを特徴とする、請求項１３〜
    １９のいずれかに記載の高熱伝導性複合材料の製造方
    法。
  21. 【請求項２１】 前記各第２工程において、冷間又は温
    間での静水圧成形により成形体を得ることを特徴とす
    る、請求項１３〜２０のいずれかに記載の高熱伝導性複
    合材料の製造方法。
  22. 【請求項２２】 前記各第２工程において、成形圧力が
    ３００ＭＰａ以上であることを特徴とする、請求項１３
    〜２１のいずれかに記載の高熱伝導性複合材料の製造方
    法。
  23. 【請求項２３】 表面に被覆層を有する複合炭化ケイ素
    粒子からなる第一成分と、銀及び／又は銅を含む金属か
    らなる第二成分との複合材料の製造方法であって、 炭化ケイ素粉末を、不活性ガス雰囲気中又は真空中にお
    いて２０００℃以上の温度で加圧焼結し、炭化ケイ素の
    多孔体を形成する工程と、 その炭化ケイ素の多孔体を、銀及び／又は銅を主成分と
    し、周期律表の４Ａ族、５Ａ族、６Ａ族元素から選ばれ
    た少なくとも１種の金属を含む合金塊又は合金粉末若し
    くはその成形体と接触させ、０.０１３３Ｐａ以下の真
    空下、若しくはヘリウム、アルゴン又は水素を含むガス
    雰囲気下において、該合金の融点以上の温度で加熱し
    て、炭化ケイ素粒子の表面に周期律表の４Ａ族、５Ａ
    族、６Ａ族元素から選ばれた少なくとも１種の金属の炭
    化物からなる被覆層を形成すると同時に、溶融した前記
    合金を多孔体中に溶浸させる工程と、を含むことを特徴
    とする高熱伝導率複合材料の製造方法。
  24. 【請求項２４】 得られた複合材料を前記溶浸温度より
    も高い温度で加熱して、金属の一部を溶出又は揮発させ
    て再び多孔体とした後、この多孔体を銀及び／又は銅の
    金属塊又は金属粉末若しくはその成形体と接触させ、非
    酸化性雰囲気下に該金属の融点以上に加熱して、溶融し
    た金属を多孔体中に溶浸させることを特徴とする、請求
    項２３に記載の高熱伝導性複合材料の製造方法。
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