JP2004277855A

JP2004277855A - Highly heat radiable alloy, heat radiation board, package for semiconductor element, and their production method

Info

Publication number: JP2004277855A
Application number: JP2003073554A
Authority: JP
Inventors: Katsunori Suzuki; 克典鈴木
Original assignee: Yamaha Corp
Current assignee: Yamaha Corp
Priority date: 2003-03-18
Filing date: 2003-03-18
Publication date: 2004-10-07
Anticipated expiration: 2023-03-18
Also published as: JP4265247B2

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide an easily producible highly radiable alloy consisting of a liquid phase sintered compact of a tungsten-copper alloy or a liquid phase sintered compact of a molybdenum-copper alloy having a low thermal expansion coefficient and high heat radiability, to provide a heat radiation board obtained by using the highly radiable alloy, to provide a package for a semiconductor element obtained by using the heat radiation board, and to provide their production methods. <P>SOLUTION: The highly heat radiable alloy consists of a tungsten-copper (or molybdenum-copper) alloy comprising 25 to 50 mass% copper, and has a structure where tungsten (or molybdenum) particles 12 are continuously bonded so as to form skeletons with a three-dimensional network structure, and further, copper 11 is filled into the skeletons. Then, the average particle diameter of the raw material powder of the tungsten (or molybdenum) 12 is controlled to 0.1 to <1.0 μm, the average particle diameter of the raw material powder of the copper 11 is controlled to ≥5 times that of the raw material powder of the tungsten (or molybdenum) , and also, to <5.0 μm. <P>COPYRIGHT: (C)2005,JPO&NCIPI

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、低熱膨張係数で高放熱性のタングステン−銅合金またはモリブデン−銅合金からなる高放熱性合金、この高放熱性合金を用いた放熱板、この放熱板を用いた半導体素子用パッケージ、およびこれらの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来より、半導体パッケージや高周波トランジスタモジュールや光通信モジュールなどの半導体装置には、ヒートシンクと呼ばれる放熱部材を設けて、半導体パッケージや高周波トランジスタモジュールや光通信モジュール内で発生した熱を効率的に系外に放散させる（排熱する）ようにしている。このようなヒートシンクにおいては、熱伝導率が高くて熱の伝導性が良好であること、およびセラミック基板やガラス基板と接合されるために、熱膨張係数がセラミックやガラスの熱膨張係数（４〜１２ｐｐｍ／Ｋ）に近似することが要求されている。このような熱伝導率と熱膨張係数の相反する両特性を有する材料としては、現在のところ、タングステン−銅合金（あるいはモリブデン−銅合金）が用いられている。
【０００３】
このようなタングステン−銅合金からなるヒートシンクとしては、図９（なお、図９（ａ）は焼結体にＷを溶浸する前の状態を模式的に示し、図９（ｂ）は溶浸後の状態を模式的に示している）に示されるように、タングステン（Ｗ）で構成された焼結体３１の空孔部３１ａに銅（Ｃｕ）３２を溶浸（含浸）させた溶浸焼結合金からなるヒートシンク３０が使用される。ところで、このような溶浸焼結合金から成るヒートシンク３０は、例えば、以下のような手順で製造されている。まず、タングステン（Ｗ）粉末に、有機バインダーを予備配合して原料混合体とし、この原料混合体を、金型プレスでプレスして薄板状の成形体とする。この成形体を脱脂・焼結して多孔質の焼結体（Ｗスケルトン）３１とした後、この焼結体（Ｗスケルトン）３１の空孔部３１ａに銅（Ｃｕ）３２を溶浸（含浸）させるようにして製造される。
【０００４】
しかしながら、上述した溶浸焼結合金からなるヒートシンク３０においては、Ｗスケルトン３１の空孔３１ａの制御が難しいために、常に一定量のＣｕ３２を溶浸させることが困難であるという問題を生じた。また、仮に、Ｗスケルトン３１の空孔３１ａの制御が可能であったとしても、Ｃｕ３２を溶浸させた後、Ｃｕ３２をＷスケルトン３１内に保持することが困難で、Ｃｕ３２がＷスケルトン３１内から外部に溶出するという問題を生じた。
【０００５】
そこで、粉末法により製造されたタングステン−銅合金からなるヒートシンクが特許文献１（特開平１０−２４５６０３号公報）にて提案されるようになった。この特許文献１にて提案されたヒートシンク４０は、図１０に示されるように、銅粉末４１とタングステン粉末４２をメカニカルアロイ法により十分に混合した後、還元雰囲気で、銅４２の融点以上の温度で焼結することにより製造されるものである。
【特許文献１】
特開平１０−２４５６０３号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
ところが、上述した特開平１０−２４５６０３号公報にて提案されたタングステン−銅合金においては、メカニカルアロイ法により十分に混合されているために焼結密度が向上しないという問題を生じた。これは、原材料のタングステン粒子４２の平均粒径が２，３μｍと大きいため、銅４１の含有量（濃度）が２５質量％以上になると、図１１（ａ）に示すように、タングステン４２同士が互いに隣り合う確率が低下するため、タングステン４２の焼結が始まる前に銅４１が先に溶融して焼結するようになる。このため、図１１（ｂ）に示すように、焼結時に空孔４３が形成されて焼結密度が向上しないという問題を生じた。
【０００７】
一方、銅４１の含有量（濃度）が２５質量％未満になると、図１２（ａ）に示すように、タングステン４２同士が互いに隣り合う確率が高まるため、タングステン４２の焼結が先に開始されて、その後に銅４１が溶融して焼結するようになる。このため、図１２（ｂ）に示すように、焼結時に空孔が形成されることが防止できて、焼結密度が向上する。ところが、焼結温度が高くなるために、焼結時にタングステン粒子が成長し、銅によるチャネリング効果が減少して熱伝導性が低下するという問題を生じた。
【０００８】
また、焼結密度を上げるために焼結温度を高くすると、銅が系外から流出するという問題を生じた。さらに、原材料のタングステン粒子の平均粒径を小さくし、かつ銅粒子の平均粒径を小さくした場合においては、タングステン同士が互いに隣り合う確率が低下して、銅同士が互いに隣り合う確率が上昇する。このため、タングステン粒子が焼結する前に銅が先に溶融するようになって、焼結密度が上がらないという問題も生じた。
【０００９】
そこで、本発明は上記の如き問題点を解消するためになされたものであって、製造が容易で、低熱膨張係数で高放熱性のタングステン−銅合金またはモリブデン−銅合金からなる高放熱性合金、この高放熱性合金を用いた放熱板、この放熱板を用いた半導体素子用パッケージ、およびこれらの製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するため、本発明の高放熱性合金は、銅を２５〜５０質量％含有するタングステン−銅合金またはモリブデン−銅合金からなり、かつ、タングステン粒子またはモリブデン粒子が連続して結合した三次元網目状構造の骨格が形成されているとともに、これらの骨格内に銅が充填されおり、タングステン粒子またはモリブデン粒子の原料粉末の平均粒径が０．１μｍ以上で１．０μｍ未満で、銅の原料粉末の平均粒径がタングステン粒子またはモリブデン粒子の原料粉末の平均粒径の５倍以上で、５．０μｍ未満であることを特徴とする。
【００１１】
ここで、タングステン−銅合金またはモリブデン−銅合金において、銅の割合が増大するに伴って熱伝導率が増大する反面、熱膨張係数も増大する。これは、銅は熱伝導に優れた金属であることから、銅の割合が増大すればするほど熱膨張係数が増大する。このため、低熱膨張係数のタングステン−銅合金またはモリブデン−銅合金とするためには銅の割合を規制する必要がある。そして、一般的に、熱膨張係数が１２ｐｐｍ／Ｋ以下であれば、セラミックやガラスの熱膨張係数に近似するようになる。このため、タングステン−銅合金またはモリブデン−銅合金の銅の含有割合はタングステン−銅合金またはモリブデン−銅合金の質量に対して２０質量％以下にするのが望ましいとされている。
【００１２】
ところが、本発明においては、タングステン粒子またはモリブデン粒子が連続して結合した三次元網目状構造の骨格となっているため、銅の含有量が２５〜５０質量％と多くなっても、熱膨張係数を１２ｐｐｍ／Ｋ以下に維持できるようになる。そして、平均粒径が１．０μｍ未満のタングステン粒子同士またはモリブデン粒子同士が結合した三次元網目状構造の骨格を形成し、この骨格がこれらの粒子の平均粒径の５倍以上で、５．０μｍ未満の銅粉末が溶融したマトリックス内に分布している。これにより、銅のチャネリング効果が発揮できて、熱伝導性に優れたタングステン−銅合金またはモリブデン−銅合金が得られるようになる。
【００１３】
この場合、タングステン粒子同士またはモリブデン粒子同士が互いに隣り合う確率を高めるためには、銅粒子の平均粒径をタングステン粒子またはモリブデン粒子の平均粒径の５倍以上の大きさにする必要がある。ところが、銅粒子の平均粒径が５μｍ以上になると、銅のマトリクス中でタングステンまたはモリブデンの偏析が起こり、組織が不均一となって熱伝導率も減少する。このため、銅粒子の平均粒径はタングステン粒子またはモリブデン粒子の平均粒径の５倍以上で、５μｍ未満にするのが望ましい。
【００１４】
なお、タングステン粒子またはモリブデン粒子の結合部分の断面長さがこれらの粒子の粒径の１／２以下になるようにタングステン粒子またはモリブデン粒子が連続して結合した三次元網目状構造の骨格が形成されているのが望ましい。これは、結合部分の断面長さがこれらの粒子の粒径の１／２を越えるようになると、タングステン粒子またはモリブデン粒子間を伝わる熱の流路が阻害され、銅のチャネリング効果が発揮できず、結果として熱抵抗が大きくなって好ましくないためである。
【００１５】
また、本発明の高放熱性合金の製造方法においては、タングステン微粉末とこれより平均粒径が大きい銅微粉末、またはモリブデン微粉末とこれより平均粒径が大きい銅微粉末を混合して、銅微粉末の表面がタングステン微粉末またはモリブデン微粉末で被覆された混合物とする混合工程と、この混合物を銅の融点（１０８３℃）以下の温度で加熱してタングステン微粉末同士またはモリブデン微粉末同士の焼結を開始させるスケルトン形成工程（第１焼結工程）と、該スケルトン形成工程後に、銅の融点（１０８３℃）以上でタングステンおよびモリブデンの融点（１３００℃）以下の温度で加熱して銅を溶融させる焼結工程（第２焼結工程）とを備えるようにしている。
【００１６】
タングステン（またはモリブデン）微粉末と、これより平均粒径が大きい銅微粉末が混合して、銅微粉末の表面がタングステン（またはモリブデン）微粉末で被覆された混合物を得た後、この混合物を銅の融点（１０８３℃）以下の温度で加熱すると、タングステン（またはモリブデン）微粉末同士の焼結が開始されて、タングステン（またはモリブデン）のスケルトン（タングステン（またはモリブデン）粒子が連続して結合した三次元網目状構造の骨格）が形成される。この後、銅の融点（１０８３℃）以上でタングステン（またはモリブデン）の融点（１３００℃）以下の温度で加熱して銅を溶融させると、三次元網目状構造の空間部に移動して銅が充填されることとなる。
【００１７】
これにより、焼結密度が９８．５％以上と、理論密度に近い焼結体が得られるようになる。この場合、混合工程において、タングステン（またはモリブデン）微粉末と、これより平均粒径が大きい銅微粉末をメカニカルアロイを伴わないように混合すると、銅微粉末の表面がタングステン（またはモリブデン）微粉末で被覆された混合物が得られる。なお、「メカニカルアロイを伴わない」とは、タングステン（またはモリブデン）微粉末と銅微粉末が互いに独立した粒子状態をさし、塑性変形により一体となるまで、又はからみあう状態に至らないものをさす。
【００１８】
この混合時に塑性変形やメカニカルアロイによりタングステン（またはモリブデン）微粉末と銅微粉末が一体となるまで十分に混合すると、焼結過程において、銅の焼結が先に起こり、焼結密度が上がりにくくなるため望ましくない。また、スケルトン形成工程において、タングステン粒子またはモリブデン粒子の結合部分の断面長さがこれらの粒子の粒径の１／２以下になるように焼結温度および焼結時間を調整するのが望ましい。
【００１９】
【発明の実施の形態】
ついで、本発明の高放熱性合金、およびこの高放熱性合金を用いた放熱板、ならびにこの放熱板を用いた半導体素子用パッケージの実施の形態を図１〜図８に基づいて説明する。なお、図１は本発明の高放熱性合金が得られる過程を模式的に示す断面図である。図２は脱バインダ処理工程および焼結工程での昇温パターンを示す図である。図３は得られたＷＣｕ合金のＣｕの含有量（質量％）に対する熱伝導率の関係を示す図である。図４はＷＣｕ合金のＣｕの含有量（質量％）に対する熱膨張係数の関係を示す図である。
【００２０】
図５はＷＣｕ合金の熱膨張係数に対する熱伝導率の関係を示す図である。図６は得られたＷＣｕ合金を用いた放熱板に高周波トランジスタを配置して半導体素子用パッケージを形成した状態を示す斜視図である。図７は図６の半導体素子用パッケージにカバーを装着して放熱試験を行う状態を模式的に示す図であって、図７（ａ）は図６の半導体素子用パッケージにカバーを装着した状態での図６のＡ−Ａ断面を示す図であり、図７（ｂ）は図７（ａ）のパッケージの下部に放熱フィンを装着した状態を示す断面図である。図８は高周波トランジスタの出力（Ｗ）と、高周波トランジスタとセラミック基板との接合部温度（Ｔｊ）の関係を示す図である。
【００２１】
１．放熱板（高放熱性合金板）の作製
まず、平均粒径が０．５μｍ以上で、５．０μｍ未満の電解Ｃｕ粉末１１と、平均粒径が０．１μｍ以上、１．０μｍ未満のＷ粉末（またはＭｏ粉末）１２を用意した。そして、Ｃｕ粉末１１が２５〜５０質量％となり、Ｗ粉末（またはＭｏ粉末）１２が７５〜５０質量％となるように秤量して、ヘンシェルミキサー内に投入した後、これらの粉末を十分に混合した。この場合、粉末に塑性変形を与えるボールミルやアトライター等のメカニカルアロイを伴う混合機を用いないようにする必要がある。このような混合により、図１（ａ）に示すように、Ｃｕ粉末１１の表面がＷ粉末（またはＭｏ粉末）１２で被覆された混合粉末体１０が形成されることとなる。
【００２２】
ついで、混合粉末体１０を用いて、乾式圧粉法あるいは射出成型法により所定の形状（例えば、幅が１５ｍｍで、長さが３５ｍｍで、厚みが２ｍｍの板状体）になるように成形した。ここで、乾式圧粉法を適用する場合は、まず、メチルアルコールにパラフィンワックスを溶解させたワックス液を混合粉末体１０に添加してスラリーを得た。この場合、パラフィンワックス含有量は混合粉末体１０の質量に対して１質量％になるようにした。この後、得られたスラリーをスプレードライヤーによって球状に造粒した後、乾式粉末プレス機により成形することにより形成することができる。
【００２３】
一方、射出成型法を適用する場合は、まず、得られた混合粉末体１０に、熱可塑性樹脂と有機バインダーを加えてフィードストックとし、その後、ペレタイザーによりペレット化した。ついで、得られたペレットを射出成型機に投入して、所定の形状になるように成形することにより形成することができる。この場合、熱可塑性樹脂としては、ポリプロピレン（ＰＰ）、ポリスチレン（ＰＳ）、ポリエチレン（ＰＥ）、アクリル、ＰＯＭ系樹脂などを用いた。また、有機バインダーとしては、パラフィンワックス、カルナウパワックス、蜜蝋などを用い、その混合割合は、混合粉末体１０の容積に対して４８ｖｏｌ％になるように混合した。
【００２４】
ついで、上述の乾式圧粉法あるいは射出成型法により得られた成形体を図示しない脱バインダ装置内に配置した後、脱バインダ装置内に１リットル／分の流量の窒素ガスを流入させて、窒素雰囲気にした。そして、昇温速度が１℃／分で加熱（図２の０→ｔ１）し、５００℃の温度を２時間保持（図２のｔ１→ｔ２）した。これにより成形体を脱バインダ処理した。この脱バインダ処理により、上述したパラフィンワックスなどの有機バインダは揮散する（除去される）こととなる。この後、室温まで冷却（図２のｔ２→ｔ３）した後、脱バインダ装置から取り出した。
【００２５】
ついで、脱バインダ処理された成形体を焼結炉に入れ、水素気流（１〜１０リットル／分）中で、昇温速度が５℃／分で昇温（図２のｔ３→ｔ４）し、Ｃｕの融点以下の温度である９５０℃を１時間保持（図２のｔ４→ｔ５）した。これにより、図１（ｂ）に示すように、Ｗ粉末粒子（またはＭｏ粉末粒子）１２同士の結合（焼結）を開始して、これらのＷ粉末粒子（またはＭｏ粉末粒子）１２が連続して三次元網目状構造の骨格を形成したスケルトン１０ａが形成されることとなる。この場合、図１（ｄ）に示すように、結合部分の断面長さｙがこれらの粒子１２の直径ｘの１／２以下（ｙ≦（１／２）ｘ）になるように、加熱温度及び加熱時間を調整する必要がある。これは、結合部分の断面長さｙが粒子１２の直径ｘの１／２を越えるようになると、Ｗ粉末粒子（またはＭｏ粉末粒子）１２間を伝わる熱の流路が阻害され、Ｃｕのチャネリング効果が発揮できず、結果として熱抵抗が大きくなって好ましくないためである。
【００２６】
その後、昇温速度が５℃／分で昇温（図２のｔ５→ｔ６）して、下記の表１に示すような、Ｃｕの融点（１０８３℃）以上の最高温度になるまで加熱した。この最高温度を２時間維持（図２のｔ６→ｔ７）した後、降温速度が１０℃／分で室温まで冷却（図２のｔ７→ｔ８）した。これにより、Ｃｕ粉末１１が溶融して、液体となったＣｕが三次元網目状構造の骨格を形成したスケルトン１０ａの空隙に移動することとなる。これにより、図１（ｃ）に示すような、Ｃｕの充填密度が９８．５％以上（理論密度に近い）の焼結体（高放熱性合金）１０ｂからなる放熱板が形成されることとなる。なお、最適の焼結最高温度は、下記の表１に示すように、Ｃｕの含有量が減少するに伴って、また、Ｗ粉末（Ｍｏ粉末）の粒径が大きくなるに伴って高くする必要がある。なお、Ｃｕ粉末の平均粒径はＷ粉末（Ｍｏ粉末）の平均粒径の５倍とした。
【００２７】
【表１】

【００２８】
２．粒径および含有量の検討
ここで、平均粒径が０．１μｍのＷ粉末と平均粒径が０．５μｍのＣｕ粉末を用いて、Ｃｕ粉末の含有量を１０，１５，２０，２５，３０，３５，４０，４５，５０質量％になるように変化させて、上述と同様にして焼結体（高放熱性合金）１０ｂを用いた放熱板を作製し、これらを放熱板ａ１，ａ２，ａ３，ａ４，ａ５，ａ６，ａ７，ａ８，ａ９とした。
【００２９】
同様に、平均粒径が０．５μｍのＷ粉末と平均粒径が２．５μｍのＣｕ粉末を用いて、Ｃｕ粉末の含有量を１０，１５，２０，２５，３０，３５，４０，４５，５０質量％になるように変化させて、上述と同様にして焼結体（高放熱性合金）１０ｂを用いた放熱板を作製し、これらを放熱板ｂ１，ｂ２，ｂ３，ｂ４，ｂ５，ｂ６，ｂ７，ｂ８，ｂ９とした。また、平均粒径が０．９μｍのＷ粉末と平均粒径が４．５μｍのＣｕ粉末を用いて、Ｃｕ粉末の含有量を１０，１５，２０，２５，３０，３５，４０，４５，５０質量％になるように変化させて、上述と同様にして焼結体（高放熱性合金）１０ｂを用いた放熱板を作製し、これらを放熱板ｃ１，ｃ２，ｃ３，ｃ４，ｃ５，ｃ６，ｃ７，ｃ８，ｃ９とした。
【００３０】
一方、平均粒径が１．５μｍのＷ粉末と平均粒径が１．５μｍのＣｕ粉末を用いて、Ｃｕ粉末の含有量を１０，１５，２０，２５，３０，３５，４０，４５，５０質量％になるように変化させて、上述と同様にして焼結体（高放熱性合金）１０ｂを用いた放熱板を作製し、これらを放熱板ｘ１，ｘ２，ｘ３，ｘ４，ｘ５，ｘ６，ｘ７，ｘ８，ｘ９とした。さらに、比較のためにＣｕの含有量が１０，１５，２０質量％になるように変化させた溶浸材を作製し、これらを放熱板ｙ１，ｙ２，ｙ３とした。なお、溶浸材においては、Ｃｕの含有量は２０質量％が限度であった。
【００３１】
ついで、これらの各放熱板ａ１〜ａ９，ｂ１〜ｂ９，ｃ１〜ｃ９，ｘ１〜ｘ９，ｙ１〜ｙ３の熱伝導率（Ｗ／ｍＫ）と熱膨張係数（ｐｐｍ／Ｋ）を測定した。この場合、熱伝導率（Ｗ／ｍＫ）は熱定数測定装置（アルバック理工（株）製）を用いてレーザーフラッシュ法により求め、Ｃｕ含有量（質量％）を横軸にプロットし、熱伝導率（Ｗ／ｍＫ）を縦軸にプロットすると、図３に示すような曲線ａ（ａ１〜ａ９），ｂ（ｂ１〜ｂ９），ｃ（ｃ１〜ｃ９），ｘ（ｘ１〜ｘ９），ｙ（ｙ１〜ｙ３）が得られた。
【００３２】
また、熱膨張係数（ｐｐｍ／Ｋ）を差動トランス法により求め、Ｃｕ含有量（質量％）を横軸にプロットし、熱膨張係数（ｐｐｍ／Ｋ）を縦軸にプロットすると、図４に示すような曲線ａ（ａ１〜ａ９），ｂ（ｂ１〜ｂ９），ｃ（ｃ１〜ｃ９），ｘ（ｘ１〜ｘ９），ｙ（ｙ１〜ｙ３）が得られた。ついで、これらの結果から、熱膨張係数（ｐｐｍ／Ｋ）を横軸にプロットし、熱伝導率（Ｗ／ｍＫ）を縦軸にプロットすると、図５に示すような曲線ａ（ａ１〜ａ９），ｂ（ｂ１〜ｂ９），ｃ（ｃ１〜ｃ９），ｘ（ｘ１〜ｘ９），ｙ（ｙ１〜ｙ３）が得られた。
【００３３】
図３において、溶浸材から曲線ｙは均一なＣｕのマトリクスが形成されないために、熱伝導率が一番低いことが分かる。そして、曲線ｘと曲線ａ，ｂ，ｃとを比較すると、曲線ａ，ｂ，ｃにおいてはＣｕの含有量が増大するに伴って熱伝導率が向上するが、曲線ｘにおいてはＣｕの含有量がある一定以上になると熱伝導率がそれほど向上しないことが確認できた。これは、曲線ｘにおいてはＷ粒子の平均粒径が１．５μｍと大きいため、焼結密度を上げるために高温での焼結が必要となる。このため、Ｗ粒子が成長することによりＷ粒子同士が固まった状態で接合し、図１（ｄ）に示すような結合状態が形成されなく、したがって、Ｃｕのチャネリング効果が減少して熱伝導率が低下したと考えられる。
【００３４】
一方、曲線ａ，ｂ，ｃの場合は、Ｗ粒子の平均粒径が１．０μｍ未満と小さく、かつこの非常に微小なＷ粒子同士が結合して、図１（ｄ）に示すような結合状態となるように熱処理が施されている。これにより、Ｗスケルトン（Ｗの三次元網目状構造の骨格）が形成されて、これがＣｕのマトリクス中に独立して分布している。このため、Ｃｕのチャネリング効果で熱伝導率が大きくなったと考えられる。この場合、図３において、曲線ｃよりも曲線ｂの方が上方に位置し、曲線ｂよりも曲線ａの方が上方に位置することから、Ｗ粒子の平均粒径（Ｃｕ粒子はその５倍）が小さくなるほど熱伝導率が向上ということができる。
【００３５】
なお、平均粒径が０．１μｍ未満のＷ粒子を作製するのは困難なため、Ｗ粒子の平均粒径は０．１μｍ以上で、１．０μｍ未満にするのが望ましいということができる。この場合、Ｃｕ粒子の平均粒径はＷ粒子の平均粒径の５倍以上の大きさにする必要があるが、Ｃｕ粒子の平均粒径が５μｍ以上になると、Ｃｕのマトリクス中でＷの偏析が起こり、組織が不均一となって熱伝導率も減少する。このため、Ｃｕ粒子の平均粒径はＷ粒子の平均粒径の５倍以上で、５μｍ未満にするのが望ましいということができる。また、Ｃｕ粒子の含有量を多くすればするほど熱伝導率が向上するが、熱伝導率が２５０Ｗ／ｍＫ（Ｋ＝２５０Ｗ／ｍＫ）以上であれば充分に熱伝導性が良好な放熱板ということができるので、Ｃｕ粒子の含有量は２５質量％以上にするのが望ましい。
【００３６】
図４において、曲線ｘと曲線ａ，ｂ，ｃとを比較すると、曲線ａが一番下方に位置して、これの上に曲線ｂ、曲線ｃが位置し、一番上に曲線ｘが位置していることが分かる。このことは、Ｗ粒子の平均粒径（Ｃｕ粒子はその５倍）が小さくなるほど熱膨張係数が低下することを意味している。これは、曲線ｘにおいては、Ｗ粒子の平均粒径が１．５μｍと大きいために高温での焼結が必要となって、Ｗ粒が成長することによりＷ粒子同士が固まった状態で接合している。このため、Ｗスケルトン（Ｗの三次元網目状構造の骨格）が形成されなくて、熱膨張係数が増加したと考えられる。
【００３７】
一方、曲線ａ，ｂ，ｃにおいては、Ｗ粒子の平均粒径が１．０μｍ未満と小さいために、微小なＷ粒子同士が結合してＷスケルトン（Ｗの三次元網目状構造の骨格）が形成されている。このため、このＷの三次元網目状構造の骨格が熱膨張を規制するように作用して、熱膨張係数が低下したと考えられる。このことからも、Ｗ粒子の平均粒径は０．１μｍ以上で、１．０μｍ未満で、Ｃｕ粒子の平均粒径はＷ粒子の平均粒径の５倍以上で、５μｍ未満にするのが望ましいということができる。また、Ｃｕ粒子の含有量を多くすればするほど熱膨張係数が増加するが、熱膨張係数が１２ｐｐｍ／Ｋ（α＝１２ｐｐｍ／Ｋ）以下であればガラスやセラミックの熱膨張係数に近似するため、Ｃｕ粒子の含有量は５０質量％以下にするのが望ましい。
【００３８】
図５において、曲線ｙは一番下に位置し、その上に曲線ｘが位置し、その上に曲線ａ，ｂ，ｃが位置していることが分かる。また、曲線ｘにおいては、熱膨張係数が大きくなっても、それに伴って熱伝導率が大きくはならず、Ｃｕの添加量を増大させて熱伝導率を向上させるという目的が達成できないことが分かる。
一方、曲線ａ，ｂ，ｃにおいては、熱膨張係数が大きくなるに伴って熱伝導率も大きくなり、Ｃｕの添加量を増大させて熱伝導率を向上させるという目的が達成できることが分かる。
【００３９】
この場合、曲線ａが一番上方に位置して、これの下に曲線ｂが位置し、その下に曲線ｃが位置していることから、Ｗ粒子の平均粒径（Ｃｕ粒子はその５倍）が小さくなるほど、Ｃｕの添加量を増大させて熱伝導率を向上させるという目的が達成できることが分かる。このことからも、Ｗ粒子の平均粒径は０．１μｍ以上で、１．０μｍ未満で、Ｃｕ粒子の平均粒径はＷ粒子の平均粒径の５倍以上で、５μｍ未満にするのが望ましいということができる。そして、Ｃｕ粒子の含有量においては、熱伝導率が２５０Ｗ／ｍＫ以上になる２５質量％以上で、熱膨張係数が１２ｐｐｍ／Ｋ以下になる５０質量％以下にするのが望ましい。
【００４０】
３．ハイパワー高周波トランジスタの実装評価
ついで、上述のようにして作製された放熱板に発熱量が大きいハイパワー高周波トランジスタ（出力が１５０Ｗ以上のもの）を実装して、この放熱板の放熱性の評価を行った。そこで、図６および図７に示すように、まず、上述のようにして作製された放熱板１０ｂを用いて半導体素子用パッケージ２１を用意し、このパッケージ２１の上にアルミナ回路基板２２をＰｂＳｎ半田２７により接合した。ついで、アルミナ回路基板２２の所定の位置にハイパワー高周波トランジスタ２３を配設するとともに、アルミナ回路基板２２の両側に一対のリード２４，２４を接続した。そして、アルミナ回路基板２２の接続部とハイパワー高周波トランジスタ２３の接続部との間をワイヤーボンディング２５により接続した。この後、これらの上にカバー２６を接合して高周波トランジスタモジュール２０を作製した。
【００４１】
この場合、平均粒径が０．９μｍのＷ粉末と平均粒径が４．５μｍのＣｕ粉末を用い、Ｃｕ粉末の含有量が２５質量％になるような半導体素子用パッケージ２１を用いた高周波トランジスタモジュール２０を試料Ａとし、Ｃｕ粉末の含有量が５０質量％になるような半導体素子用パッケージ２１を用いた高周波トランジスタモジュール２０を試料Ｂとした。同様に、平均粒径が０．５μｍのＷ粉末と平均粒径が２．５μｍのＣｕ粉末を用い、Ｃｕ粉末の含有量が２５質量％になるような半導体素子用パッケージ２１を用いた高周波トランジスタモジュール２０を試料Ｃとし、Ｃｕ粉末の含有量が５０質量％になるような半導体素子用パッケージ２１を用いた高周波トランジスタモジュール２０を試料Ｄとした。
【００４２】
同様に、平均粒径が０．１μｍのＷ粉末と平均粒径が０．５μｍのＣｕ粉末を用い、Ｃｕ粉末の含有量が２５質量％になるような半導体素子用パッケージ２１を用いた高周波トランジスタモジュール２０を試料Ｅとし、Ｃｕ粉末の含有量が５０質量％になるような半導体素子用パッケージ２１を用いた高周波トランジスタモジュール２０を試料Ｆとした。同様に、平均粒径が１．５μｍのＷ粉末と平均粒径が１．５μｍのＣｕ粉末を用い、Ｃｕ粉末の含有量が２５質量％になるような半導体素子用パッケージ２１を用いた高周波トランジスタモジュール２０を試料Ｘとし、Ｃｕ粉末の含有量が５０質量％になるような半導体素子用パッケージ２１を用いた高周波トランジスタモジュール２０を試料Ｙとした。
【００４３】
この後、これらの試料Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｘ，Ｙをそれぞれヒートシート２８を介してアルミニウム製放熱フィン２９の上に配置した。ついで、これらを外部温度（Ｔａ）が２５℃の温度雰囲気中に配置した後、ハイパワー高周波トランジスタ２３の出力を１００Ｗ〜３００Ｗまで変化させながら、ＭＩＬ−ＳＴＤ−８８３Ｃに準拠して、アルミナ回路基板２２とハイパワー高周波トランジスタ２３との接合部の温度（Ｔｊ）求めた。その結果、図８に示すような結果が得られた。なお、この種のハイパワー高周波トランジスタ２３においては、接合部温度（Ｔｊ）が１５０℃を超えた状態で使用を続けると、この素子２３が破壊したり、素子２３の寿命が著しく低下するため、接合部温度（Ｔｊ）は１３０℃以下になるように放熱するのが望ましい。
【００４４】
図８の結果から明らかなように、試料Ｙのように、Ｃｕ粉末の含有量が５０質量％であっても、出力が１５０Ｗを超えると接合部温度（Ｔｊ）は１５０℃以上になって、素子２３とパッケージ２１の熱膨張係数差から生じる応力により、素子２３やアルミナ回路基板２２が損傷した。一方、試料Ａにおいては、Ｃｕ粉末の含有量が２５質量％（０．９μｍＷ，４．５μｍＣｕ）であっても、素子２３の出力が２００Ｗまでは接合部温度（Ｔｊ）を１３０℃以下に維持できた。また、Ｃｕ粉末の含有量が５０質量％（０．９μｍＷ，４．５μｍＣｕ）の試料Ｂ、およびＣｕ粉末の含有量が２５質量％（０．５μｍＷ，２．５μｍＣｕ）の試料Ｃにおいては、素子２３の出力が３００Ｗまでは接合部温度（Ｔｊ）を１３０℃以下に維持できた。
【００４５】
また、Ｃｕ粉末の含有量が５０質量％（０．５μｍＷ，２．５μｍＣｕ）の試料Ｄ、およびＣｕ粉末の含有量が２５質量％（０．１μｍＷ，０．５μｍＣｕ）の試料Ｅにおいては、素子２３の出力が３００Ｗまでは接合部温度（Ｔｊ）を１２０℃以下に維持できた。さらに、Ｃｕ粉末の含有量が５０質量％（０．１μｍＷ，０．５μｍＣｕ）の試料Ｆにおいては、素子２３の出力が３００Ｗまでは接合部温度（Ｔｊ）を１１０℃以下に維持できた。
【００４６】
【発明の効果】
上述したように、本発明においては、タングステン粒子１２が連続して結合した三次元網目状構造の骨格となっているため、銅１１の含有量が２５〜５０質量％と多くなっても、熱膨張係数を１２ｐｐｍ／Ｋ以下に維持できるようになる。そして、平均粒径が１．０μｍ未満のタングステン粒子１２同士が結合した三次元網目状構造の骨格を形成し、この骨格がこれらの粒子の平均粒径の５倍以上で、５．０μｍ未満の銅粉末１１が溶融したマトリックス内に分布している。これにより、銅のチャネリング効果が発揮できて、熱伝導性に優れたタングステン−銅合金が得られるようになる。
【００４７】
なお、上述した実施形態においては、主にＷＣｕ合金について説明したが、ＭｏＣｕ合金についてもＷＣｕ合金の場合と同様である。また、上述した実施形態においては、半導体素子としてハイパワー高周波トランジスタを用いる例について説明したが、半導体素子として、半導体レーザなどの他の半導体素子に適用できることも明らかである。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の高放熱性合金が得られる過程を模式的に示す断面図である。
【図２】脱バインダ処理工程および焼結工程での昇温パターンを示す図である。
【図３】ＷＣｕ合金のＣｕの含有量（Ｃｕ濃度）に対する熱伝導率の関係を示す図である。
【図４】ＷＣｕ合金のＣｕの含有量（Ｃｕ濃度）に対する熱膨張係数の関係を示す図である。
【図５】ＷＣｕ合金の熱膨張係数に対する熱伝導率の関係を示す図である。
【図６】ＷＣｕ合金を用いた放熱板に高周波トランジスタが配置されて半導体素子用パッケージが形成された状態を示す斜視図である。
【図７】図６の半導体素子用パッケージにカバーを装着して放熱試験を行う状態を模式的に示す図であって、図７（ａ）は図６の半導体素子用パッケージにカバーを装着した状態での図６のＡ−Ａ断面を示す図であり、図７（ｂ）は図７（ａ）のパッケージの下部に放熱フィンを装着した状態を示す断面図である。
【図８】高周波トランジスタの出力（Ｗ）と、高周波トランジスタとセラミック基板との接合部温度（Ｔｊ）の関係を示す図である。
【図９】従来例の溶浸材からなるＷＣｕ合金を模式的に示す断面図である。
【図１０】従来例の粉末法によるＷＣｕ合金を模式的に示す断面図である。
【図１１】銅の含有量が多い場合の従来例の粉末法によるＷＣｕ合金の製造過程を模式的に示す断面図である。
【図１２】銅の含有量が少ない場合の従来例の粉末法によるＷＣｕ合金の製造過程を模式的に示す断面図である。
【符号の説明】
１０…混合粉末体、１０ａ…スケルトン、１０ｂ…放熱板、１１…銅（Ｃｕ）粉末、１２…タングステン（Ｗ）粉末、２０…高周波トランジスタモジュール、２１…半導体素子用パッケージ、２２…アルミナ回路基板、２３…ハイパワー高周波トランジスタ、２４…リード、２５…ワイヤーボンディング、２６…カバー、２７…半田、２８…ヒートシート、２９…アルミニウム製放熱フィン[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention provides a high heat dissipation alloy made of a tungsten-copper alloy or a molybdenum-copper alloy having a low coefficient of thermal expansion and high heat dissipation, a heat dissipation plate using the high heat dissipation alloy, a semiconductor element package using the heat dissipation plate, And their manufacturing methods.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, a semiconductor device such as a semiconductor package, a high-frequency transistor module, or an optical communication module is provided with a heat radiating member called a heat sink, so that heat generated in the semiconductor package, the high-frequency transistor module, or the optical communication module can be efficiently removed from the system. To dissipate (exhaust heat). Such a heat sink has a high thermal conductivity and good heat conductivity, and is bonded to a ceramic substrate or a glass substrate. 12 ppm / K). At present, a tungsten-copper alloy (or a molybdenum-copper alloy) is used as a material having both of the opposite properties of the thermal conductivity and the thermal expansion coefficient.
[0003]
As a heat sink made of such a tungsten-copper alloy, FIG. 9 (FIG. 9A schematically shows a state before W is infiltrated into a sintered body, and FIG. As shown in a later state), copper (Cu) 32 is infiltrated (impregnated) into the holes 31a of the sintered body 31 made of tungsten (W). A heat sink 30 made of a sintered alloy is used. By the way, the heat sink 30 made of such an infiltration sintered alloy is manufactured by, for example, the following procedure. First, an organic binder is preliminarily blended with tungsten (W) powder to form a raw material mixture, and this raw material mixture is pressed by a die press to form a thin plate-shaped molded body. This molded body is degreased and sintered to form a porous sintered body (W skeleton) 31, and then copper (Cu) 32 is infiltrated (impregnated) into the holes 31 a of the sintered body (W skeleton) 31. ).
[0004]
However, the heat sink 30 made of the infiltration sintered alloy described above has a problem that it is difficult to always infiltrate a certain amount of Cu 32 because it is difficult to control the holes 31a of the W skeleton 31. Further, even if the holes 31a of the W skeleton 31 can be controlled, it is difficult to hold the Cu 32 in the W skeleton 31 after infiltrating Cu 32, and Cu 32 A problem of elution outside occurred.
[0005]
Therefore, a heat sink made of a tungsten-copper alloy manufactured by a powder method has been proposed in Patent Document 1 (Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-245603). As shown in FIG. 10, the heat sink 40 proposed in Patent Document 1 is obtained by sufficiently mixing a copper powder 41 and a tungsten powder 42 by a mechanical alloy method, and then, in a reducing atmosphere, at a temperature higher than the melting point of the copper 42. It is manufactured by sintering.
[Patent Document 1]
JP-A-10-245603
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
However, in the tungsten-copper alloy proposed in the above-mentioned Japanese Patent Application Laid-Open No. H10-245603, there has been a problem that the sintered density is not improved because it is sufficiently mixed by a mechanical alloy method. This is because the average particle diameter of the tungsten particles 42 of the raw material is as large as 2.3 μm, and when the content (concentration) of the copper 41 becomes 25% by mass or more, as shown in FIG. Since the probability of being adjacent to each other is reduced, the copper 41 is first melted and sintered before the sintering of the tungsten 42 starts. For this reason, as shown in FIG. 11B, there was a problem that the holes 43 were formed during sintering and the sintering density was not improved.
[0007]
On the other hand, when the content (concentration) of the copper 41 is less than 25% by mass, as shown in FIG. 12A, the probability that the tungsten 42 is adjacent to each other increases, so that the sintering of the tungsten 42 is started first. Thereafter, the copper 41 is melted and sintered. For this reason, as shown in FIG. 12B, it is possible to prevent the formation of holes during sintering, and the sintering density is improved. However, since the sintering temperature is increased, tungsten particles grow during sintering, causing a problem that the channeling effect of copper is reduced and the thermal conductivity is reduced.
[0008]
Further, when the sintering temperature is increased in order to increase the sintering density, there is a problem that copper flows out of the system. Furthermore, in the case where the average particle diameter of the tungsten particles of the raw material is reduced and the average particle diameter of the copper particles is reduced, the probability that tungsten is adjacent to each other is reduced, and the probability that copper is adjacent to each other is increased. . For this reason, before the tungsten particles are sintered, the copper first melts, and there is a problem that the sintered density does not increase.
[0009]
Therefore, the present invention has been made to solve the above problems, and is easy to manufacture, has a low thermal expansion coefficient, and has a high heat dissipation property, a high heat dissipation alloy made of a tungsten-copper alloy or a molybdenum-copper alloy. It is another object of the present invention to provide a heat sink using the high heat dissipation alloy, a semiconductor element package using the heat sink, and a method of manufacturing the same.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above object, the high heat dissipation alloy of the present invention is made of a tungsten-copper alloy or a molybdenum-copper alloy containing 25 to 50% by mass of copper, and in which tungsten particles or molybdenum particles are continuously bonded. A skeleton of a three-dimensional network structure is formed, and copper is filled in these skeletons. The average particle diameter of the raw material powder of the tungsten particles or the molybdenum particles is 0.1 μm or more and less than 1.0 μm, and Wherein the average particle size of the raw material powder is at least 5 times the average particle size of the raw material powder of tungsten particles or molybdenum particles and less than 5.0 μm.
[0011]
Here, in the tungsten-copper alloy or the molybdenum-copper alloy, the thermal conductivity increases as the proportion of copper increases, but the thermal expansion coefficient also increases. This is because copper is a metal having excellent thermal conductivity, so that as the proportion of copper increases, the coefficient of thermal expansion increases. Therefore, in order to obtain a tungsten-copper alloy or a molybdenum-copper alloy having a low coefficient of thermal expansion, it is necessary to regulate the proportion of copper. In general, when the coefficient of thermal expansion is 12 ppm / K or less, the coefficient of thermal expansion approximates the coefficient of thermal expansion of ceramic or glass. For this reason, it is considered that the content of copper in the tungsten-copper alloy or the molybdenum-copper alloy is desirably 20% by mass or less based on the mass of the tungsten-copper alloy or the molybdenum-copper alloy.
[0012]
However, in the present invention, since a skeleton of a three-dimensional network structure in which tungsten particles or molybdenum particles are continuously bonded, the coefficient of thermal expansion is increased even when the content of copper is increased to 25 to 50% by mass. Can be maintained at 12 ppm / K or less. Then, a skeleton of a three-dimensional network structure in which tungsten particles or molybdenum particles having an average particle size of less than 1.0 μm are bonded to each other is formed, and this skeleton is at least five times the average particle size of these particles. Copper powder of less than 0 μm is distributed in the molten matrix. As a result, a channeling effect of copper can be exhibited, and a tungsten-copper alloy or a molybdenum-copper alloy having excellent heat conductivity can be obtained.
[0013]
In this case, in order to increase the probability that the tungsten particles or the molybdenum particles are adjacent to each other, it is necessary that the average particle size of the copper particles be at least five times the average particle size of the tungsten particles or the molybdenum particles. However, when the average particle size of the copper particles is 5 μm or more, segregation of tungsten or molybdenum occurs in the copper matrix, the structure becomes nonuniform, and the thermal conductivity decreases. For this reason, the average particle diameter of the copper particles is desirably at least five times the average particle diameter of the tungsten particles or molybdenum particles and less than 5 μm.
[0014]
Note that a skeleton of a three-dimensional network structure in which tungsten particles or molybdenum particles are continuously bonded is formed such that the cross-sectional length of the bonding portion of the tungsten particles or molybdenum particles is 以下 or less of the particle size of these particles. Is desirable. This is because when the cross-sectional length of the bonding portion exceeds half of the particle size of these particles, the flow path of heat transmitted between the tungsten particles or the molybdenum particles is obstructed, and the channeling effect of copper cannot be exhibited. This is because heat resistance is increased as a result, which is not preferable.
[0015]
Further, in the method for producing a high heat dissipation alloy of the present invention, a tungsten fine powder and a copper fine powder having an average particle size larger than this, or a molybdenum fine powder and a copper fine powder having an average particle size larger than this are mixed, A mixing step of forming a mixture in which the surface of copper fine powder is coated with tungsten fine powder or molybdenum fine powder, and heating the mixture at a temperature equal to or lower than the melting point of copper (1083 ° C.) to form tungsten fine powder or molybdenum fine powder. A skeleton forming step (first sintering step) for initiating sintering, and after the skeleton forming step, heating at a temperature not lower than the melting point of copper (1083 ° C.) and not higher than the melting points of tungsten and molybdenum (1300 ° C.) And a sintering step (second sintering step) for melting the sintering.
[0016]
Tungsten (or molybdenum) fine powder and copper fine powder having a larger average particle diameter are mixed to obtain a mixture in which the surface of the copper fine powder is coated with tungsten (or molybdenum) fine powder. When heated at a temperature lower than the melting point of copper (1083 ° C.), sintering of tungsten (or molybdenum) fine powders starts, and skeleton (tungsten (or molybdenum) particles of tungsten (or molybdenum) are continuously bonded. A skeleton of a three-dimensional network structure is formed. Thereafter, when the copper is melted by heating at a temperature equal to or higher than the melting point of copper (1083 ° C.) and equal to or lower than the melting point of tungsten (or molybdenum) (1300 ° C.), the copper moves to the space of the three-dimensional network structure, and the copper moves. Will be filled.
[0017]
As a result, a sintered body having a sintered density of 98.5% or more, which is close to the theoretical density, can be obtained. In this case, in the mixing step, when the tungsten (or molybdenum) fine powder and the copper fine powder having a larger average particle size are mixed without a mechanical alloy, the surface of the copper fine powder becomes tungsten (or molybdenum) fine powder. Is obtained. The term "without mechanical alloy" refers to a state in which tungsten (or molybdenum) fine powder and copper fine powder are independent of each other, and does not reach a state where they are unified or entangled by plastic deformation. .
[0018]
If tungsten (or molybdenum) fine powder and copper fine powder are sufficiently mixed together by plastic deformation or mechanical alloy during this mixing, copper sintering occurs first in the sintering process, and the sintering density does not easily increase. This is undesirable. Further, in the skeleton forming step, it is desirable to adjust the sintering temperature and the sintering time so that the cross-sectional length of the bonding portion of the tungsten particles or molybdenum particles is １／ or less of the particle size of these particles.
[0019]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Next, an embodiment of the high heat dissipation alloy of the present invention, a heat dissipation plate using the high heat dissipation alloy, and a semiconductor device package using the heat dissipation plate will be described with reference to FIGS. FIG. 1 is a cross-sectional view schematically showing a process for obtaining the high heat dissipation alloy of the present invention. FIG. 2 is a diagram showing a temperature rise pattern in the binder removal processing step and the sintering step. FIG. 3 is a diagram showing the relationship between the Cu content (% by mass) and the thermal conductivity of the obtained WCu alloy. FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the Cu content (% by mass) of the WCu alloy and the coefficient of thermal expansion.
[0020]
FIG. 5 is a diagram showing the relationship between the thermal expansion coefficient and the thermal conductivity of the WCu alloy. FIG. 6 is a perspective view showing a state in which a high-frequency transistor is arranged on a heat sink using the obtained WCu alloy to form a semiconductor element package. 7 is a view schematically showing a state in which a cover is attached to the semiconductor element package of FIG. 6 and a heat radiation test is performed. FIG. 7A is a state in which the cover is attached to the semiconductor element package of FIG. 7 is a cross-sectional view taken along the line AA of FIG. 6, and FIG. 7B is a cross-sectional view showing a state in which heat radiation fins are attached to the lower part of the package of FIG. 7A. FIG. 8 is a diagram showing the relationship between the output (W) of the high-frequency transistor and the junction temperature (Tj) between the high-frequency transistor and the ceramic substrate.
[0021]
1. Production of heat sink (high heat dissipation alloy plate)
First, an electrolytic Cu powder 11 having an average particle diameter of 0.5 μm or more and less than 5.0 μm, and a W powder (or Mo powder) 12 having an average particle diameter of 0.1 μm or more and less than 1.0 μm were prepared. Then, the Cu powder 11 is weighed so as to be 25 to 50% by mass, and the W powder (or Mo powder) 12 is weighed so as to be 75 to 50% by mass, and is introduced into a Henschel mixer. did. In this case, it is necessary not to use a mixer with a mechanical alloy such as a ball mill or an attritor that gives plastic deformation to the powder. By such mixing, as shown in FIG. 1A, a mixed powder body 10 in which the surface of Cu powder 11 is coated with W powder (or Mo powder) 12 is formed.
[0022]
Next, the mixed powder body 10 was formed into a predetermined shape (for example, a plate-like body having a width of 15 mm, a length of 35 mm, and a thickness of 2 mm) by a dry compaction method or an injection molding method. . Here, when the dry compaction method was applied, first, a wax liquid in which paraffin wax was dissolved in methyl alcohol was added to the mixed powder body 10 to obtain a slurry. In this case, the content of the paraffin wax was set to 1% by mass with respect to the mass of the mixed powder body 10. Thereafter, the obtained slurry can be formed by granulating into a sphere by a spray drier and then molding by a dry powder press.
[0023]
On the other hand, when the injection molding method is applied, first, a thermoplastic resin and an organic binder are added to the obtained mixed powder body 10 to form a feedstock, and then, pelletized by a pelletizer. Next, the obtained pellets are put into an injection molding machine, and are formed by molding into a predetermined shape. In this case, as the thermoplastic resin, polypropylene (PP), polystyrene (PS), polyethylene (PE), acrylic, POM-based resin, or the like was used. As the organic binder, paraffin wax, carnaupa wax, beeswax, or the like was used, and the mixing ratio was 48 vol% with respect to the volume of the mixed powder 10.
[0024]
Next, after the compact obtained by the above-mentioned dry compaction method or injection molding method is arranged in a binder removing device (not shown), nitrogen gas is flowed into the binder removing device at a flow rate of 1 liter / min. Atmosphere. Then, heating was performed at a rate of 1 ° C./min (0 → t1 in FIG. 2), and the temperature of 500 ° C. was maintained for 2 hours (t1 → t2 in FIG. 2). Thus, the molded body was subjected to a binder removal treatment. By this binder removal treatment, the organic binder such as the paraffin wax described above is volatilized (removed). Then, after cooling to room temperature (t2 → t3 in FIG. 2), it was taken out of the binder removal device.
[0025]
Then, the compact subjected to the binder removal treatment is put into a sintering furnace, and heated at a rate of 5 ° C./min (t3 → t4 in FIG. 2) in a hydrogen stream (1 to 10 L / min), The temperature of 950 ° C., which is lower than the melting point of Cu, was held for 1 hour (t4 → t5 in FIG. 2). Thus, as shown in FIG. 1B, the bonding (sintering) of the W powder particles (or Mo powder particles) 12 is started, and the W powder particles (or Mo powder particles) 12 are continuously formed. As a result, the skeleton 10a having the skeleton of the three-dimensional network structure is formed. In this case, as shown in FIG. 1 (d), the heating temperature is adjusted so that the cross-sectional length y of the bonding portion is 以下 or less of the diameter x of these particles 12 (y ≦ (の) x). It is necessary to adjust the heating time. This is because when the cross-sectional length y of the joint portion exceeds half of the diameter x of the particles 12, the flow path of heat transmitted between the W powder particles (or Mo powder particles) 12 is obstructed, and the Cu channeling occurs. This is because the effect cannot be exhibited, and as a result, the thermal resistance increases, which is not preferable.
[0026]
Thereafter, the temperature was raised at a rate of 5 ° C./min (t5 → t6 in FIG. 2), and heating was performed until the temperature reached the maximum temperature equal to or higher than the melting point of Cu (1083 ° C.) as shown in Table 1 below. After maintaining this maximum temperature for 2 hours (t6 → t7 in FIG. 2), it was cooled to room temperature at a rate of 10 ° C./min (t7 → t8 in FIG. 2). As a result, the Cu powder 11 is melted, and the liquid Cu moves to the voids of the skeleton 10a forming the skeleton of the three-dimensional network structure. As a result, as shown in FIG. 1C, a heat radiating plate made of a sintered body (high heat radiating alloy) 10b having a Cu filling density of 98.5% or more (close to the theoretical density) is formed. Become. As shown in Table 1 below, the optimum maximum sintering temperature needs to be increased as the Cu content decreases and as the particle size of W powder (Mo powder) increases. There is. The average particle size of the Cu powder was set to 5 times the average particle size of the W powder (Mo powder).
[0027]
[Table 1]

[0028]
2. Examination of particle size and content
Here, by using W powder having an average particle diameter of 0.1 μm and Cu powder having an average particle diameter of 0.5 μm, the content of the Cu powder was adjusted to 10, 15, 20, 25, 30, 35, 40, 45, A heat sink using the sintered body (high heat dissipating alloy) 10b was prepared in the same manner as described above, except that the heat sinks were changed to 50% by mass, and these were heat sinks a1, a2, a3, a4, a5, and a6. , A7, a8, and a9.
[0029]
Similarly, using a W powder having an average particle diameter of 0.5 μm and a Cu powder having an average particle diameter of 2.5 μm, the content of the Cu powder is increased to 10, 15, 20, 25, 30, 35, 40, 45, A heat sink using the sintered body (high heat-dissipating alloy) 10b was prepared in the same manner as described above, except that the heat sinks were changed to 50% by mass, and these were radiated by the heat sinks b1, b2, b3, b4, b5, b6. , B7, b8, and b9. Further, using W powder having an average particle diameter of 0.9 μm and Cu powder having an average particle diameter of 4.5 μm, the content of the Cu powder was increased to 10, 15, 20, 25, 30, 35, 40, 45, 50. %, And a radiator plate using the sintered body (high radiating alloy) 10b was prepared in the same manner as described above, and these were radiated plates c1, c2, c3, c4, c5, c6, and c6. c7, c8, and c9.
[0030]
On the other hand, using a W powder having an average particle size of 1.5 μm and a Cu powder having an average particle size of 1.5 μm, the content of the Cu powder was increased to 10, 15, 20, 25, 30, 35, 40, 45, 50. %, And a radiator plate using the sintered body (high heat-radiating alloy) 10b was prepared in the same manner as described above, and these were radiated plates x1, x2, x3, x4, x5, x6. x7, x8, x9. Further, for comparison, infiltration materials in which the Cu content was changed to be 10, 15, and 20% by mass were produced, and these were used as heat radiation plates y1, y2, and y3. In addition, in the infiltration material, the content of Cu was limited to 20% by mass.
[0031]
Next, the thermal conductivity (W / mK) and the thermal expansion coefficient (ppm / K) of each of these heat sinks a1 to a9, b1 to b9, c1 to c9, x1 to x9, and y1 to y3 were measured. In this case, the thermal conductivity (W / mK) was obtained by a laser flash method using a thermal constant measuring device (manufactured by ULVAC-RIKO, Ltd.), and the Cu content (% by mass) was plotted on the horizontal axis, and the thermal conductivity was measured. When (W / mK) is plotted on the vertical axis, curves a (a1 to a9), b (b1 to b9), c (c1 to c9), x (x1 to x9), and y (y1) as shown in FIG. ~ Y3) was obtained.
[0032]
FIG. 4 shows the thermal expansion coefficient (ppm / K) obtained by the differential transformer method, the Cu content (% by mass) plotted on the horizontal axis, and the thermal expansion coefficient (ppm / K) plotted on the vertical axis. Curves a (a1 to a9), b (b1 to b9), c (c1 to c9), x (x1 to x9), and y (y1 to y3) as shown are obtained. Next, from these results, the thermal expansion coefficient (ppm / K) is plotted on the horizontal axis, and the thermal conductivity (W / mK) is plotted on the vertical axis, and the curves a (a1 to a9) as shown in FIG. , B (b1 to b9), c (c1 to c9), x (x1 to x9), and y (y1 to y3).
[0033]
In FIG. 3, it can be seen that the curve y has the lowest thermal conductivity because a uniform Cu matrix is not formed from the infiltration material. When the curve x is compared with the curves a, b, and c, the curves a, b, and c show that the thermal conductivity increases as the Cu content increases, but the curve x shows the Cu content. It has been confirmed that when the temperature exceeds a certain level, the thermal conductivity does not improve so much. Since the average particle size of the W particles is as large as 1.5 μm in the curve x, sintering at a high temperature is required to increase the sintering density. For this reason, the W particles are joined in a solidified state due to the growth of the W particles, and the bonding state as shown in FIG. 1D is not formed. Therefore, the channeling effect of Cu is reduced and the thermal conductivity is reduced. Is considered to have decreased.
[0034]
On the other hand, in the case of curves a, b, and c, the average particle diameter of W particles is as small as less than 1.0 μm, and these very small W particles are bonded to each other to form a bond as shown in FIG. The heat treatment is performed so as to be in a state. As a result, a W skeleton (a skeleton of a three-dimensional network structure of W) is formed, which is independently distributed in the Cu matrix. Therefore, it is considered that the thermal conductivity increased due to the channeling effect of Cu. In this case, in FIG. 3, the curve b is located above the curve c and the curve a is located above the curve b. It can be said that the smaller the number is, the higher the thermal conductivity is.
[0035]
Since it is difficult to produce W particles having an average particle diameter of less than 0.1 μm, it can be said that it is desirable that the average particle diameter of the W particles be 0.1 μm or more and less than 1.0 μm. In this case, the average particle size of the Cu particles needs to be five times or more the average particle size of the W particles. However, if the average particle size of the Cu particles is 5 μm or more, the segregation of W in the Cu matrix will occur. Occurs, resulting in non-uniform tissue and reduced thermal conductivity. For this reason, it can be said that it is desirable that the average particle size of the Cu particles is at least five times the average particle size of the W particles and less than 5 μm. Further, as the content of the Cu particles is increased, the thermal conductivity is improved. However, when the thermal conductivity is 250 W / mK (K = 250 W / mK) or more, the heat radiating plate has a sufficiently good thermal conductivity. Therefore, the content of Cu particles is desirably 25% by mass or more.
[0036]
In FIG. 4, when the curve x is compared with the curves a, b, and c, the curve a is located at the lowermost position, the curves b and c are located thereon, and the curve x is located at the uppermost position. You can see that it is doing. This means that the smaller the average particle size of the W particles (5 times the Cu particles), the lower the coefficient of thermal expansion. This is because, in the curve x, the average particle size of the W particles is as large as 1.5 μm, so that sintering at a high temperature is required, and the W particles grow and grow, and the W particles are joined in a solidified state. ing. Therefore, it is considered that the W skeleton (the skeleton of the three-dimensional network structure of W) was not formed, and the coefficient of thermal expansion increased.
[0037]
On the other hand, in the curves a, b, and c, since the average particle diameter of the W particles is as small as less than 1.0 μm, the minute W particles are combined with each other to form the W skeleton (skeleton of the three-dimensional network structure of W). Is formed. For this reason, it is considered that the skeleton of the three-dimensional network structure of W acts to regulate the thermal expansion, and the thermal expansion coefficient is reduced. From this, it is desirable that the average particle size of the W particles is 0.1 μm or more and less than 1.0 μm, and the average particle size of the Cu particles is 5 times or more and less than 5 μm of the average particle size of the W particles. It can be said. The thermal expansion coefficient increases as the content of Cu particles increases. However, if the thermal expansion coefficient is 12 ppm / K (α = 12 ppm / K) or less, the thermal expansion coefficient approximates the thermal expansion coefficient of glass or ceramic. And the content of Cu particles is desirably 50% by mass or less.
[0038]
In FIG. 5, it can be seen that the curve y is located at the bottom, the curve x is located above it, and the curves a, b, c are located above it. Further, in the curve x, even if the coefficient of thermal expansion increases, the thermal conductivity does not increase accordingly, and it can be seen that the purpose of increasing the amount of added Cu to improve the thermal conductivity cannot be achieved. .
On the other hand, in the curves a, b, and c, it is understood that the thermal conductivity increases as the coefficient of thermal expansion increases, and the object of increasing the thermal conductivity by increasing the amount of Cu added can be achieved.
[0039]
In this case, since the curve a is located at the uppermost position, the curve b is located therebelow, and the curve c is located therebelow, the average particle size of the W particles (Cu particles are five times It can be seen that as the value of () becomes smaller, the object of increasing the amount of added Cu and improving the thermal conductivity can be achieved. From this, it is desirable that the average particle size of the W particles is 0.1 μm or more and less than 1.0 μm, and the average particle size of the Cu particles is 5 times or more and less than 5 μm of the average particle size of the W particles. It can be said. The content of Cu particles is desirably 25% by mass or more at which the thermal conductivity becomes 250 W / mK or more and 50% by mass or less at which the thermal expansion coefficient becomes 12 ppm / K or less.
[0040]
3. Mounting evaluation of high power high frequency transistor
Next, a high-power high-frequency transistor (having an output of 150 W or more) having a large calorific value was mounted on the radiator plate manufactured as described above, and the radiator plate was evaluated for heat radiation. Therefore, as shown in FIGS. 6 and 7, first, a semiconductor element package 21 is prepared using the heat sink 10b manufactured as described above, and the alumina circuit board 22 is mounted on the package 21 with PbSn solder. 27. Next, a high-power high-frequency transistor 23 was provided at a predetermined position on the alumina circuit board 22, and a pair of

leads

24, 24 were connected to both sides of the alumina circuit board 22. Then, a connection portion of the alumina circuit board 22 and a connection portion of the high-power high-frequency transistor 23 were connected by wire bonding 25. After that, the cover 26 was bonded on these to produce the high-frequency transistor module 20.
[0041]
In this case, a high frequency transistor using a W powder having an average particle diameter of 0.9 μm and a Cu powder having an average particle diameter of 4.5 μm, and using a semiconductor element package 21 having a Cu powder content of 25% by mass. The module 20 was used as a sample A, and the high-frequency transistor module 20 using the semiconductor element package 21 having a Cu powder content of 50% by mass was used as a sample B. Similarly, a high-frequency transistor using a W powder having an average particle size of 0.5 μm and a Cu powder having an average particle size of 2.5 μm, and using a semiconductor element package 21 having a Cu powder content of 25% by mass. The module 20 was used as a sample C, and the high-frequency transistor module 20 using the semiconductor element package 21 having a Cu powder content of 50% by mass was used as a sample D.
[0042]
Similarly, a high-frequency transistor using W powder having an average particle diameter of 0.1 μm and Cu powder having an average particle diameter of 0.5 μm, and using a semiconductor element package 21 having a Cu powder content of 25% by mass. The module 20 was used as a sample E, and the high-frequency transistor module 20 using the semiconductor element package 21 having a Cu powder content of 50% by mass was used as a sample F. Similarly, a high-frequency transistor using a W powder having an average particle diameter of 1.5 μm and a Cu powder having an average particle diameter of 1.5 μm, and using a semiconductor element package 21 having a Cu powder content of 25% by mass. The module 20 was used as a sample X, and the high-frequency transistor module 20 using the semiconductor element package 21 having a Cu powder content of 50% by mass was used as a sample Y.
[0043]
Thereafter, these samples A, B, C, D, E, F, X, and Y were arranged on aluminum radiating fins 29 via a heat sheet 28, respectively. Then, after arranging them in a temperature atmosphere having an external temperature (Ta) of 25 ° C., while changing the output of the high-power high-frequency transistor 23 from 100 W to 300 W, the alumina circuit board is compliant with MIL-STD-883C. The temperature (Tj) at the junction between the high-frequency transistor 22 and the high-power high-frequency transistor 23 was determined. As a result, a result as shown in FIG. 8 was obtained. In this type of high-power high-frequency transistor 23, if the use is continued with the junction temperature (Tj) exceeding 150 ° C., the element 23 is broken or the life of the element 23 is significantly reduced. It is desirable to radiate the heat so that the junction temperature (Tj) becomes 130 ° C. or less.
[0044]
As is clear from the results in FIG. 8, even when the content of the Cu powder is 50% by mass as in Sample Y, if the output exceeds 150 W, the junction temperature (Tj) becomes 150 ° C. or higher, The element 23 and the alumina circuit board 22 were damaged by the stress caused by the difference in thermal expansion coefficient between the element 23 and the package 21. On the other hand, in the sample A, even when the content of the Cu powder is 25% by mass (0.9 μmW, 4.5 μmCu), the junction temperature (Tj) is maintained at 130 ° C. or less until the output of the element 23 is 200 W. did it. In Sample B having a Cu powder content of 50% by mass (0.9 μmW, 4.5 μmCu) and Sample C having a Cu powder content of 25% by mass (0.5 μmW, 2.5 μmCu), The junction temperature (Tj) could be maintained at 130 ° C. or lower until the output of No. 23 was 300 W.
[0045]
In Sample D having a Cu powder content of 50% by mass (0.5 μmW, 2.5 μmCu) and Sample E having a Cu powder content of 25% by mass (0.1 μmW, 0.5 μmCu), The junction temperature (Tj) could be maintained at 120 ° C. or lower until the output of No. 23 was 300 W. Furthermore, in the sample F having a Cu powder content of 50% by mass (0.1 μmW, 0.5 μmCu), the junction temperature (Tj) could be maintained at 110 ° C. or lower until the output of the element 23 was 300 W.
[0046]
【The invention's effect】
As described above, in the present invention, since the tungsten particles 12 have a skeleton of a three-dimensional network structure in which the tungsten particles 12 are continuously bonded, even if the content of the copper 11 increases to 25 to 50% by mass, The expansion coefficient can be maintained at 12 ppm / K or less. Then, a skeleton of a three-dimensional network structure in which the tungsten particles 12 having an average particle diameter of less than 1.0 μm are bonded to each other is formed, and this skeleton is at least five times the average particle diameter of these particles and less than 5.0 μm. Copper powder 11 is distributed in the molten matrix. Thereby, the channeling effect of copper can be exerted, and a tungsten-copper alloy having excellent thermal conductivity can be obtained.
[0047]
In the above-described embodiment, the description has been made mainly on the WCu alloy, but the same applies to the MoCu alloy as in the case of the WCu alloy. Further, in the above-described embodiment, an example in which a high-power high-frequency transistor is used as a semiconductor element has been described. However, it is apparent that the present invention can be applied to another semiconductor element such as a semiconductor laser.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a cross-sectional view schematically showing a process for obtaining a high heat dissipation alloy of the present invention.
FIG. 2 is a diagram showing a temperature rise pattern in a binder removal processing step and a sintering step.
FIG. 3 is a diagram showing the relationship between the Cu content (Cu concentration) of a WCu alloy and the thermal conductivity.
FIG. 4 is a diagram showing a relationship between a Cu content (Cu concentration) of a WCu alloy and a thermal expansion coefficient.
FIG. 5 is a diagram showing a relationship between a thermal expansion coefficient and a thermal conductivity of a WCu alloy.
FIG. 6 is a perspective view showing a state in which a high-frequency transistor is disposed on a heat sink using a WCu alloy to form a semiconductor element package.
7 is a view schematically showing a state in which a cover is attached to the semiconductor element package of FIG. 6 and a heat radiation test is performed; FIG. 7A is a view in which the cover is attached to the semiconductor element package of FIG. 6; FIG. 7 is a cross-sectional view taken along the line AA of FIG. 6 in a state, and FIG. 7B is a cross-sectional view illustrating a state in which a radiation fin is mounted on a lower portion of the package of FIG.
FIG. 8 is a diagram showing the relationship between the output (W) of the high-frequency transistor and the temperature (Tj) of the junction between the high-frequency transistor and the ceramic substrate.
FIG. 9 is a cross-sectional view schematically showing a WCu alloy made of a conventional infiltration material.
FIG. 10 is a cross-sectional view schematically showing a WCu alloy formed by a conventional powder method.
FIG. 11 is a cross-sectional view schematically showing a process of manufacturing a WCu alloy by a conventional powder method when the content of copper is large.
FIG. 12 is a cross-sectional view schematically showing a process of manufacturing a WCu alloy by a conventional powder method when the content of copper is small.
[Explanation of symbols]
DESCRIPTION OF SYMBOLS 10 ... Mixed powder body, 10a ... Skeleton, 10b ... Heat sink, 11 ... Copper (Cu) powder, 12 ... Tungsten (W) powder, 20 ... High frequency transistor module, 21 ... Semiconductor element package, 22 ... Alumina circuit board, 23: High power high frequency transistor, 24: Lead, 25: Wire bonding, 26: Cover, 27: Solder, 28: Heat sheet, 29: Aluminum radiating fin

Claims

A tungsten-copper alloy or a molybdenum-copper alloy containing 25 to 50% by mass of copper, which is a high heat dissipation alloy.
A skeleton of a three-dimensional network structure in which tungsten particles or molybdenum particles are continuously bonded is formed, and copper is filled in these skeletons,
The average particle diameter of the raw material powder of the tungsten particles or molybdenum particles is 0.1 μm or more and less than 1.0 μm,
A high heat dissipation alloy, wherein the average particle diameter of the copper raw material powder is at least five times the average particle diameter of the tungsten particle or molybdenum particle raw material powder and less than 5.0 μm.

A skeleton of a three-dimensional network structure in which the tungsten particles or molybdenum particles are continuously bonded such that the cross-sectional length of the bonding portion of the tungsten particles or the molybdenum particles is 以下 or less of the particle size of these particles. The highly heat-dissipating alloy according to claim 1, wherein

A heat sink made of a metal material,
A heat dissipation plate, wherein the metal material is the high heat dissipation alloy according to claim 1 or 2.

A semiconductor device package using a heat sink,
4. The semiconductor device package according to claim 3, wherein the heat sink is a heat sink according to claim 3, wherein a high-frequency transistor having an output of 150 W or more is disposed on the heat sink.

A method for producing a high heat dissipation alloy comprising a tungsten-copper alloy or a molybdenum-copper alloy containing 25 to 50% by mass of copper,
Mix tungsten fine powder and copper fine powder with larger average particle diameter, or molybdenum fine powder and copper fine powder with larger average particle diameter, and coat the surface of copper fine powder with tungsten fine powder or molybdenum fine powder. A mixing step of forming a mixture, and a skeleton forming step of heating the mixture at a temperature equal to or lower than the melting point of copper to start sintering of tungsten fine powders or molybdenum fine powders,
A sintering step of melting the copper by heating at a temperature equal to or higher than the melting point of copper and equal to or lower than the melting points of tungsten and molybdenum after the skeleton forming step.

6. The high heat dissipation alloy according to claim 5, wherein in the mixing step, the tungsten fine powder and the copper fine powder or the molybdenum fine powder and the copper fine powder are mixed so as not to involve a mechanical alloy. Method.

In the skeleton forming step, the sintering temperature and the sintering time are adjusted such that the cross-sectional length of the bonding portion of the tungsten particles or the molybdenum particles is 以下 or less of the particle diameter of these particles. The method for producing a high heat dissipation alloy according to claim 5 or claim 6.

After the mixed powder is filled into a plate-shaped mold and formed into a flat plate by compaction press molding, a method for manufacturing a radiator plate made of a metal material having a step of sintering,
A method for manufacturing a heat radiating plate, wherein the metal material is formed by the method for manufacturing a high heat radiating alloy according to any one of claims 5 to 7.