JP2016127197A - Heat dissipation substrate - Google Patents

Heat dissipation substrate Download PDF

Info

Publication number
JP2016127197A
JP2016127197A JP2015001424A JP2015001424A JP2016127197A JP 2016127197 A JP2016127197 A JP 2016127197A JP 2015001424 A JP2015001424 A JP 2015001424A JP 2015001424 A JP2015001424 A JP 2015001424A JP 2016127197 A JP2016127197 A JP 2016127197A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
layer
metal
layers
heat dissipation
dissipation substrate
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
JP2015001424A
Other languages
Japanese (ja)
Inventor
宇野　智裕
Tomohiro Uno
智裕 宇野
哲哉 小山田
Tetsuya Oyamada
哲哉 小山田
澤野　清志
Kiyoshi Sawano
清志 澤野
栄樹 津島
Eiki Tsushima
栄樹 津島
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Chemical and Materials Co Ltd
Original Assignee
Nippon Steel and Sumikin Materials Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumikin Materials Co Ltd filed Critical Nippon Steel and Sumikin Materials Co Ltd
Priority to JP2015001424A priority Critical patent/JP2016127197A/en
Priority to PCT/JP2015/086314 priority patent/WO2016111206A1/en
Priority to TW104144742A priority patent/TW201637153A/en
Publication of JP2016127197A publication Critical patent/JP2016127197A/en
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L23/00—Details of semiconductor or other solid state devices
    • H01L23/34—Arrangements for cooling, heating, ventilating or temperature compensation ; Temperature sensing arrangements
    • H01L23/36—Selection of materials, or shaping, to facilitate cooling or heating, e.g. heatsinks
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L2924/00—Indexing scheme for arrangements or methods for connecting or disconnecting semiconductor or solid-state bodies as covered by H01L24/00
    • H01L2924/0001—Technical content checked by a classifier
    • H01L2924/0002—Not covered by any one of groups H01L24/00, H01L24/00 and H01L2224/00

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Cooling Or The Like Of Semiconductors Or Solid State Devices (AREA)
  • Laminated Bodies (AREA)

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a heat dissipation substrate which enables the further increase in long-term reliability.SOLUTION: A heat dissipation substrate 10 is arranged by laminating Cu layers 12A, 12B and metal A layers 14 each made of a metal A so that the Cu layers alternate with the metal A layers. The number of the Cu layers 12A, 12B and the metal A layers 14 thus laminated is 5-9 in total. In the heat dissipation substrate, an alloy layer is formed between each Cu layer 12A or 12B and the corresponding metal A layer 14, which includes the Cu or the metal A by 1-10 at%. The alloy layer is 30-400 nm in total thickness.SELECTED DRAWING: Figure 1

Description

本発明は、放熱基板に関し、特にパワーモジュールに適用される放熱基板に関する。   The present invention relates to a heat dissipation board, and more particularly to a heat dissipation board applied to a power module.

電気自動車、ハイブリッド自動車や風力発電では、電力制御用の部品としてパワーモジュールが用いられる。パワーモジュールは、セラミックスで形成された絶縁基板と、金属で形成された放熱基板が接合されていると共に、接合材を介して半導体デバイス、特に、大電力で動作するLSI、IC、パワートランジスタ等がろう付けされる。大電力で動作する半導体デバイスは、使用時において熱を発生する。   In electric vehicles, hybrid vehicles and wind power generation, power modules are used as power control components. In power modules, an insulating substrate made of ceramics and a heat dissipation substrate made of metal are joined together, and semiconductor devices, especially LSIs, ICs, power transistors, etc. that operate at high power are connected via a joining material. It is brazed. Semiconductor devices that operate with high power generate heat during use.

放熱基板は、これらの半導体デバイスから発生する熱を効率よく拡散・放熱することが要求される。ところが、パワーモジュールは、上記の通り、異種材料からなる接合体であるため、製造時だけでなく、使用時における温度変化によって内部応力が発生する。この内部応力によって、放熱基板が変形してしまうという問題がある。そのため、放熱基板は、高い機械的強度と高い熱伝導率とを備えることが望まれる。   The heat dissipation substrate is required to efficiently diffuse and dissipate heat generated from these semiconductor devices. However, since the power module is a joined body made of different materials as described above, an internal stress is generated not only at the time of manufacture but also by temperature change at the time of use. There is a problem that the heat dissipation substrate is deformed by the internal stress. Therefore, it is desired that the heat dissipation substrate has high mechanical strength and high thermal conductivity.

これに対して、例えば特許文献１には、３層構造からなる放熱基板としてCu層、Mo層、Cu層を順に積層したクラッド材が開示されている。この３層構造のクラッド材におけるMoの体積比を20％から99.6％の範囲で変化させることにより、熱伝導率と熱膨張係数を制御し、Mo単体よりも高い熱伝導率と、Cu単体よりも小さい熱膨張係数とを得ている。   On the other hand, for example, Patent Document 1 discloses a clad material in which a Cu layer, a Mo layer, and a Cu layer are sequentially laminated as a heat dissipation substrate having a three-layer structure. By changing the volume ratio of Mo in this three-layer clad material in the range of 20% to 99.6%, the thermal conductivity and thermal expansion coefficient are controlled, higher thermal conductivity than Mo alone, and higher than Cu alone. Also obtained with a small thermal expansion coefficient.

また、特許文献２にはCu層、Mo層、Cu層を順に積層した３層構造のクラッド材の熱膨張係数とCuの体積比の関係が開示されている。この構造のクラッド材においては、Mo層が１層の場合には、例えば熱膨張係数を12×10-6/K以下とするためには、熱伝導率が低いMoの使用量を全体の質量の20％以上としなければならない。そのため、このクラッド材の厚さ方向における熱伝導率は、230W/(m・K)程度にとどまる。 Patent Document 2 discloses a relationship between a thermal expansion coefficient of a clad material having a three-layer structure in which a Cu layer, a Mo layer, and a Cu layer are sequentially laminated and a volume ratio of Cu. In the clad material having this structure, when the Mo layer is one layer, for example, in order to make the thermal expansion coefficient 12 × 10 −6 / K or less, the amount of Mo having low thermal conductivity is reduced to the total mass. Must be 20% or more. Therefore, the thermal conductivity in the thickness direction of this clad material is only about 230 W / (m · K).

さらに特許文献３には、Cu層と、Mo層とが交互に５層以上積層されたクラッド材が開示されている。この場合、５層以上積層することにより、熱膨張係数がより小さく、かつ熱伝導率がより高いクラッド材を得ることができる。   Further, Patent Document 3 discloses a clad material in which five or more Cu layers and Mo layers are alternately laminated. In this case, by laminating five or more layers, a clad material having a smaller thermal expansion coefficient and a higher thermal conductivity can be obtained.

特開平２−１０２５５１号公報Japanese Patent Laid-Open No. 2-102551 特開平６−２６８１１５号公報JP-A-6-268115 特開２００７−１１５７３１号公報JP 2007-115731 A

しかしながら、パワーモジュールに対する大電力化への要求にこたえられる、より信頼性の高い放熱基板が求められている。特に、積層された層間の境界における長期信頼性が注目されている。熱膨張率の異なるSi、SiCなどの半導体とセラミック基板上の銅電極を放熱基板により接合するため、熱サイクル試験時に熱応力が加わり、放熱基板の層間にクラックやボイドなどの欠陥が発生することが問題となる。これら欠陥発生により接合強度の低下及び熱伝導の低下による不良が問題となる。   However, there is a need for a more reliable heat dissipation board that can meet the demand for higher power for the power module. In particular, the long-term reliability at the boundary between the stacked layers is attracting attention. Because semiconductors such as Si and SiC with different coefficients of thermal expansion and copper electrodes on a ceramic substrate are joined by a heat dissipation substrate, thermal stress is applied during a thermal cycle test, and defects such as cracks and voids occur between layers of the heat dissipation substrate. Is a problem. Due to the occurrence of these defects, defects due to a decrease in bonding strength and a decrease in heat conduction become problems.

そこで本発明は、より長期信頼性を向上することができる放熱基板を提供することを目的とする。   Then, an object of this invention is to provide the thermal radiation board which can improve long-term reliability.

本発明に係る放熱基板は、Cu層と、金属Aからなる金属A層とが、交互に積層された放熱基板において、前記Cu層と前記金属A層とが合計５〜９層積層され、前記Cu層と前記金属A層の層間に、前記Cu及び前記金属Aからなる合金層が形成されており、前記合金層は、前記Cu又は前記金属Aを1〜10at%含有し、厚さの総計が30〜400nmであることを特徴とする。   The heat dissipation substrate according to the present invention is a heat dissipation substrate in which a Cu layer and a metal A layer made of metal A are alternately stacked, and the Cu layer and the metal A layer are stacked in total of 5 to 9 layers, An alloy layer made of the Cu and the metal A is formed between the Cu layer and the metal A layer, and the alloy layer contains the Cu or the metal A in an amount of 1 to 10 at%, and the total thickness Is 30 to 400 nm.

本発明によれば、合金層の厚さの総計が30nm〜400nmの範囲であることにより、層間における密着性が向上するので、熱サイクル試験などの温度昇降にともなうCuと金属Aの熱膨張差に起因するせん断応力に耐えることができ、層間でのボイドやクラックなどの発生を抑え、長期信頼性を向上することができる。   According to the present invention, since the total thickness of the alloy layer is in the range of 30 nm to 400 nm, the adhesion between the layers is improved, so that the thermal expansion difference between Cu and metal A accompanying the temperature rise and fall such as the thermal cycle test It can withstand the shear stress caused by, and can suppress the generation of voids and cracks between layers and improve long-term reliability.

本実施形態に係る放熱基板の構成を示す縦断面図である。It is a longitudinal cross-sectional view which shows the structure of the thermal radiation board which concerns on this embodiment. 図２Ａは実施例に係る放熱基板の界面近傍における濃度分布を示すグラフであり、図２Ｂは図２Ａの濃度0〜10at%の部分を拡大したグラフである。FIG. 2A is a graph showing the concentration distribution in the vicinity of the interface of the heat dissipation board according to the example, and FIG. 2B is an enlarged graph of a portion of FIG.

以下、図面を参照して本発明の実施形態について詳細に説明する。   Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the drawings.

１．実施形態
（１）全体構成
図１に示すように、本実施形態に係る放熱基板１０は、Cu層１２Ａ，１２Ｂと、金属Aからなる金属A層とが、交互に５〜９層積層されている。本図の場合、Cu層１２Ａ，１２Ｂと金属A層１４とは、合計５層積層されている。金属A層１４は、Mo又はWを用いることができる。 1. Embodiment (1) Overall Configuration As shown in FIG. 1, in the heat dissipation substrate 10 according to this embodiment, Cu layers 12A and 12B and metal A layers made of metal A are alternately laminated in 5 to 9 layers. Yes. In the case of this figure, the Cu layers 12A and 12B and the metal A layer 14 are laminated in a total of five layers. The metal A layer 14 can use Mo or W.

Cu層１２Ａ，１２Ｂと金属A層１４の間（以下、「層間」ともいう。）には、Cu及び金属Aからなる合金層が形成されている。合金層は、Cu又は金属Aを1〜10at%含有する領域をいう。ここで、合金層の濃度範囲を1〜10at%とした理由は、この濃度範囲であれば合金として強度が高く、Cu層１２Ａ，１２Ｂと金属A層１４の密着性を向上する効果が期待されるためである。   An alloy layer made of Cu and metal A is formed between the Cu layers 12A and 12B and the metal A layer 14 (hereinafter also referred to as “interlayer”). The alloy layer refers to a region containing 1 to 10 at% of Cu or metal A. Here, the reason why the concentration range of the alloy layer is 1 to 10 at% is that if the concentration range is within this range, the strength of the alloy is high, and the effect of improving the adhesion between the Cu layers 12A and 12B and the metal A layer 14 is expected. Because.

層間の中央であるCu及び金属Aの濃度がそれぞれ50at%の位置を、接合界面と呼ぶ。合金層と、Cu層１２Ａ，１２Ｂ又は金属A層１４との境界は、濃度変化が1at%未満になる位置とする。すなわち、接合界面からCu層１２Ａ，１２Ｂへ向かって金属Aの濃度が減少していき、金属Aの濃度が初めて1at%未満となった位置を合金層とCu層１２Ａ，１２Ｂとの境界とする。同様に、接合界面から金属A層１４へ向かってCuの濃度が減少していき、Cuの濃度が初めて1at%未満となった位置を合金層と金属A層１４との境界とする。濃度変化が初めて1at%未満となった位置よりCu層１２Ａ，１２Ｂ側又は金属A層１４側において濃度変化が再び1at%以上となったとしても、前記位置を、合金層とCu層１２Ａ，１２Ｂ又は金属A層１４との境界とし、変更しないこととする。   The position where the concentration of Cu and metal A at the center between the layers is 50 at% is called a bonding interface. The boundary between the alloy layer and the Cu layers 12A, 12B or the metal A layer 14 is a position where the concentration change is less than 1 at%. That is, the concentration of the metal A decreases from the bonding interface toward the Cu layers 12A and 12B, and the position where the concentration of the metal A becomes less than 1 at% for the first time is defined as the boundary between the alloy layer and the Cu layers 12A and 12B. . Similarly, the Cu concentration decreases from the bonding interface toward the metal A layer 14, and the position where the Cu concentration is less than 1 at% for the first time is defined as the boundary between the alloy layer and the metal A layer 14. Even if the concentration change again becomes 1 at% or more on the Cu layer 12A, 12B side or the metal A layer 14 side from the position where the concentration change is less than 1 at% for the first time, the position is changed between the alloy layer and the Cu layers 12A, 12B. Alternatively, the boundary with the metal A layer 14 is not changed.

合金層は、低濃度で薄いため、組成分析には縦断面の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：Transmission Electron Microscope）装置によるエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ：Energy dispersive X-ray spectrometry）を行うことが望ましい。この手法は数nmレベルの微細領域で数at％の低濃度の組成分析に優れている。   Since the alloy layer is thin at a low concentration, energy dispersive X-ray spectrometry (EDS) using a transmission electron microscope (TEM) device with a longitudinal section can be performed for composition analysis. desirable. This method is excellent for composition analysis at a low concentration of several at% in a fine region of several nm level.

実際にはＴＥＭ装置に付属のＥＤＳ装置を用いて、接合界面を挟んでCu層１２Ａ，１２Ｂ及び金属A層１４の厚さ方向に点分析を行う。分析範囲は接合界面を挟んでCu層１２Ａ，１２Ｂ及び金属A層１４の厚さ方向に、500〜1000nm程度の範囲で行う。点分析は、接合界面からCu層１２Ａ，１２Ｂ及び金属A層１４の厚さ方向に0〜30nmの狭い範囲では濃度が急激に変化するため２nm間隔で詳細に分析を行い、30nm超の領域では濃度変化も小さいため10nm間隔で行う。   Actually, using an EDS apparatus attached to the TEM apparatus, point analysis is performed in the thickness direction of the Cu layers 12A and 12B and the metal A layer 14 with the bonding interface interposed therebetween. The analysis range is performed in the range of about 500 to 1000 nm in the thickness direction of the Cu layers 12A and 12B and the metal A layer 14 with the bonding interface interposed therebetween. In the point analysis, the concentration changes rapidly in the narrow range of 0 to 30 nm in the thickness direction of the Cu layers 12A and 12B and the metal A layer 14 from the bonding interface. Since the change in density is small, it is performed at 10 nm intervals.

１試料あたりの測定数は３点以上であることが望ましい。測定数が３ヶ所以上であれば再現性を確認できる。本実施形態場合、４ヶ所の層間のうち、２ヶ所以上の異なる層間で測定することが望ましい。   It is desirable that the number of measurements per sample is 3 or more. If the number of measurements is 3 or more, reproducibility can be confirmed. In this embodiment, it is desirable to measure between two or more different layers among the four layers.

本実施形態の場合、前記合金層は、厚さの総計が30〜400nmである。ここで「合金層の厚さの総計」とは、放熱基板１０における複数の層間のうちのひとつにおいて、接合界面を挟んで両側に形成される合金層の合計をいう。Cu層１２Ａ，１２Ｂ及び金属A層１４の間に形成されたCu及び金属Aを含有する合金層であって、Cu及び金属Aそれぞれを1〜10at%の濃度範囲で含有する合金層の厚さの総計が30〜400nmの範囲であることにより、層間における密着性が向上する。これにより、熱サイクル試験などの温度昇降にともないCuと金属Aの熱膨張差に起因するせん断応力に耐えることができ、層間でのボイドやクラックなどの発生を抑え、長期信頼性を向上することができる。層間におけるボイドやクラックは、接合強度を低下させる原因となり、長期信頼性を低下させる問題がある。合金層の厚さが30nm未満であると、ボイドやクラックなどの発生を抑える効果が減少してしまう。合金層の厚さが400nmを超えると、合金層の熱抵抗が大きいため熱伝導が低下し、さらに層間で合金層が形成される時にカーケンダル作用などによるボイド（以下、カーケンダルボイドともいう）が発生するなどの問題が生じる。ここで、カーケンダル作用とは、２つの種類の異なる金属を密着させて加熱した場合、その界面が移動する現象をいう。   In the case of this embodiment, the alloy layer has a total thickness of 30 to 400 nm. Here, the “total thickness of alloy layers” refers to the total of alloy layers formed on both sides of the joining interface in one of the plurality of layers in the heat dissipation substrate 10. The thickness of the alloy layer containing Cu and metal A formed between the Cu layers 12A and 12B and the metal A layer 14, each containing Cu and metal A in a concentration range of 1 to 10 at%. When the total is in the range of 30 to 400 nm, the adhesion between the layers is improved. This can withstand the shear stress caused by the difference in thermal expansion between Cu and metal A as the temperature rises and falls during thermal cycling tests, etc., suppresses the occurrence of voids and cracks between layers, and improves long-term reliability. Can do. Voids and cracks between the layers cause a decrease in bonding strength, and there is a problem of reducing long-term reliability. If the thickness of the alloy layer is less than 30 nm, the effect of suppressing the occurrence of voids and cracks will be reduced. If the thickness of the alloy layer exceeds 400 nm, the thermal resistance of the alloy layer is large, resulting in a decrease in heat conduction. Furthermore, when an alloy layer is formed between the layers, voids due to Kirkendall's action (hereinafter also referred to as Kirkendall voids) Problems occur. Here, the Kirkendal action refers to a phenomenon in which the interface moves when two types of different metals are brought into close contact with each other and heated.

前記合金層は、層間の80％以上の領域に形成されているのが好ましい。80%の領域に合金層が形成されることにより、Cu層１２Ａ，１２Ｂ及び金属A層１４の密着性をより向上することができる。   The alloy layer is preferably formed in a region of 80% or more between the layers. By forming the alloy layer in the region of 80%, the adhesion between the Cu layers 12A and 12B and the metal A layer 14 can be further improved.

前記合金層のうち、前記Cu及び前記金属Aの濃度がそれぞれ1〜3at%である低濃度層の厚さは20〜300nmであるのが好ましい。低濃度層の厚さが20〜300nmの範囲であることにより、せん断応力が層間に長時間又は多頻度に加わる場合でもボイド、クラックの発生を抑えることで、熱サイクル環境における長期信頼性が向上する。この低濃度層による効果については、温度差が大きくなるときよりも、同等の温度差が長時間繰り返すときに高い効果が得られることが確認された。低濃度層は残留応力を緩和する役割を果たしていると考えられる。低濃度層よりも高濃度である3〜10％の合金濃度の高濃度層は接着性を高める効果はあるが、この高濃度層は狭い領域に濃度勾配が大きく、この高濃度層だけでは、熱サイクル環境における長期信頼性を向上させることは困難である。また高濃度層を広い領域に形成するには、高温熱処理が長時間必要となり生産性が低下するなどの問題が生じる。   Among the alloy layers, the thickness of the low concentration layer in which the concentrations of Cu and metal A are 1 to 3 at% are preferably 20 to 300 nm. The low-density layer thickness is in the range of 20 to 300 nm, which improves long-term reliability in a thermal cycle environment by suppressing the occurrence of voids and cracks even when shear stress is applied between layers for a long time or frequently. To do. Regarding the effect of this low concentration layer, it was confirmed that a higher effect can be obtained when the same temperature difference is repeated for a longer time than when the temperature difference is increased. It is considered that the low concentration layer plays a role of relieving residual stress. The high concentration layer with an alloy concentration of 3 to 10%, which is higher than the low concentration layer, has the effect of improving the adhesion, but this high concentration layer has a large concentration gradient in a narrow region, and with this high concentration layer alone, It is difficult to improve long-term reliability in a thermal cycle environment. In addition, in order to form a high concentration layer in a wide region, a high temperature heat treatment is required for a long time, resulting in problems such as reduced productivity.

前記Cu層のCuの結晶粒径は、前記金属A層の金属Aの結晶粒径の30倍以上であるのが好ましい。Cu層１２Ａ，１２Ｂ内の平均的な結晶粒径と金属A層１４内の平均的な結晶粒径の比が30以上であることにより、温度差のより大きい熱サイクル試験での長期信頼性を向上することができる。ここで「平均的な結晶粒径」とは、Cu層の場合、板面方向でのCu層の断面において一定領域における結晶粒数を求めて、円形近似により平均粒径を算出した値とする。観察には、Cu層を化学的エッチングした後に光学顕微鏡又は走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Scanning Electron Microscope）を用いた。一方、金属A層の場合、板面方向での金属A層の断面において電子線後方散乱回折法(ＥＢＳＤ：Electron Backscatter Diffraction)で観察し、解析ソフトにより平均粒径を算出した値とする。同様にCu層の場合でもＥＢＳＤ観察により平均粒径を算出しても構わないが、結晶粒径が大きいため、大面積での平均情報を得るのに適している上記の結晶粒数により、平均粒径を算出するのが好ましい。   The Cu crystal grain size of the Cu layer is preferably 30 times or more the crystal grain size of the metal A of the metal A layer. The ratio of the average crystal grain size in the Cu layers 12A and 12B to the average crystal grain size in the metal A layer 14 is 30 or more, so that long-term reliability in a thermal cycle test with a larger temperature difference is achieved. Can be improved. Here, in the case of a Cu layer, the “average crystal grain size” is a value obtained by calculating the average grain size by circular approximation by obtaining the number of crystal grains in a certain region in the cross section of the Cu layer in the plate surface direction. . For observation, an optical microscope or a scanning electron microscope (SEM) was used after the Cu layer was chemically etched. On the other hand, in the case of the metal A layer, the cross section of the metal A layer in the plate surface direction is observed by electron backscatter diffraction (EBSD), and the average particle diameter is calculated by analysis software. Similarly, even in the case of the Cu layer, the average grain size may be calculated by EBSD observation. However, since the crystal grain size is large, the average grain size is suitable for obtaining average information in a large area. It is preferable to calculate the particle size.

Cu層１２Ａ，１２Ｂ内の結晶粒径を大きくすることで熱歪みを減少させて、金属A層１４内の結晶粒径を小さくすることで熱膨張を低減することができるため、層間におけるボイドやクラックなどの発生を抑える効果が高められると考えられる。結晶粒径の比が30未満であると、得られる上記効果は小さい。結晶粒径の比は、上限が2000以下であれば量産性を損なうことなく、バラツキを抑制することが可能である。   Since thermal distortion can be reduced by increasing the crystal grain size in the Cu layers 12A and 12B, and thermal expansion can be reduced by reducing the crystal grain size in the metal A layer 14, It is thought that the effect of suppressing the occurrence of cracks and the like is enhanced. When the crystal grain size ratio is less than 30, the obtained effect is small. If the upper limit of the ratio of crystal grain sizes is 2000 or less, it is possible to suppress variations without impairing mass productivity.

５層又は９層構造の場合、放熱基板１０の表面に配置された前記Cu層１２Ｂの厚さH1と、放熱基板１０の中央に配置された前記Cu層１２Ａの厚さH2との比（H1/H2）が、1.3〜5であるのが好ましい。表面のCu層１２Ｂは、内部のCu層１２Ａよりも厚くすることで、接合相手であるアルミナ基板（図示しない）上に形成されているCu厚膜（膜厚５μｍ程度）と熱歪みが同程度になる。これにより放熱基板１０は、熱サイクル試験で問題となる不良形態として、アルミナ基板の表面に形成されているCu厚膜との界面近傍からアルミナ基板上にクラックが発生するのを抑制することができる。 In the case of the 5-layer or 9-layer structure, the ratio between the thickness H 1 of the Cu layer 12B disposed on the surface of the heat dissipation substrate 10 and the thickness H 2 of the Cu layer 12A disposed at the center of the heat dissipation substrate 10 (H 1 / H 2 ) is preferably 1.3 to 5. The Cu layer 12B on the surface is thicker than the internal Cu layer 12A, so that the thermal strain is about the same as that of a Cu thick film (about 5 μm thick) formed on an alumina substrate (not shown) that is a bonding partner. become. As a result, the heat dissipation substrate 10 can suppress the occurrence of cracks on the alumina substrate from the vicinity of the interface with the Cu thick film formed on the surface of the alumina substrate as a defective form which becomes a problem in the thermal cycle test. .

表面のCu層１２Ｂは、内部のCu層１２Ａよりも厚いと、表面のCu層１２Ｂの下部にある熱膨張係数が小さい金属A層１４の作用によって冷却時の表面のCu層１２Ｂの熱歪みがCu厚膜の熱歪みと同程度になり、Cu厚膜に生じる熱歪みを緩和してアルミナ基板に加わる応力を低減できると考えられる。   If the surface Cu layer 12B is thicker than the internal Cu layer 12A, the thermal strain of the surface Cu layer 12B during cooling is caused by the action of the metal A layer 14 having a small thermal expansion coefficient located below the surface Cu layer 12B. It is considered to be similar to the thermal strain of the Cu thick film, and the stress applied to the alumina substrate can be reduced by relaxing the thermal strain generated in the Cu thick film.

これに対して、表面のCu層１２Ｂが内部のCu層１２Ａよりも薄いと、金属A層１４の作用によって冷却時の表面のCu層１２Ｂの熱歪みがCu厚膜に比べ小さくなるため、Cu厚膜を介してアルミナ基板に引張り応力が作用すると考えられる。アルミナ基板は引張り応力には強くないため、Cu厚膜との界面近傍からアルミナ基板上にクラックが発生する。本実施形態の場合、表面のCu層１２Ｂを厚くすることで、金属A層１４がアルミナ基板に及ぼす引張り応力を、低減することができる。表面のCu層１２Ｂと内部のCu層１２Ａの厚さの比（H1/H2）が、1.3未満であると上記のクラックを抑制する効果が小さく、5を超えると放熱基板１０の反りが大きくなってしまう。 On the other hand, when the surface Cu layer 12B is thinner than the internal Cu layer 12A, the thermal strain of the surface Cu layer 12B during cooling is smaller than that of the Cu thick film due to the action of the metal A layer 14. It is considered that tensile stress acts on the alumina substrate through the thick film. Since the alumina substrate is not resistant to tensile stress, cracks are generated on the alumina substrate from the vicinity of the interface with the Cu thick film. In the case of this embodiment, the tensile stress exerted on the alumina substrate by the metal A layer 14 can be reduced by increasing the thickness of the surface Cu layer 12B. If the ratio (H 1 / H 2 ) of the thickness of the Cu layer 12B on the surface to the Cu layer 12A on the inside is less than 1.3, the effect of suppressing the above cracks is small, and if it exceeds 5, the heat dissipation substrate 10 warps. It gets bigger.

積層された前記Cu層１２Ａ，１２Ｂと前記金属A層１４の厚さの総計は0.5〜2mmであるのが好ましい。厚さの総計が上記範囲であれば、熱伝導、熱膨張を全体的に制御して、実用上の熱サイクル環境又はＴＣＴ（Temperature Cycle Testing）試験などで安定して性能を発揮できる。   The total thickness of the laminated Cu layers 12A and 12B and the metal A layer 14 is preferably 0.5 to 2 mm. If the total thickness is in the above range, the heat conduction and thermal expansion can be controlled as a whole, and the performance can be stably exhibited in a practical thermal cycle environment or a TCT (Temperature Cycle Testing) test.

（２）製造方法
本実施形態に係る合金層を層間に形成する手法として、Cu板と金属A板を交互に重ねてホットプレス加工を施すときの、温度履歴、圧力履歴などを制御して、層間に拡散層を形成する手法は量産性が高く、工業的にも簡便である。また他の手法として、接合前に金属A層１４側にCuの薄めっきを施してから熱処理を施して、事前にCuと金属Aの合金層の一部を形成しておくことも可能である。 (2) Manufacturing method As a method of forming the alloy layer according to the present embodiment between the layers, controlling the temperature history, pressure history, etc. when performing hot press processing by alternately stacking Cu plates and metal A plates, The method of forming a diffusion layer between the layers has high mass productivity and is industrially simple. As another method, a part of the alloy layer of Cu and metal A can be formed in advance by performing a heat treatment after thinly plating Cu on the metal A layer 14 side before joining. .

層間に、Cu及び金属Aを1〜10at%の濃度範囲で含有し、厚さの総計が30nm〜400nmの範囲となる合金層を形成するには、温度履歴と圧力履歴の２条件を適正化することが必要である。加工条件の一つとして、試料をセットした状態での温度履歴を、昇温速度を低温域では速く、高温域では遅くすることが望ましい。例えば500℃前後を境に２段階で制御することが有効である。具体的には、500℃までの第１昇温速度を30〜80℃/minとし、500℃以上で最終加熱温度までの第２昇温速度を20〜80℃/minとすることで、所望する合金層を形成することができる。ここでの最終加熱温度は850〜1050℃の温度範囲であり、その温度域で20〜50分保持する。   In order to form an alloy layer that contains Cu and metal A in the concentration range of 1 to 10 at% and the total thickness is in the range of 30 nm to 400 nm, the two conditions of temperature history and pressure history are optimized. It is necessary to. As one of the processing conditions, it is desirable that the temperature history with the sample set is set so that the rate of temperature rise is high in the low temperature range and slow in the high temperature range. For example, it is effective to control in two stages around 500 ° C. Specifically, the first temperature increase rate up to 500 ° C. is set to 30 to 80 ° C./min, and the second temperature increase rate up to the final heating temperature at 500 ° C. or higher is set to 20 to 80 ° C./min. An alloy layer can be formed. The final heating temperature here is in the temperature range of 850 to 1050 ° C., and the temperature is maintained for 20 to 50 minutes.

ここで昇温速度を変える変化温度は、400〜600℃の範囲が好ましい。400〜600℃の温度範囲はCuの再結晶温度に近く、再結晶が進行することで軟質化が進むため、加圧時の界面での変形及び拡散などが促進されるためである。また上記の２段階制御の他に、３段階にすることも有用であるが、量産管理は煩雑になる。   Here, the changing temperature for changing the heating rate is preferably in the range of 400 to 600 ° C. This is because the temperature range of 400 to 600 ° C. is close to the recrystallization temperature of Cu, and softening proceeds as recrystallization progresses, so that deformation and diffusion at the interface during pressurization are promoted. In addition to the above-described two-stage control, it is useful to use three stages, but mass production management becomes complicated.

ここで500℃までの第１昇温速度が、遅すぎると合金層が粒状に形成されることがあり品質上は問題となる。また第１昇温速度が速すぎるとCuと金属Aの拡散速度の違いに関連するカーケンダルボイドが生じることが懸念される。500℃以上の第２昇温速度が遅すぎると、合金層の厚さが不均一になる。また第２昇温速度が速すぎると炉内で温度ばらつきが生じて合金層の濃度分布が場所によりばらつく原因となる。上記の温度条件の限りではなく、こうした課題を認識して温度履歴を適性化することにより、所望する適正な合金層を工業的に形成できる。   Here, if the first temperature rising rate up to 500 ° C. is too slow, the alloy layer may be formed in a granular shape, which causes a problem in quality. Moreover, if the first temperature rising rate is too high, there is a concern that Kirkendall voids related to the difference in the diffusion rate of Cu and metal A will occur. If the second temperature rising rate of 500 ° C. or higher is too slow, the thickness of the alloy layer becomes non-uniform. On the other hand, if the second heating rate is too high, temperature variation occurs in the furnace, which causes the concentration distribution of the alloy layer to vary depending on the location. It is not limited to the above temperature conditions, and by recognizing such problems and optimizing the temperature history, a desired appropriate alloy layer can be industrially formed.

なお、第２昇温速度は、第１昇温速度に比べ、10℃/min以上遅くするのが好ましい。第２昇温速度と第１昇温速度の差が10℃/min未満であると、低濃度の合金層の成長及びその厚さの制御が難しくなることが懸念される。   In addition, it is preferable that a 2nd temperature increase rate is 10 degrees C / min or more slower than a 1st temperature increase rate. If the difference between the second temperature rising rate and the first temperature rising rate is less than 10 ° C./min, there is a concern that it is difficult to control the growth of the low concentration alloy layer and the thickness thereof.

上記の温度履歴に連動して圧力履歴を調整して、加圧圧力を低温域では高く、高温域では低くすることが望ましい。例えば500℃前後を境に２段階で制御することが有効である。低温域では金属接合を得るために加圧時の界面変形を促進させて、高温域ではCuの軟質化により界面変形が過剰に進行して、合金層が不連続になることを抑える効果があると考えられる。低温域の加圧圧力は高温域の加圧圧力よりも1.2〜2倍の範囲であることが望ましい。具体的には、500℃までの加圧圧力を36〜260kgf/cm2の範囲とし、500℃以上での加圧圧力を30〜130kgf/cm2の範囲とすることで所望する合金層の形成が比較的容易となる。ここで、加圧圧力が下限値未満であれば金属接合が不十分となり合金層が不連続となる。加圧圧力は、低温域で上限値を超えると脆い性質の金属A層１４にクラックなどが発生して合金層を安定的に形成することが困難になり、高温域で上限値を超えるとCu層１２Ａ，１２Ｂの厚さが不均一になることなどが問題となる。 It is desirable to adjust the pressure history in conjunction with the above temperature history so that the pressurizing pressure is high in the low temperature range and low in the high temperature range. For example, it is effective to control in two stages around 500 ° C. Promotes interfacial deformation during pressurization to obtain metal bonding at low temperatures, and suppresses discontinuity of alloy layers due to excessive interface deformation due to softening of Cu at high temperatures it is conceivable that. The pressurizing pressure in the low temperature range is desirably 1.2 to 2 times the pressurizing pressure in the high temperature range. Specifically, forming a desired alloy layer by setting the pressure up to 500 ° C. within a range of 36 to 260 kgf / cm 2 and the pressure under 500 ° C. within a range of 30 to 130 kgf / cm 2 Is relatively easy. Here, if the pressurizing pressure is less than the lower limit value, metal bonding becomes insufficient and the alloy layer becomes discontinuous. When the pressing pressure exceeds the upper limit in the low temperature range, cracks and the like occur in the brittle metal A layer 14 and it becomes difficult to stably form the alloy layer. There is a problem that the thickness of the layers 12A and 12B is not uniform.

また、上記温度履歴及び加圧履歴により、層間の80%に合金層を形成することができる。一方で低濃度層の厚さを安定化させ、合金層内でのボイド、亀裂などを減少させるためには、冷却時の温度変化、加圧圧力を段階的に適性化することが効果的である。冷却速度を高温域では遅く、低温域では速くすることが望ましい。さらに加圧圧力は段階的に下げていくことが望ましい。これにより、高温域で冷却速度を遅くして、熱膨張差による歪みを緩和して、薄い合金層に亀裂が生じることを抑えることができる。また低温域での冷却速度を速くすることで、作業効率を向上することができる。また、加圧圧力を高温で急速に減少させると、熱歪みの作用により低濃度層が変形したり、低濃度層の厚さのばらつきが大きくなることが懸念される。   Moreover, an alloy layer can be formed in 80% of the layers by the temperature history and pressure history. On the other hand, in order to stabilize the thickness of the low-concentration layer and reduce voids and cracks in the alloy layer, it is effective to optimize the temperature change and pressurization pressure during cooling step by step. is there. It is desirable that the cooling rate be slow in the high temperature range and fast in the low temperature range. Furthermore, it is desirable to decrease the pressurizing pressure in stages. Thereby, it is possible to slow down the cooling rate in the high temperature range, relieve the strain due to the difference in thermal expansion, and suppress the occurrence of cracks in the thin alloy layer. Further, the working efficiency can be improved by increasing the cooling rate in the low temperature range. In addition, if the pressurization pressure is rapidly reduced at a high temperature, there is a concern that the low concentration layer may be deformed due to the effect of thermal strain, or the thickness variation of the low concentration layer may increase.

冷却時の温度変化、加圧圧力の具体例としては、加熱温度である850〜1050℃から冷却する場合、700℃までの冷却速度を10〜30℃/min、加圧圧力を60〜200kgf/cm2での範囲とし、700℃以下の冷却速度を40〜80℃/min、加圧圧力を30〜130kgf/cm2での範囲とすることが量産的にも有用である。少なくとも冷却速度は10℃/min、加圧圧力を30kgf/cm2の差を設けるのが好ましい。ここで変化温度を700℃前後にすることが、層間の密着性を向上するうえで有効である。詳細はまだ不明であるが、この温度近傍を境にして界面に形成された低濃度層の強度、延性、内部の拡散挙動などが変化することが関係していると考えられる。 As specific examples of temperature change and pressurizing pressure during cooling, when cooling from 850 to 1050 ° C, which is the heating temperature, the cooling rate to 700 ° C is 10 to 30 ° C / min, and the pressurizing pressure is 60 to 200 kgf / the range in cm 2, and is also useful for mass production in the range of the cooling rate of 700 ° C. or less 40 to 80 ° C. / min, the pressing pressure at 30~130kgf / cm 2. It is preferable to provide a difference of at least a cooling rate of 10 ° C./min and a pressurizing pressure of 30 kgf / cm 2 . Here, the change temperature is set to around 700 ° C. in order to improve the adhesion between the layers. Although details are still unclear, it is considered that the strength, ductility, internal diffusion behavior, etc. of the low-concentration layer formed at the interface around this temperature change are related.

各素材に関して、熱伝導性の観点から、Cuの純度は99.3％以上であることが好ましく、無酸素銅、タフピッチ銅などを利用することができる。金属AとしてのMo及びWは、純度が99.3%以上の市販の素材を利用することができる。また、放熱基板に高強度が求められる用途などには、5%以下の添加元素を含有する、Cuや、Mo又はWを利用することもできる。   With respect to each material, from the viewpoint of thermal conductivity, the purity of Cu is preferably 99.3% or more, and oxygen-free copper, tough pitch copper, or the like can be used. As the metals A and Mo, commercially available materials having a purity of 99.3% or more can be used. In addition, Cu, Mo, or W containing 5% or less of an additive element can also be used for applications where high strength is required for the heat dissipation substrate.

２．実施例
（１）試料
上記「製造方法」で説明した手順にしたがい、試料として５層構造の放熱基板を作製した。まず、所定の厚さのCu板、Mo板を用意した。次いで接合界面での密着性を向上する洗浄処理を行った。Mo板に対しては酸化膜を除去するため50℃程度のお湯で洗浄を行い、Cu板に対しては希硫酸などで酸洗処理を行った。洗浄の後は水洗、乾燥を施した。最後にCu板、Mo板を交互に積層して、熱間プレス加工により接合し、実施例及び比較例に係る放熱基板を作製した。 2. Example (1) Sample In accordance with the procedure described in the above “Manufacturing method”, a heat dissipation substrate having a five-layer structure was prepared as a sample. First, a Cu plate and a Mo plate having a predetermined thickness were prepared. Next, a cleaning treatment for improving adhesion at the bonding interface was performed. The Mo plate was washed with hot water of about 50 ° C. to remove the oxide film, and the Cu plate was pickled with dilute sulfuric acid. After washing, it was washed with water and dried. Finally, Cu plates and Mo plates were alternately laminated and joined by hot pressing to produce heat dissipation substrates according to Examples and Comparative Examples.

（２）評価
実施例及び比較例に係る放熱基板について、ＴＥＭ（日本電子（株）製、JEM-2100F）装置を用いて、接合界面の濃度分析を行った。濃度分析は、接合界面を挟んで垂線方向に、Cu層及びMo層の両側の合計200〜500nｍ程度の範囲で行った。濃度分析を行う間隔について基本は10nm間隔で行った。また合金層の境界を明確にするために、低濃度域に相当する1〜10at%前後の濃度領域に関しては、2nm間隔で詳細に分析を行った。１試料あたりの測定は３ライン以上でＥＤＳ線分析を実施した。Cu層及びMo層の複数の層間のうち２ヶ所以上の異なる層間で測定することが望ましい。 (2) Evaluation About the heat dissipation board which concerns on an Example and a comparative example, the concentration analysis of the joining interface was performed using the TEM (The JEOL Co., Ltd. make, JEM-2100F) apparatus. Concentration analysis was performed in a range of about 200 to 500 nm in total on both sides of the Cu layer and the Mo layer in the perpendicular direction across the bonding interface. Basically, the interval for concentration analysis was 10 nm. Further, in order to clarify the boundary of the alloy layer, the concentration region around 1 to 10 at% corresponding to the low concentration region was analyzed in detail at intervals of 2 nm. The EDS line analysis was carried out with 3 lines or more per sample. It is desirable to measure between two or more different layers of the Cu layer and Mo layer.

実施例3に係る放熱基板のＴＥＭ解析結果を図２に示す。図２は、縦軸が濃度(at%)、横軸が接合界面からの距離(nm)を示す。本図の場合、濃度分析は、接合界面から10nmの範囲は2nm間隔、それ以外の領域は10nm間隔で行った。本図から接合界面に対し、Cu層側及びMo層側に、それぞれCu及びMoをそれぞれ1〜10at%含有する合金層が形成されているのが確認できる。   The TEM analysis result of the heat dissipation board according to Example 3 is shown in FIG. FIG. 2 shows the concentration (at%) on the vertical axis and the distance (nm) from the bonding interface on the horizontal axis. In the case of this figure, the concentration analysis was performed at 2 nm intervals in the range of 10 nm from the bonding interface, and at 10 nm intervals in other regions. From this figure, it can be confirmed that alloy layers containing 1 to 10 at% of Cu and Mo are formed on the Cu layer side and the Mo layer side with respect to the bonding interface, respectively.

長期信頼性の評価として、ＴＣＴ（Temperature Cycle Testing）試験を実施した。用いた試料は、放熱基板の片側にSiチップを高温はんだ（95%Pb-5%Sn合金）で接合し、反対側にはアルミナＤＣＢ（Direct Copper Bond）基板のCu電極をNi合金ろうで接合した試料である。ＴＣＴ試験は加熱温度が異なる２種の条件を用いた。ＴＣＴ試験条件(1)よりもＴＣＴ試験条件(2)の方がより厳しい熱サイクル条件である。   As an evaluation of long-term reliability, a TCT (Temperature Cycle Testing) test was performed. The sample used was a Si chip bonded to one side of the heat dissipation substrate with high-temperature solder (95% Pb-5% Sn alloy), and a Cu electrode on an alumina DCB (Direct Copper Bond) substrate bonded to the other side with a Ni alloy brazing. This is a sample. The TCT test used two conditions with different heating temperatures. The TCT test condition (2) is a more severe thermal cycle condition than the TCT test condition (1).

ＴＣＴ試験条件(1)では、通常よりも厳しい試験条件である-40〜+175℃の範囲で温度の昇降を1000サイクル又は2000サイクルを行った。そのＴＣＴ試験の後に、放熱基板の断面観察を行い評価した。試料数は各2個とした。断面観察のために、放熱基板の断面切断及び機械的研磨を行った。放熱基板の断面観察では、複数の層間のうち異なる層間を３か所選定し、各2ｍｍ程度の層間をＳＥＭで観察した。大きさが10μm以上のボイドの個数を調べて、その個数が1mm当たりで5個以下であればＴＣＴ試験における長期信頼性は良好であるため○印、6〜20個の範囲であれば実用上は問題ないが品質上は改善することが望ましいと判断して△印、21個以上であれば信頼性の低下が問題となるため×印を、それぞれ表１に表記した。   In the TCT test condition (1), the temperature was raised and lowered 1000 cycles or 2000 cycles in the range of −40 to + 175 ° C., which is a test condition stricter than usual. After the TCT test, the cross section of the heat dissipation substrate was observed and evaluated. The number of samples was 2 each. In order to observe the cross section, the heat radiating substrate was cut and mechanically polished. In cross-sectional observation of the heat dissipation substrate, three different layers were selected from among a plurality of layers, and about 2 mm of each layer was observed with an SEM. The number of voids with a size of 10 μm or more is examined. If the number is 5 or less per 1 mm, the long-term reliability in the TCT test is good. Although there is no problem, it is determined that improvement in quality is desirable, and a Δ mark is shown in Table 1, and a drop of reliability becomes a problem if it is 21 or more.

ＴＣＴ試験条件(2)では、上記条件(1)よりも温度差の大きい試験条件である-40〜+225℃の範囲で温度の昇降を1000サイクル行った。そのＴＣＴ試験の後の放熱基板の断面観察では、ＴＣＴ試験条件が異なる以外、上記と同様の手順及び基準でボイド、クラックを観察、評価した。   In the TCT test condition (2), the temperature was raised and lowered 1000 cycles in the range of −40 to + 225 ° C., which is a test condition having a larger temperature difference than the above condition (1). In cross-sectional observation of the heat dissipation substrate after the TCT test, voids and cracks were observed and evaluated by the same procedure and standard as described above except that the TCT test conditions were different.

また、ＴＣＴ試験条件(2)である-40〜+225℃の範囲で温度の昇降を1000サイクル行った後に、アルミナ基板の表面において銅電極との接合の近傍に発生するクラックを評価した。試料数は各2個とし、光学顕微鏡を用いて、放熱基板を接合している表面側からアルミナ基板の表面を観察した。長さ1mm以上のクラックが3個以上発生していれば長期信頼性に問題があるため×印、1〜2個であれば実用上は問題ないが品質上は改善が望ましいと判断して△印、0個であれば長期信頼性は良好であるため○印を、それぞれ表１に表記した。   Further, after 1000 cycles of temperature increase / decrease in the range of -40 to + 225 ° C. which is the TCT test condition (2), cracks generated in the vicinity of the junction with the copper electrode on the surface of the alumina substrate were evaluated. The number of samples was two, and the surface of the alumina substrate was observed from the surface side where the heat dissipation substrate was bonded using an optical microscope. If there are 3 or more cracks with a length of 1 mm or more, there is a problem in long-term reliability. X mark, if there are 1 or 2 cracks, there is no practical problem, but it is judged that improvement is desirable in terms of quality. Since the long-term reliability is good when the mark is 0, the mark ◯ is shown in Table 1, respectively.

（３）結果
表１から明らかなように、実施例1〜15は、合金層の厚さの総計が30〜400nmであることにより、ＴＣＴ試験条件(1)（サイクル条件1000回）の結果が良好であった。これに対し比較例１〜４は、合金層の厚さの総計が上記範囲の下限未満、又は上限超であるため、ＴＣＴ試験条件(1)の結果が×であった。 (3) Results As is clear from Table 1, in Examples 1 to 15, the total thickness of the alloy layers is 30 to 400 nm, so that the result of TCT test condition (1) (cycle condition 1000 times) is It was good. On the other hand, in Comparative Examples 1 to 4, the total thickness of the alloy layers was less than the lower limit of the above range or exceeded the upper limit, so the result of the TCT test condition (1) was x.

実施例1〜5、7、9〜11、13〜15は、Cuと、W又はMoの濃度がそれぞれ1〜3at%である低濃度層の厚さが20〜300nmであることにより、ＴＣＴ試験条件(1)（サイクル条件2000回）の結果が良好であった。   Examples 1 to 5, 7, 9 to 11, and 13 to 15 are TCT tests because the thickness of the low concentration layer in which the concentrations of Cu and W or Mo are 1 to 3 at%, respectively, is 20 to 300 nm. The result of condition (1) (cycle condition 2000 times) was good.

実施例1〜5、7〜15は、Cuの結晶粒径が、W又はMoの結晶粒径の30倍以上であることにより、ＴＣＴ試験条件(2)（放熱基板のボイド）の結果が良好であった。   In Examples 1 to 5 and 7 to 15, the crystal grain size of Cu is 30 times or more the crystal grain size of W or Mo, so that the result of TCT test condition (2) (void of heat dissipation substrate) is good. Met.

実施例2〜4、7〜12、15は、表面に配置されたCu層の厚さH1と、内部に配置されたCu層の厚さH2との比（H1/H2）が、1.3〜5であることにより、ＴＣＴ試験条件(2)（アルミナ基板のクラック）の結果が良好であった。 In Examples 2 to 4, 7 to 12, and 15, the ratio (H 1 / H 2 ) between the thickness H 1 of the Cu layer arranged on the surface and the thickness H 2 of the Cu layer arranged inside , 1.3-5, the result of TCT test condition (2) (alumina substrate crack) was good.

Figure 2016127197
Figure 2016127197

３．変形例
本発明は上記実施形態に限定されるものではなく、本発明の趣旨の範囲内で適宜変更することが可能である。例えば、上記実施形態の場合、放熱基板の表面に配置されたCu層の方が内部に配置されたCu層より厚さが厚い場合について説明したが、本発明はこれに限らず、放熱基板の表面に配置されたCu層の方が内部に配置されたCu層より厚さが薄くてもよい。 3. The present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be appropriately changed within the scope of the gist of the present invention. For example, in the case of the above embodiment, the Cu layer disposed on the surface of the heat dissipation substrate has been described as being thicker than the Cu layer disposed inside, but the present invention is not limited thereto, and the heat dissipation substrate The Cu layer arranged on the surface may be thinner than the Cu layer arranged inside.

１０ 放熱基板
１２Ａ，１２Ｂ Cu層
１４ 金属A層 10 Heat dissipation board 12A, 12B Cu layer 14 Metal A layer

Claims (7)

Cu層と、金属Aからなる金属A層とが、交互に積層された放熱基板において、
前記Cu層と前記金属A層とが合計５〜９層積層され、
前記Cu層と前記金属A層の層間に、前記Cu及び前記金属Aからなる合金層が形成されており、
前記合金層は、前記Cu又は前記金属Aを1〜10at%含有し、厚さの総計が30〜400nmである
ことを特徴とする放熱基板。 In the heat dissipation substrate in which the Cu layer and the metal A layer made of metal A are alternately laminated,
A total of 5 to 9 layers of the Cu layer and the metal A layer are laminated,
An alloy layer composed of the Cu and the metal A is formed between the Cu layer and the metal A layer,
The alloy layer contains 1 to 10 at% of the Cu or the metal A, and has a total thickness of 30 to 400 nm. 前記合金層は、前記層間の80％以上の領域に形成されていることを特徴とする請求項１記載の放熱基板。 The heat dissipation substrate according to claim 1, wherein the alloy layer is formed in an area of 80% or more between the layers. 前記合金層のうち、前記Cu又は前記金属Aの濃度が1〜3at%である低濃度層の厚さが20〜300nmであることを特徴とする請求項１又は２記載の放熱基板。 3. The heat dissipation substrate according to claim 1, wherein a thickness of the low concentration layer in which the concentration of the Cu or the metal A is 1 to 3 at% in the alloy layer is 20 to 300 nm. 前記Cu層のCuの結晶粒径が、前記金属A層の前記金属Aの結晶粒径の30倍以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項記載の放熱基板。 The heat dissipation substrate according to any one of claims 1 to 3, wherein the Cu crystal grain size of the Cu layer is 30 times or more the crystal grain size of the metal A of the metal A layer. 前記Cu層と前記金属A層とが合計５又は９層積層され、
表面に配置された前記Cu層の厚さH1と、中央に配置された前記Cu層の厚さH2との比（H1/H2）が、1.3〜5であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項記載の放熱基板。 A total of 5 or 9 layers of the Cu layer and the metal A layer are laminated,
The ratio (H 1 / H 2 ) between the thickness H 1 of the Cu layer disposed on the surface and the thickness H 2 of the Cu layer disposed in the center is 1.3 to 5. The heat dissipation board according to any one of claims 1 to 4. 積層された前記Cu層と前記金属A層の厚さの総計が0.5〜2mmであることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項記載の放熱基板。 6. The heat dissipation substrate according to claim 1, wherein a total thickness of the stacked Cu layer and metal A layer is 0.5 to 2 mm. 前記金属Aが、Mo又はWであることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項記載の放熱基板。 The heat dissipation substrate according to any one of claims 1 to 6, wherein the metal A is Mo or W.
JP2015001424A 2015-01-07 2015-01-07 Heat dissipation substrate Pending JP2016127197A (en)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015001424A JP2016127197A (en) 2015-01-07 2015-01-07 Heat dissipation substrate
PCT/JP2015/086314 WO2016111206A1 (en) 2015-01-07 2015-12-25 Heat dissipation substrate
TW104144742A TW201637153A (en) 2015-01-07 2015-12-31 Heat dissipation substrate

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015001424A JP2016127197A (en) 2015-01-07 2015-01-07 Heat dissipation substrate

Publications (1)

Publication Number Publication Date
JP2016127197A true JP2016127197A (en) 2016-07-11

Family

ID=56355903

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2015001424A Pending JP2016127197A (en) 2015-01-07 2015-01-07 Heat dissipation substrate

Country Status (3)

Country Link
JP (1) JP2016127197A (en)
TW (1) TW201637153A (en)
WO (1) WO2016111206A1 (en)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20200108599A (en) 2019-03-11 2020-09-21 주식회사 더굿시스템 Heat sink plate
KR20200109234A (en) 2019-03-11 2020-09-22 주식회사 더굿시스템 Heat sink plate
US11285701B2 (en) 2019-03-11 2022-03-29 Thegoodsystem Corp. Heat sink plate
KR20230050110A (en) 2021-10-07 2023-04-14 주식회사 더굿시스템 Heat sink plate and semiconductor device comprising the same

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004249589A (en) * 2003-02-20 2004-09-09 Toshiba Corp Copper-molybdenum composite material and heat sink using the same
JP3862737B1 (en) * 2005-10-18 2006-12-27 栄樹 津島 Cladding material and manufacturing method thereof, cladding material molding method, and heat dissipation substrate using cladding material
JP2007142126A (en) * 2005-11-18 2007-06-07 Allied Material Corp Composite material, semiconductor-mounted heat dissipating board, and ceramic package using the same
JP5522786B2 (en) * 2010-06-04 2014-06-18 株式会社高松メッキ Manufacturing method of heat dissipation board for semiconductor mounting
JP2011014917A (en) * 2010-08-20 2011-01-20 Sumitomo Electric Ind Ltd Metal laminate structure

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20200108599A (en) 2019-03-11 2020-09-21 주식회사 더굿시스템 Heat sink plate
KR20200109234A (en) 2019-03-11 2020-09-22 주식회사 더굿시스템 Heat sink plate
KR102263934B1 (en) 2019-03-11 2021-06-14 주식회사 더굿시스템 Heat sink plate
US11285701B2 (en) 2019-03-11 2022-03-29 Thegoodsystem Corp. Heat sink plate
DE102020103983B4 (en) 2019-03-11 2022-06-30 Dowa Metaltech Co., Ltd. Multilayer heat sink board comprising copper layers and cobalt diffusion layers
KR20230050110A (en) 2021-10-07 2023-04-14 주식회사 더굿시스템 Heat sink plate and semiconductor device comprising the same

Also Published As

Publication number Publication date
WO2016111206A1 (en) 2016-07-14
TW201637153A (en) 2016-10-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6970738B2 (en) Ceramic copper circuit board and semiconductor devices using it
JP6307832B2 (en) Power module board, power module board with heat sink, power module with heat sink
US9968012B2 (en) Heat-sink-attached power module substrate, heat-sink-attached power module, and method for producing heat-sink-attached power module substrate
JP5991102B2 (en) Power module substrate with heat sink, power module with heat sink, and method for manufacturing power module substrate with heat sink
WO2013094213A1 (en) Ceramic copper circuit board and semiconductor device employing same
JP5991103B2 (en) Power module substrate with heat sink, power module with heat sink, and method for manufacturing power module substrate with heat sink
JP5598592B2 (en) Power module
JP5186719B2 (en) Ceramic wiring board, manufacturing method thereof, and semiconductor module
JP6319643B2 (en) Ceramics-copper bonded body and method for manufacturing the same
WO2007142261A1 (en) Power element mounting substrate, method for manufacturing the power element mounting substrate, power element mounting unit, method for manufacturing the power element mounting unit, and power module
WO2016111206A1 (en) Heat dissipation substrate
JP2008098607A (en) Connection lead wire for solar cell, its production process and solar cell
EP3358615A1 (en) Silicon nitride circuit board and semiconductor module using same
JP5938390B2 (en) Power module
JP2011124585A (en) Ceramic wiring board and manufacturing method and semiconductor module of the same
WO2015004956A1 (en) Semiconductor device and manufacturing method for same
CN114845977A (en) Copper-ceramic joined body and insulated circuit board
JP5218621B2 (en) Circuit board and semiconductor module using the same
JP5370460B2 (en) Semiconductor module
JP4104429B2 (en) Module structure and module using it
JP5987418B2 (en) Manufacturing method of power module substrate with heat sink
TWI775075B (en) Ceramic substrate assemblies and components with metal thermally conductive bump pads
JP5866075B2 (en) Bonding material manufacturing method, bonding method, and power semiconductor device
JP2009088330A (en) Semiconductor module
WO2016111207A1 (en) Heat dissipation substrate