JP3737072B2

JP3737072B2 - Aluminum-silicon carbide composite and method for producing the same

Info

Publication number: JP3737072B2
Application number: JP2002210092A
Authority: JP
Inventors: 拓也岡田; 秀樹廣津留; 明宮井; 和幸蛭田
Original assignee: Denki Kagaku Kogyo KK
Current assignee: Denka Co Ltd
Priority date: 2002-07-18
Filing date: 2002-07-18
Publication date: 2006-01-18
Anticipated expiration: 2022-07-18
Also published as: JP2004055761A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、回路基板や放熱フィンとの密着性が良好で、めっき付着性がよく、放熱性、及び冷熱サイクル特性に優れたアルミニウム−炭化珪素質複合体及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、半導体チップの高集積化や高速化、あるいは大電力モジュールの開発などに伴い、回路基板上で発生する熱量が増大しており、そのために回路基板の絶縁層には、樹脂に代わり、より高熱伝導性を有するセラミックス材料が用いられ、また基板にも銅、アルミニウムといった高熱伝導性を有する金属またはその合金が用いられている。代表的なモジュールとしては、半導体チップを搭載したセラミックス回路基板を、銅又はアルミニウムからなる金属製ヒートシンクに半田付けした構造を更に放熱フィン等の放熱部材に固着した構造を有するものが挙げられる。
【０００３】
前記構造において、例えば、アルミニウム（Ａｌ）−炭化珪素（ＳｉＣ）質複合体等の金属−セラミックス複合体をヒートシンク材として、セラミックス回路基板を半田付けした構造のものも開発されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
前記構造のモジュールにおいて、高放熱性を考えると、ヒートシンクには熱伝導率の高い銅が最も適しているが、銅は比重が大きいため、モジュール全体の重量が重くなってしまい、軽量化が要求される用途には問題となる。
【０００５】
またセラミックス回路基板を金属製ヒートシンクに半田付けした構造のものはセラミックスと金属製ヒートシンクとの間の熱膨張率の差が大きく、そのため半田層等にクラックが生成しやすい。特にアルミニウムのような低剛性の金属をヒートシンクに用いた場合には、実装工程で被る温度変化を受けてヒートシンクがセラミックス回路基板の回路側に大きく凸に反ってしまう（ヒートシンクの裏面を基準にとって言えば、凹面に反る）場合がある。その結果、モジュールの組立に支障を来すとともに、ヒートシンクを放熱フィンにネジ止めする際に隙間が生じ、放熱性を悪化させるという点も問題となっている。
【０００６】
そこで、上記問題解決を狙いに、金属に比べて熱膨張率の小さく、軽量な金属−セラミックス複合体を用いたヒートシンクが開発されており、代表的なものとしてはＡｌ合金と炭化珪素の複合体（以下、アルミニウム−炭化珪素質複合体という）が挙げられる。この材料は金属に比べて一般に熱膨張係数が小さく（約８ｐｐｍ）、従ってセラミックスとの熱膨張率差が小さくなるため、金属製ヒートシンクを用いた場合に比べ、耐温度変化性に優れ、また温度変化を被ったときに発生する反りも小さくなる。
【０００７】
アルミニウム−炭化珪素質複合体は、一般的には、炭化珪素粒子からなる粉末をあらかじめ成形することでプリフォームを形成し、そのプリフォームの粒子間に基材（マトリックス）となるアルミニウム（Ａｌ）又はアルミニウム合金（Ａｌ合金）を含浸（溶浸ともいう）させて作製する。しかしこれは金属とセラミックスという物性の異なる材料の複合体であることから、形状、特に反りの制御が困難であるという問題がある。ヒートシンクを密着性よく放熱フィンにネジ止めする場合には、ヒートシンクのフィン側の面は若干凸面の反りを有していることが好適であるが、硬いセラミックスである炭化珪素を構成成分としていることから、後加工による形状制御は容易ではなく、大幅なコストアップを招いてしまう。
【０００８】
一方ヒートシンクの回路基板と接合する側の面に関しては、回路基板を半田付けすることになるが、この複合体はそのままでは半田に濡れ難いので、表面を処理する必要があり、一般にはＮｉめっき処理等が施される。しかし、炭化珪素プリフォームにＡｌ又はＡｌ合金溶湯を含浸させて複合体を作製する際、溶湯温度を下げて作業性を高めようとしてＡｌ合金を採用する場合には、含浸後の冷却過程でＡｌ合金が相分離して合金成分が析出し、それがめっきの未着を引き起こすことがある。めっき未着は半田ボイドの生成につながり、放熱性や温度サイクルに対する信頼性に悪影響を及ぼす。
【０００９】
前記のめっき未着に関しては、純Ａｌを用いて含浸すれば合金成分の析出は無くなるが、融点が高くなるため溶湯の粘性が上がり、高圧鋳造法などで緻密な複合体を得ることが難しくなる他、含浸操作温度自体も高くなり、作業性が悪化し、コストアップを招くし、また複合体を構成する金属自体の硬度が低下することから、複合体の機械的特性も低下する問題がある。
【００１０】
更に、アルミニウム−炭化珪素質複合体とセラミックス回路基板の熱膨張係数のミスマッチは金属とセラミックス回路基板とのそれに比べて小さいとはいえ、モジュール作製時にはやはり接合界面或いはその近傍に応力が発生することは避けられない。この場合、半田に応力が集中してクラックが発生する可能性があり、それを防ぐ為には応力を緩和できる層がセラミックス回路基板／アルミニウム−炭化珪素質複合体間に存在していることが望ましい。しかしセラミックス回路基板／アルミニウム−炭化珪素質複合体間に応力を緩和できる層を付与することになると、新たな工程を設ける必要があり、コストアップは避けられず、またその部分で新たに信頼性の問題などが生じる可能性がある。
【００１１】
本発明は、以上の状況に鑑みてなされたもので、ヒートシンクの反り制御の向上、めっき未着の問題解決、並びにセラミックス回路基板とアルミニウム−炭化珪素質複合体からなるヒートシンクとの界面部分の応力の発生防止といった、従来技術の諸問題を解決し、セラミックス回路基板や放熱フィンとの密着性が良好で、めっき付着性がよく、放熱性、及び耐温度変化特性に優れたアルミニウム−炭化珪素質複合体とその製造方法を提供することを目的としている。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記目的を達成する為に鋭意研究した結果、アルミニウム−炭化珪素質複合体作製時、高純度のＡｌ板を炭化珪素質プリフォームの一主面に接触配置した状態のままで含浸することにより、一主面に高純度のＡｌ層を有するアルミニウム−炭化珪素質複合体が安定して得ることができ、しかも得られるアルミニウム−炭化珪素質複合体が、特定方向に反りを有し、高熱伝導率でしかも低熱膨張率を有していて、セラミックス回路基板と放熱フィン等の放熱部品間に介在するように用いられるヒートシンク等の放熱部品として好適であるという知見を得て、本発明に至ったものである。
【００１３】
すなわち、本発明は、平板状の炭化珪素質多孔体にアルミニウムを主成分とする金属を含浸してなる複合体において、一主面に高純度のＡｌ層を有することを特徴とするアルミニウム−炭化珪素質複合体である。
【００１４】
また、本発明は、前記高純度Ａｌ層を有する一主面の反対側が１００ｍｍ当り２０μ以上の反りを有する凸面であることを特徴とする前記のアルミニウム−炭化珪素質複合体であり、好ましくは、熱伝導率が１８０Ｗ以上、熱膨張係数が９×１０^−６／Ｋ以下であることを特徴とする前記のアルミニウム−炭化珪素質複合体である。
【００１５】
更に、本発明は、前記のアルミニウム−炭化珪素質複合体を用いてなることを特徴とする放熱部品である。
【００１６】
加えて、本発明は、平板状の多孔質炭化珪素成形体の一主面に高純度のＡｌ板を配置して積層体となし、前記積層体を加圧容器内に配置し、前記高純度Ａｌよりも低融点であるアルミニウムを主成分とした金属の溶湯を前記加圧容器内に注入して、前記多孔質炭化珪素成形体の空隙に溶融金属を含浸してアルミニウム−炭化珪素質複合体とすると共に、前記Ａｌ板を前記アルミニウム−炭化珪素質複合体と一体化させることを特徴とするアルミニウム−炭化珪素質複合体（以下、Ａｌ−炭化珪素質複合体という）の製造方法である。
【００１７】
【発明の実施の形態】
金属−セラミックス複合体の製法については、大別すると含浸法と粉末冶金法の２種がある。このうち粉末冶金による方法は特性面で充分なものが得られておらず、検討段階といえる。実際に商品化されているのは、含浸法によるものである。含浸法にも種々あり、常圧で行うものと、高圧下で行うタイプ（高圧鋳造法）のものがある。高圧下で行うタイプのものは、更に、溶湯鍛造法とダイキャスト法がある。
【００１８】
本発明に適用できる方法は、高圧下で行うタイプのものであり、具体的には、溶湯鍛造法とダイキャスト法で複合体を得る製法に関するものである。溶湯鍛造にしろ、ダイキャストにしろ、型、或いは、枠と板で構成された型（以下、単に金型という）内（或いは部屋内）に、ある程度の強度を有する炭化珪素質多孔体（ＳｉＣプリフォーム）を装填し、これにＡｌ合金の溶湯を高圧で含浸させて複合体を得る方法である。
【００１９】
以下、本発明について、溶湯鍛造法による場合の一つを例にして詳述する。先ず、Ａｌ−炭化珪素質複合体の製造方法を説明すると、炭化珪素粉を成形、仮焼してプリフォームを得て、枠状の型内にセットし、一つのブロックとする。前記ブロックを予備加熱した後、高圧容器内に配置し、ブロックの温度低下を防ぐため出来るだけ速やかにＡｌ合金溶湯を高圧容器内に注ぎ、パンチで高圧容器を密閉し更にＡｌ合金溶湯を加圧し、Ａｌ合金を金型内に置いたプリフォームの空隙中に含浸することでＡｌ−炭化珪素質複合体が形成される。
【００２０】
この工程のなかで、プリフォームを金型内にセットする際に、前記プリフォームの一主面に直接接して高純度のＡｌ板を配置しておくとき、通常の操作と全く同じ操作で、一主面上に高純度のＡｌ層を有するＡｌ−炭化珪素質複合体を作製することができる。また、予め一個のプリフォームの一主面に多数の高純度Ａｌ板を配置しておけば、一主面に複数の高純度Ａｌ層を有するアルミニウム−炭化珪素質複合体を得ることができるし、逆に、一枚の高純度Ａｌ板の一主面上に複数の平板状プリフォームを配置して、高純度Ａｌが繋がった構造のアルミニウム−炭化珪素質複合体を得ることもできる。
【００２１】
本発明において、使用する炭化珪素質多孔体（ＳｉＣプリフォーム）は、特殊な制限を設ける必要はなく、従来公知の方法で得ることができる。例えば、炭化珪素粉末にシリカ或いはアルミナ等を結合材として添加して混合、成形し、８００℃以上で焼成することによって得ることができる。成形方法についても特に制限は無く、プレス成形、押し出し成形、鋳込み成形等を用いることができ、必要に応じて保形用バインダーを用いても良いが、次に記載するように、特定の範囲の特性を有するものを選択することが好ましい。
【００２２】
Ａｌ−炭化珪素質複合体の特性の中で特に重要な特性は、熱伝導率と熱膨張率である。複合体中の炭化珪素（ＳｉＣ）含有率の高い方が、熱伝導率が高く、熱膨張率が低く、好ましいが、あまりにも高い場合には含浸操作が容易でなくなる。実用的には、多孔質炭化珪素成形体の相対密度が５５〜７５体積％の範囲にあって、構成する炭化珪素粒子が粗いものを多く含むものが好ましい。また前記成形体の強度は、曲げ強度で３ＭＰａ以上あれば、取り扱い時や含浸中の割れの心配もなく、好ましい。
【００２３】
前記の多孔質炭化珪素成形体を得る為の、原料炭化珪素（ＳｉＣ）粉については、粒度配合を行うことが好ましい。粗粉のみでは、強度発現に乏しく、微粉のみでは、得られる複合体が高い熱伝導率は望めないからである。本発明者の検討によれば、例えば、＃３５０以上の粒径の炭化珪素粗粉４０〜８０質量％と、＃１０００以下の粒径の炭化珪素微粉を６０〜２０質量％とを混合して用いると良い。
【００２４】
成形体は、一般的に、脱脂、仮焼の工程を経て、プリフォーム（多孔質焼結体）となり、含浸操作に供される。そこで、前記のプリフォームの強度を発現させるために、成形体を非酸性雰囲気下或いは酸性雰囲気下で焼成するが、その場合の焼成温度は、８５０℃以上であれば、３ＭＰａ以上の曲げ強度のプリフォームとすることができる。焼成温度が高い程、プリフォームの高強度が達成でき好ましいが、空気中で焼成する場合は炭化珪素（ＳｉＣ）が酸化する問題がある。空気中で１１００℃を超える温度で焼成すると、得られる複合体の熱伝導率が低下してしまう程に影響するので、空気中では１１００℃以下で焼成することが望ましい。
【００２５】
一方、本発明の炭化珪素質複合体中の金属は、含浸時にプリフォームの一主面に接触して配置されるＡｌ層の溶融を防ぐ為、融点がなるべく低いことが好ましく、このようなアルミニウム合金として、シリコンを７〜２５質量％含有したものが挙げられる。更にマグネシウムを１質量％以下含有すると、炭化珪素粒と金属部分との結合がより強固になり好ましい。合金中のアルミニウム、シリコン、マグネシウム以外の金属成分に関しては、極端に合金の特性が変化しない範囲であれば銅等が含まれていても良い。
【００２６】
本発明に用いられる高純度のＡｌ板としては、プリフォーム中に空隙に含浸される金属よりも高融点のものであればどの様なものであっても構わないが、セラミックス回路基板と接合されたとき、更にモジュールに組み立てられ、電子部品を実装する工程やモジュールとして実使用されたときに熱変化を受けたときなどに発生する応力を緩和しやすいことから、高純度のＡｌが選択される。高純度Ａｌ箔としては、９８．５質量％以上の純度を有するＡｌであれば、問題無く使用できる。尚、前記Ａｌ板から構成されるＡｌ−炭化珪素質複合体中でのＡｌ層の厚みは、Ａｌ層の効果が発現され、さらに複合体としての物性、特に熱膨張率の利点が維持されるという観点から、０．１〜１ｍｍ程度が好ましい。またこの純Ａｌ層には、必要に応じてアルマイト処理等の表面処理を施したものを用いることもできる。
【００２７】
上記に例示した方法により、本発明の平板状のアルミニウム−炭化珪素質複合体が得られるが、このものは、一主面上に高純度のＡｌ層を有しているので、良好な放熱特性と共に応力緩和性を有しており、例えば、セラミックス回路基板と放熱フィン等の放熱部品との間に介在するヒートシンクとして好適な材料である。
【００２８】
また、本発明のアルミニウム−炭化珪素質複合体は、前記構造を有しているので、二つの主面の構成材料が異なることに基づいて、高純度Ａｌ層を有する一主面の反対側が凸面状である形状を有している特徴を有している。そして、前記特徴を有するので、本発明のアルミニウム−炭化珪素質複合体をセラミックス回路基板のヒートシンクとして適用するときに、ヒートシンクと放熱フィン等の放熱部品との間の接触が良好であり、得られるモジュールの放熱特性も優れる効果が達成できる。特に、組み合わせる材料の組成、厚さ等を調整するとき、前記反りの量を、前記効果が安定して得ることのできる、１００ｍｍ当り２０μｍ以上の値に調整することができる。
【００２９】
更に、本発明のアルミニウム−炭化珪素質複合体は、その好ましい実施態様において、熱伝導率が１８０Ｗ以上、熱膨張係数が９×１０^−６／Ｋ以下である特性を有している。前記効果に加えて、高熱伝導率を有し、しかも半導体部品やセラミックス回路基板と同等レベルの低膨張率を有しているので、これを用いた放熱部品、更にそれを用いたモジュールは、放熱特性に優れ、また、温度変化を受けても変形し難く、その結果、信頼性に富むものが一層得やすい特徴がある。
【００３０】
【実施例】
以下、実施例に基づき、本発明を更に詳細に説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。
【００３１】
〔実施例１〕炭化珪素粉末Ａ（太平洋ランダム社製：ＮＧ−２２０、平均粒径：６０μｍ）７０ｇ、炭化珪素粉末Ｂ（屋久島電工社製：ＧＣ−１０００Ｆ、平均粒径：１０μｍ）３０ｇ、及びシリカゾル（日産化学社製：スノーテックス）１０ｇを秤取し、攪拌混合機で３０分間混合した後、１２０ｍｍ×１２０ｍｍ×２．６ｍｍの寸法の平板状に圧力１０ＭＰａでプレス成形した。得られた成形体を、大気中、温度９００℃で２時間焼成して、相対密度（嵩密度）が６５体積％の炭化珪素質多孔体を得た。
【００３２】
次に、得られた炭化珪素質多孔体を、溶湯が流入できる湯口のついた１２２×１２２×３．０５ｍｍの鉄製枠に入れ、片面に１２０ｍｍ×１２０ｍｍ×０．４ｍｍの高純度Ａｌ板（４Ｎ材）を配し、両面をカーボンコートしたＳＵＳ板で挟んで一体としたものを電気炉で６５０℃に予備加熱した。次にそれをあらかじめ加熱しておいた内径２００ｍｍφのプレス型内に収め、シリコンを１２質量％含有するＡｌ合金の溶湯を注ぎ、１００ＭＰａの圧力で２分間加圧して炭化珪素質多孔体にＡｌ合金を含浸させた。室温まで冷却した後、挟んだＳＵＳ板をはがすとともに湿式バンドソーにて鉄枠を切断し、複合体を得た。
【００３３】
上記複合体より、研削加工により熱膨張率測定用試験体（直径３ｍｍ長さ１０ｍｍ）、熱伝導率測定用試験体（直径１１ｍｍ厚さ３ｍｍ）、反り形状測定用試験体（１００ｍｍ×５０ｍｍ×３ｍｍ）の試験片を作製した。それぞれの試験片を用いて、２５〜２５０℃の熱膨張係数を熱膨張計（セイコー電子工業社製；ＴＭＡ３００）で、２５℃での熱伝導率をレーザーフラッシュ法（理学電機社製；ＬＦ／ＴＣＭ−８５１０Ｂ）で測定した。また反り形状については輪郭形状測定機（東京精密社製；コンターレコード１６００Ｄ−２２）を用いて長さ１００ｍｍ当りの反り量を測定した。その結果を表１に示す。
【００３４】
〔比較例１〕高純度Ａｌ板を配置せず、炭化珪素質多孔体単独にＡｌ合金を含浸させたこと以外は、すべて実施例１と同様な方法で複合体を作製、評価を行った。その結果を表１に示す。
【００３５】
【表１】

【００３６】
〔実施例２〕実施例１と同様に作製した複合体を加工して、９０ｍｍ×９０ｍｍ×３ｍｍの形状としたものを１０枚作製し、これらに無電解Ｎｉめっき処理を行って全面に５μｍ厚のめっき層を形成した後、その複合体上下表面のめっき未着の有無を観察した。次に、市販の窒化アルミニウム回路基板（大きさ；２５ｍｍ×６０ｍｍ）を、前記のめっき処理した複合体に、半田を用いて接合してヒートシンクが一体化された回路基板を作製し、それをアルミニウム合金製の放熱フィンにネジ固定してモジュール構造体を作製した。
【００３７】
前記モジュール構造体について−４０℃から＋１２５℃の間で、温度の上昇、保持、下降の１サイクルが４０分の温度サイクルを３０００回かける熱衝撃試験を行い、セラミックス回路基板の回路間や接合した半田層におけるクラックの有無、また回路の剥離の有無を観察した。その結果を表２に示す。
【００３８】
【表２】

【００３９】
〔比較例２〕比較例１と同様に作製した複合体を用い、９０ｍｍ×９０ｍｍ×３ｍｍの形状に加工したものを１０枚作製し、あとは実施例２と同様に処理、評価を行った。その結果を表２に示す。
【００４０】
【発明の効果】
本発明の複合体は、高熱膨張率、高熱伝導率を有するだけでなく、片面に高純度Ａｌ層を有していることから、反りが適当に制御されており、特に高信頼性を要求される半導体部品を搭載するセラミックス回路基板のベース材として好適である。更に本発明の製造方法は、特別な工程を加えることなく、上記複合体を作製することができ、産業上非常に有用である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to an aluminum-silicon carbide composite having good adhesion to a circuit board and heat radiating fins, good plating adhesion, excellent heat radiating properties, and thermal cycle characteristics, and a method for producing the same.
[0002]
[Prior art]
In recent years, the amount of heat generated on a circuit board has increased with higher integration and speedup of semiconductor chips, or the development of high-power modules. A ceramic material having high thermal conductivity is used, and a metal having high thermal conductivity such as copper or aluminum or an alloy thereof is also used for the substrate. As a typical module, there is a module having a structure in which a ceramic circuit board on which a semiconductor chip is mounted is soldered to a metal heat sink made of copper or aluminum and further fixed to a heat radiating member such as a heat radiating fin.
[0003]
In the above structure, for example, a structure in which a ceramic circuit board is soldered using a metal-ceramic composite such as an aluminum (Al) -silicon carbide (SiC) composite as a heat sink material has been developed.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
Considering high heat dissipation in the module with the above structure, copper with high thermal conductivity is the most suitable for the heat sink, but because copper has a large specific gravity, the weight of the entire module becomes heavy, and weight reduction is required. It becomes a problem for the intended use.
[0005]
Also, in the structure in which the ceramic circuit board is soldered to the metal heat sink, the difference in thermal expansion coefficient between the ceramic and the metal heat sink is large, so that cracks are likely to be generated in the solder layer or the like. In particular, when a low-rigidity metal such as aluminum is used for the heat sink, the heat sink will greatly warp on the circuit side of the ceramic circuit board due to the temperature change in the mounting process. Warp to a concave surface). As a result, the assembly of the module is hindered, and a gap is generated when the heat sink is screwed to the heat dissipating fin, thereby deteriorating heat dissipation.
[0006]
Therefore, with the aim of solving the above problems, a heat sink using a lightweight metal-ceramic composite, which has a smaller thermal expansion coefficient than that of a metal, has been developed. A typical composite of an Al alloy and silicon carbide (Hereinafter referred to as an aluminum-silicon carbide composite). This material generally has a smaller coefficient of thermal expansion (about 8 ppm) than metal, and therefore, the difference in coefficient of thermal expansion from ceramics is smaller. Therefore, it has better resistance to temperature changes than when a metal heat sink is used. The warpage that occurs when a change is incurred is also reduced.
[0007]
In general, an aluminum-silicon carbide composite is formed by preforming a powder composed of silicon carbide particles, and aluminum (Al) serving as a base material (matrix) between the preform particles. Alternatively, an aluminum alloy (Al alloy) is impregnated (also referred to as infiltration). However, since this is a composite of metal and ceramics having different physical properties, there is a problem that it is difficult to control the shape, particularly warpage. When the heat sink is screwed to the radiating fin with good adhesion, it is preferable that the fin-side surface of the heat sink has a slight convex warp, but silicon carbide, which is a hard ceramic, is a constituent component. Therefore, shape control by post-processing is not easy, resulting in a significant cost increase.
[0008]
On the other hand, for the surface of the heat sink that is to be joined to the circuit board, the circuit board is soldered. However, since this composite is not easily wetted with the solder as it is, the surface needs to be treated. Etc. are given. However, when making a composite by impregnating a silicon carbide preform with molten Al or Al alloy, if an Al alloy is used to lower the melt temperature and improve workability, Al is used in the cooling process after impregnation. The alloy may phase separate and the alloy components may precipitate, which can cause plating to fail. Non-plating leads to the generation of solder voids, which adversely affects heat dissipation and reliability against temperature cycling.
[0009]
As for the above-mentioned plating non-adhesion, the precipitation of the alloy components is eliminated when impregnated with pure Al, but the melting point is increased, so that the viscosity of the molten metal is increased, and it becomes difficult to obtain a dense composite by a high pressure casting method or the like. In addition, the impregnation operation temperature itself is increased, workability is deteriorated, the cost is increased, and the hardness of the metal constituting the composite is lowered, so that the mechanical properties of the composite are also degraded. .
[0010]
Furthermore, although the mismatch between the thermal expansion coefficients of the aluminum-silicon carbide composite and the ceramic circuit board is small compared to that between the metal and the ceramic circuit board, stress is still generated at or near the joint interface when the module is manufactured. Is inevitable. In this case, there is a possibility that stress is concentrated on the solder and cracks may occur. To prevent this, a layer that can relieve the stress must exist between the ceramic circuit board / aluminum-silicon carbide composite. desirable. However, when a layer that can relieve stress is applied between the ceramic circuit board / aluminum-silicon carbide composite, it is necessary to provide a new process, and the cost increase is unavoidable. May cause problems.
[0011]
The present invention has been made in view of the above situation, and improved heat sink warpage control, solution of unplated problems, and stress at the interface between the ceramic circuit board and the heat sink made of an aluminum-silicon carbide composite. Aluminum-silicon carbide that solves various problems in the prior art, such as prevention of heat generation, has good adhesion to ceramic circuit boards and heat radiating fins, good plating adhesion, heat radiating properties, and excellent temperature change resistance It aims at providing a composite_body | complex and its manufacturing method.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
As a result of diligent research to achieve the above object, the inventors of the present invention made a high-purity Al plate in contact with one main surface of a silicon carbide-based preform when producing an aluminum-silicon carbide composite. The aluminum-silicon carbide composite having a high-purity Al layer on one main surface can be stably obtained by impregnation with, and the obtained aluminum-silicon carbide composite is warped in a specific direction. It has a high thermal conductivity and a low coefficient of thermal expansion, and obtained knowledge that it is suitable as a heat dissipation component such as a heat sink used so as to be interposed between a ceramic circuit board and a heat dissipation component such as a heat dissipation fin, The present invention has been achieved.
[0013]
That is, the present invention provides a composite comprising a flat silicon carbide based porous material impregnated with a metal mainly composed of aluminum, the aluminum-carbonized carbon having a high-purity Al layer on one main surface. It is a silicon composite.
[0014]
Further, the present invention is the aluminum-silicon carbide composite, wherein the opposite side of one main surface having the high-purity Al layer is a convex surface having a warp of 20 μm or more per 100 mm, preferably The aluminum-silicon carbide composite as described above, having a thermal conductivity of 180 W or more and a thermal expansion coefficient of 9 × 10 ⁻⁶ / K or less.
[0015]
Furthermore, the present invention is a heat radiating component comprising the above-described aluminum-silicon carbide composite.
[0016]
In addition, the present invention provides a laminate by placing a high-purity Al plate on one main surface of a flat porous silicon carbide molded body, and placing the laminate in a pressurized container, An aluminum-silicon carbide composite is obtained by injecting a molten metal mainly composed of aluminum having a melting point lower than that of Al into the pressurized container, and impregnating the porous silicon carbide molded body with molten metal. And an aluminum-silicon carbide composite (hereinafter referred to as Al-silicon carbide composite), wherein the Al plate is integrated with the aluminum-silicon carbide composite.
[0017]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
About the manufacturing method of a metal-ceramics composite, there are roughly two types, an impregnation method and a powder metallurgy method. Among them, the method by powder metallurgy has not been obtained in terms of characteristics, and can be said to be a study stage. What is actually commercialized is by the impregnation method. There are various impregnation methods, and there are a method performed under normal pressure and a method performed under high pressure (high pressure casting method). The type performed under high pressure further includes a molten metal forging method and a die casting method.
[0018]
The method applicable to the present invention is of the type performed under high pressure, and specifically relates to a production method for obtaining a composite by a molten metal forging method and a die casting method. A silicon carbide based porous material (SiC) having a certain degree of strength in a mold or a mold composed of a frame and a plate (hereinafter simply referred to as a mold) (or in a room), whether molten metal forging, die casting, or the like. This is a method in which a preform is loaded and a molten Al alloy is impregnated at a high pressure to obtain a composite.
[0019]
Hereinafter, the present invention will be described in detail by taking one example of the case of the molten metal forging method. First, a method for producing an Al-silicon carbide composite will be described. Silicon carbide powder is molded and calcined to obtain a preform, which is set in a frame-shaped mold to form one block. After preheating the block, place it in a high-pressure vessel, pour the molten Al alloy into the high-pressure vessel as quickly as possible to prevent the temperature of the block from dropping, seal the high-pressure vessel with a punch, and pressurize the molten Al alloy further. The Al-silicon carbide composite is formed by impregnating the Al alloy in the voids of the preform placed in the mold.
[0020]
In this process, when setting the preform in the mold, when placing a high-purity Al plate in direct contact with one main surface of the preform, the same operation as the normal operation, An Al-silicon carbide composite having a high-purity Al layer on one main surface can be produced. In addition, if a large number of high-purity Al plates are arranged in advance on one main surface of one preform, an aluminum-silicon carbide composite having a plurality of high-purity Al layers on one main surface can be obtained. On the contrary, an aluminum-silicon carbide composite having a structure in which high-purity Al is connected can also be obtained by arranging a plurality of plate-like preforms on one main surface of a single high-purity Al plate.
[0021]
In the present invention, the silicon carbide based porous material (SiC preform) to be used does not need to be specially limited and can be obtained by a conventionally known method. For example, it can be obtained by adding silica, alumina, or the like as a binder to silicon carbide powder, mixing, molding, and firing at 800 ° C. or higher. There is no particular limitation on the molding method, and press molding, extrusion molding, cast molding, and the like can be used, and a shape-retaining binder may be used as necessary. It is preferable to select one having characteristics.
[0022]
Among the characteristics of the Al-silicon carbide composite, particularly important characteristics are thermal conductivity and thermal expansion coefficient. A higher silicon carbide (SiC) content in the composite is preferable because it has a high thermal conductivity and a low coefficient of thermal expansion. However, if it is too high, the impregnation operation is not easy. Practically, it is preferable that the porous silicon carbide molded body has a relative density in the range of 55 to 75% by volume, and the silicon silicon particles to be formed contain many coarse particles. Further, it is preferable that the strength of the molded body is 3 MPa or more in bending strength, because there is no fear of cracking during handling or impregnation.
[0023]
About raw material silicon carbide (SiC) powder for obtaining the said porous silicon carbide molded object, it is preferable to perform a particle size mixing | blending. This is because the coarse powder alone has poor strength development, and the fine composite alone cannot give a high thermal conductivity to the obtained composite. According to the study of the present inventor, for example, 40 to 80% by mass of silicon carbide coarse powder having a particle size of # 350 or more and 60 to 20% by mass of silicon carbide fine powder having a particle size of # 1000 or less are mixed. It is good to use.
[0024]
The molded body generally becomes a preform (porous sintered body) through degreasing and calcining steps, and is subjected to an impregnation operation. Therefore, in order to express the strength of the preform, the molded body is fired in a non-acidic atmosphere or an acidic atmosphere. In this case, if the firing temperature is 850 ° C. or higher, the bending strength is 3 MPa or higher. It can be a preform. The higher the firing temperature, the higher the strength of the preform can be achieved, but there is a problem that silicon carbide (SiC) is oxidized when firing in air. Since firing at a temperature exceeding 1100 ° C. in air affects the degree to which the thermal conductivity of the resulting composite decreases, firing in air at 1100 ° C. or lower is desirable.
[0025]
On the other hand, the metal in the silicon carbide based composite of the present invention preferably has a melting point as low as possible in order to prevent melting of the Al layer disposed in contact with one main surface of the preform during impregnation. Examples of the alloy include those containing 7 to 25% by mass of silicon. Further, when magnesium is contained in an amount of 1% by mass or less, the bond between the silicon carbide grains and the metal portion becomes stronger, which is preferable. Regarding metal components other than aluminum, silicon, and magnesium in the alloy, copper or the like may be included as long as the characteristics of the alloy do not change extremely.
[0026]
The high-purity Al plate used in the present invention may be of any type as long as it has a melting point higher than that of the metal impregnated in the gaps in the preform, but is bonded to the ceramic circuit board. High-purity Al is selected because it is easy to relieve the stress generated when it is further assembled into a module and subjected to a heat change when it is actually used as a module or a process for mounting electronic components. . As high-purity Al foil, any Al having a purity of 98.5 % by mass or more can be used without any problem. The thickness of the Al layer in the Al-silicon carbide composite composed of the Al plate exhibits the effect of the Al layer, and further maintains the physical properties of the composite, particularly the advantage of the coefficient of thermal expansion. From the viewpoint, about 0.1 to 1 mm is preferable. The pure Al layer may be subjected to surface treatment such as alumite treatment if necessary.
[0027]
By the method exemplified above, the flat aluminum-silicon carbide composite of the present invention can be obtained. Since this has a high-purity Al layer on one main surface, it has good heat dissipation characteristics. In addition, it has a stress relaxation property, and is a material suitable as a heat sink interposed between a ceramic circuit board and a heat radiation component such as a heat radiation fin, for example.
[0028]
In addition, since the aluminum-silicon carbide composite of the present invention has the above-described structure, the opposite side of one main surface having a high-purity Al layer is a convex surface on the basis that the constituent materials of the two main surfaces are different. It has the characteristic which has a shape which is a shape. And since it has the said characteristic, when applying the aluminum-silicon carbide composite of this invention as a heat sink of a ceramic circuit board, the contact between heat sinks and heat radiating components, such as a heat radiating fin, is favorable and obtained. The module can also achieve excellent heat dissipation characteristics. In particular, when adjusting the composition, thickness, and the like of the materials to be combined, the amount of warpage can be adjusted to a value of 20 μm or more per 100 mm, at which the effect can be stably obtained.
[0029]
Furthermore, in the preferable embodiment, the aluminum-silicon carbide composite of the present invention has the characteristics that the thermal conductivity is 180 W or more and the thermal expansion coefficient is 9 × 10 ⁻⁶ / K or less. In addition to the above effects, it has high thermal conductivity, and has a low expansion coefficient equivalent to that of semiconductor components and ceramic circuit boards. It has excellent characteristics and is difficult to be deformed even when subjected to a temperature change. As a result, it has a feature that it is easier to obtain a product with high reliability.
[0030]
【Example】
EXAMPLES Hereinafter, although this invention is demonstrated further in detail based on an Example, this invention is not limited to this.
[0031]
[Example 1] 70 g of silicon carbide powder A (manufactured by Taiheiyo Random: NG-220, average particle size: 60 μm), 30 g of silicon carbide powder B (manufactured by Yakushima Electric: GC-1000F, average particle size: 10 μm), and 10 g of silica sol (manufactured by Nissan Chemical Co., Ltd .: Snowtex) was weighed and mixed with a stirring mixer for 30 minutes, and then press-molded into a flat plate having dimensions of 120 mm × 120 mm × 2.6 mm at a pressure of 10 MPa. The obtained molded body was fired in the atmosphere at a temperature of 900 ° C. for 2 hours to obtain a silicon carbide based porous body having a relative density (bulk density) of 65 volume%.
[0032]
Next, the obtained silicon carbide based porous material is put into a 122 × 122 × 3.05 mm steel frame with a pouring gate through which molten metal can flow, and a high-purity Al plate of 120 mm × 120 mm × 0.4 mm on one side (4N Material) and sandwiched and integrated with SUS plates coated with carbon on both sides were preheated to 650 ° C. in an electric furnace. Next, it is placed in a pre-heated press mold having an inner diameter of 200 mmφ, poured into a molten Al alloy containing 12% by mass of silicon, and pressurized at a pressure of 100 MPa for 2 minutes to form an Al alloy on the silicon carbide based porous body. Was impregnated. After cooling to room temperature, the sandwiched SUS plate was peeled off and the iron frame was cut with a wet band saw to obtain a composite.
[0033]
From the above composite, a thermal expansion coefficient test specimen (diameter 3 mm, length 10 mm), a thermal conductivity measurement specimen (diameter 11 mm, thickness 3 mm), and a warp shape measurement specimen (100 mm × 50 mm × 3 mm) by grinding. ) Was prepared. Using each test piece, a thermal expansion coefficient of 25 to 250 ° C. was measured with a thermal dilatometer (Seiko Denshi Kogyo Co., Ltd .; TMA300), and a thermal conductivity at 25 ° C. was measured with a laser flash method (manufactured by Rigaku Corporation; LF / TCM-8510B). Moreover, about the curvature shape, the amount of curvature per 100 mm in length was measured using the contour shape measuring machine (the Tokyo Seimitsu company make; contour record 1600D-22). The results are shown in Table 1.
[0034]
[Comparative Example 1] A composite was prepared and evaluated in the same manner as in Example 1 except that a high-purity Al plate was not disposed and a silicon carbide based porous material alone was impregnated with an Al alloy. The results are shown in Table 1.
[0035]
[Table 1]

[0036]
[Example 2] A composite produced in the same manner as in Example 1 was processed to prepare 10 sheets having a shape of 90 mm x 90 mm x 3 mm, and these were subjected to electroless Ni plating treatment to give a thickness of 5 µm over the entire surface. After forming the plating layer, the presence or absence of plating on the upper and lower surfaces of the composite was observed. Next, a commercially available aluminum nitride circuit board (size: 25 mm × 60 mm) is joined to the plated composite using solder to produce a circuit board in which a heat sink is integrated. A module structure was manufactured by screwing the alloy heat radiation fin.
[0037]
The module structure was subjected to a thermal shock test in which a temperature cycle of -40 ° C. to + 125 ° C., where one cycle of temperature rise, hold, and descent was 3000 times for 40 minutes, and the ceramic circuit boards were joined or joined. The presence or absence of cracks in the solder layer and the presence or absence of circuit peeling were observed. The results are shown in Table 2.
[0038]
[Table 2]

[0039]
[Comparative Example 2] Using the composite produced in the same manner as in Comparative Example 1, 10 pieces processed into a shape of 90 mm x 90 mm x 3 mm were produced, and the processing and evaluation were performed in the same manner as in Example 2. The results are shown in Table 2.
[0040]
【The invention's effect】
The composite of the present invention not only has a high thermal expansion coefficient and high thermal conductivity, but also has a high-purity Al layer on one side, so that warpage is appropriately controlled, and particularly high reliability is required. It is suitable as a base material for ceramic circuit boards on which semiconductor components are mounted. Furthermore, the production method of the present invention can produce the composite without adding a special step, and is very useful in industry.

Claims

An Al layer having a purity of 98.5% by mass or more on one main surface in a composite formed by impregnating a plate-like silicon carbide porous body with a metal mainly containing aluminum containing 7 to 25% by mass of silicon An aluminum-silicon carbide based composite characterized by comprising:

2. The aluminum-silicon carbide composite according to claim 1, wherein an opposite side of one main surface having the Al layer having a purity of 98.5% by mass or more is a convex surface having a warp of 20 μm or more per 100 mm.

The aluminum-silicon carbide based composite according to claim 1 or 2, wherein the thermal conductivity is 180 W or more and the thermal expansion coefficient is 9 x 10-6 / K or less.

A heat dissipating component comprising the aluminum-silicon carbide composite according to claim 1, claim 2 or claim 3.

An Al plate having a purity of 98.5% by mass or more is disposed on one main surface of a flat porous silicon carbide molded body to form a laminated body, and the laminated body is disposed in a pressurized container . A molten metal composed mainly of aluminum having a melting point lower than that of an Al plate having a purity of 5% by mass or more is injected into the pressurized container, and the voids of the porous silicon carbide molded body are impregnated with the molten metal. A method for producing an aluminum-silicon carbide composite, wherein the aluminum-silicon carbide composite is formed and the Al plate is integrated with the aluminum-silicon carbide composite.