JP5281747B2 - 高熱伝導率金属マトリックス複合材料 - Google Patents

Description

本発明は、一般に、非常に高い熱伝導率の金属マトリックス複合材料構造物に関し；
また、特には、化学的気相反応プロセス（ｃｈｅｍｉｃａｌ ｖａｐｏｒ ｒｅａｔｉｏｎ ｐｒｏｃｅｓｓ）によってその表面に形成された、ベータ−ＳｉＣの薄い転化表面層（ｃｏｎｖｅｒｓｉｏｎ ｓｕｒｆａｃｅ ｌａｙｅｒ）を有するダイヤモンドの粒子を含むそのような複合材料に関する。これらの粒子上のＳｉＣコーティングは反応領域、あるいはグレーデッド層として存在し、拡散転化インターフェースがなくビルドアップされたＳｉＣ／コーティングに対立するものであり、それはダイヤモンドの表面上へのＳｉＣの化学蒸着法のようなコーティングプロセスによって得られていた。

本発明の背景技術
例えば高パワーエレクトロニックパッケージングおよび他の熱管理用途で使用するために、非常に高い熱伝導率を備えた複合材料を生産する試みについて多くの文献が発表されている。この文献の多くは、金属マトリックスへ粒子フィラーを添加して、金属マトリックス複合材料（ＭＭＣ）を形成することに関する。金属マトリックス複合材料を形成するために金属に高い熱伝導率を備えた粒子フィラーを加えることによる効果は公知である。ＭＭＣの特性は、粒子フィラーおよび金属マトリックスの特性を適切に選択することにより、特定用途の必要条件に適合するよう、しばしば最適化することができる。その例としては、アルミニウムマトリックスへのＳｉＣ粒子の添加が挙げられる。フィラー粒子と接触する場合、溶融したアルミニウムおよびアルミニウム合金は容易にＳｉＣを濡らす。Ａｉ／ＳｉＣ複合物は、４０体積％よりも多いフィラー添加量で、４００ＭＰａの強度を達成することが報告された。これは、ＳｉＣ粒子とＡｌの間で良好な結合が形成されたことを示す。粒子のＳｉＣおよびアルミニウムマトリックスで構成されたＭＭＣは、熱膨張率（ＣＴＥ）、剛性および耐摩耗性の点において純粋なＡｌ構造によりも優れている。

しかしながら、一般にＭＭＣの熱伝導率は所望の期待を満たさない。純粋なアルミニウムの熱伝導率は約２００Ｗ／ｍ．ｋであり、純粋な結晶のＳｉＣ粒子の熱伝導率は約３２０Ｗ／ｍ．ｋである。Ａｌ／ＳｉＣ ＭＭＣに対する熱伝導率の値は、一般に２００Ｗ／ｍ．ｋ未満であり、典型的には１８０Ｗ／ｍ．ｋ未満である（１−５参照）。これらのＡｌ／ＳｉＣ ＭＭＣは、撹拌キャスティング、粉末冶金あるいは低圧および常圧のメルトインフィルトレーションのようなプロセスによって固形化された。これらの方法は比較的遅く、アルミニウムが溶融状態にある時に、相当な滞留時間があり、ＳｉＣが溶融したＡｌと反応し、アルミニウムカーバイドを形成することを許容する。反応の例は次のとおりである：
Ａｌ＋３ＳｉＣ＝Ａｌ_４Ｃ_３＋３Ｓｉ （１）

その理由としては、これらのプロセスは一般にＡｌ−Ｓｉアロイの使用を必要とし、これがＳｉの活性を減少させて、溶融したアルミニウムとの長い接触時間中の、逆カーバイド反応の速度を減少させることがあげられる。これらのＡｌ−Ｓｉアロイは一般に純粋なアルミニウムより小さい熱伝導率を持っており、したがってＳｉＣ／Ａｌ ＭＭＣの熱伝導率を低減させる。あるいは、粒子で強化されたアルミニウムを固形化する高速高圧金属インフィルトレーション（スクイーズキャスティング（ｓｑｕｅｅｚｅ ｃａｓｔｉｎｇ）とも呼ばれる）の使用は、複合材料のより速い固形化に帰着する。溶融したアルミニウムへの粒子の暴露時間は一般に数秒であり、上述された非加圧プロセスでの数時間に対立する。スクィーズキャスティングによる迅速な固形化の結果、純粋なアルミニウムを使用することができ、複合材料中、ＳｉＣ充填量が約５５体積％で、最大約約２２５Ｗ／ｍの熱伝導率が期待される。

ダイヤモンドのある特性は、高熱伝導率ＭＭＣのための可能なフィラーとして、それを特に魅力的にする。ダイヤモンドの熱伝導率は結晶の完全性に応じて、約７００−２０００Ｗ／ｍ．ｋである。さらに、それは低いＣＴＥ（約１ｐ．ｐ．ｍ．／℃）を有する。しかしながら、溶融アルミニウムとダイヤモンドの接触のための長時間の曝露時間を有する、ダイヤモンド／アルミニウムＭＭＣのための固形化法を使用する研究者は、高レベルの熱伝導率を得ることができない。５０体積％の工業用ダイヤモンド粒子を含んでいるアルミニウムマトリックスを含む複合材料は、２００Ｗ／ｍ．ｋ未満の熱伝導率を有すると報告されている（ＪｏｈｎｓｏｎおよびＳｏｎｕｐａｒｌａｃ、参考文献３）。複合材料中のダイヤモンドの微細構造の検査は、ダイヤモンドの粒子上のアルミニウムカーバイド（Ａｌ_４Ｃ_３）の厚い表面層の存在を明らかにした。この表層は式（２）で示される反応によって形成される。
３Ｃ＋４Ａｌ＝Ａｌ_４Ｃ_３ （２）
アルミニウムカーバイドは一般に低い熱伝導率を持つと認識され、ハイドロスコピックである。表面上に形成されたアルミニウムカーバイドの厚い層を有するダイヤモンドの粒子は、効果としては、ダイヤモンドの粒子としてよりは、アルミニウムカーバイド粒子としてより機能し、複合物質の不良な熱伝導率をもたらす。

アルミニウム複合材料を形成する溶融アルミニウムとダイヤモンドの粒子との接触前に、保護層でダイヤモンドの粒子をコーティングすると、Ａ１_４Ｃ_３を形成する反応を防止することができる。明確なＳｉＣコーティングのダイヤモンドの粒子への適用、および引き続くＡｌとの複合材料の形成は、文献に記載されている（参考文献６）。４０−５０ミクロンの粒径の工業用ダイヤモンド粉末（ベータダイヤモンド生成物）のルースなベッドは、ダイヤモンド粒子アレイの化学蒸着法プロセスを使用して、ＳｉＣでコーティングされた。それは著者によって化学気相インフィルトレーションまたはＣＶＩと名付けられた。このＣＶＩプロセスでは、ダイヤモンドの粒子の表面に明確なＳｉＣコーティングが適用されるか、または堆積される。ＣＶＩプロセスによるＳｉＣの堆積が約１０００℃で生じることは、公知である。ＪｏｈｎｓｏｎとＳｏｎｕｐａｒｌａｃは、プロセス条件に依存して、０．４１〜１．６ミクロンの間で変化するＳｉＣコーティングの厚さを評価した。彼らは、さらにコーティングされたダイヤモンド粒子のＳｉＣ含有量の合計を体積で３％から１１％と評価した。プリフォームされた粒子アレイは、ＣＶＩ ＳｉＣコーティングによって堅くなったことが観察された。ＳｉＣコーティングされた、プリフォームされたダイヤモンドは、Ａｌ−１５Ｓｉ−５Ｍｇ重量％アロイを使用して、無圧金属インフィルトレーションプロセスにより、インフィルトレーションされた。プロセス条件はプリフォームの完全なインフィルトレーションを保証するために最適化された。ＭＭＣの関連する特性は表１に示される。

すべてのレベルのＳｉＣ膜厚で、ダイヤモンド粒子上のＡｌ_４Ｃ_３の形成が、非常に低レベルに低減されているが、０よりも大きい数値を維持している。報告された密度は、アルミニウム合金と、ＳｉＣコーティングされたダイヤモンドのプリフォームとの完全なインフィルトレーションの、著者のクレームと一致している。複合材料の熱伝導率値は、１３１−２５９Ｗ／ｍ．ｋで変動する。しかしながら、複合材料中のダイヤモンドの粒子の非常に高い充填量（４０−５０体積％）、およびダイヤモンドの熱伝導率を考慮すれば、非常に低いものである。ダイヤモンド粒子上のＳｉＣ膜厚と、複合材料の熱伝導率の間に明白な関係はない。この研究の著者は、ダイヤモンドの粒子上の増加したＳｉＣ膜厚において観察された、増加した堅さ（ヤング率）は、ダイヤモンドの粒子間のＳｉＣブリッジの形成によると彼らが信じていることを示した。これらの結果は、ＳｉＣ膜厚が過度であり、それによって、ダイヤモンドの粒子間の橋かけを引き起こす場合があることを示しているように見える。しかしながら、ＣＶＩプロセスで、ダイヤモンドの粒子上の薄い均一なＳｉＣコーティング、すなわちダイヤモンドの表面の１００％を覆うコーティングを得ることは困難である。

上述の先行技術とは異なり、本発明者は、コーティングされていないダイヤモンドとアルミニウムの複合材料を調製するために、高速高圧溶融インフィルトレーション（スクィーズキャスティング）を使用する。上述のように、このプロセスはダイヤモンドの溶融アルミニウムへの暴露時間を非常に短い時間に減少させる（たとえば、２秒未満）。ダイヤモンドの粒子の表面に最小限のアルミニウムカーバイドが存在すると予測されるが、複合材料の熱伝導率は依然として２００Ｗ／ｍ．ｋ未満である。

発明の概略および目的
簡潔に言えば、本発明は、その内部に分散されたダイヤモンドの粒子を有する金属マトリックスで構成された複合材料構造物であって、ダイヤモンドの粒子が、その表面へ化学的に結合したベータ−ＳｉＣの層が存在すること、およびＳｉＣの炭素が、それが結合するそれぞれの粒子のダイヤモンドに由来することによって特徴づけられる複合材料構造物に関する。

有利には、複合材料構造物のマトリックスは、アルミニウム、銅、マグネシウムおよび前述の金属の１つ以上のアロイの中から選択された金属で本質的に構成される。

発明の好ましい実施態様では、マトリックスはアルミニウムで構成される。
別の実施態様では、マトリックス金属は銅で構成される。

本発明は、上記の新規な金属マトリックス複合材料の本質的な要素である、化学的にダイヤモンドに結合したＳｉＣを有するダイヤモンドの粒子の調製に関する。

本発明は、さらに、複合材料の非常に高い熱伝導率に帰着する、異なるプロセスによって適用されたＳｉＣでコーティングされた前記ダイヤモンドの粒子を含んでいる金属マトリックス複合材料の形成について記述する。

したがって、本発明の第一の目的は本質的に改善された熱伝導率を有する金属マトリックス複合材料を提供することである。

そのような高い熱伝導率の形成において使用することを可能とするのに必要な特性を有する、ＳｉＣコーティングされたダイヤモンド粒子を提供することは、本発明の別の価値ある目的である。

前述のＳｉＣコーティングされたダイヤモンド粒子を生産するための新規なプロセスを提供することは、本発明の別の価値ある目的である。

前述のＳｉＣコーティングされたダイヤモンド粒子を金属マトリックス中に組込み、上記の非常に高い熱伝導率の金属マトリックス複合材料を得るためのプロセスを提供することは、本発明の別の価値ある目的である。

有利には、前述の高い熱伝導率の金属マトリックス複合材料は、化学的に結合されたＳｉＣの層が、ダイヤモンドアレイのダイヤモンド粒子上にその場で生成され、ついで、好ましくはスクィーズキャスティングとして知られている高速高圧金属インフィルトレーション技術によって、金属マトリックス中に埋め込まれることにより製造される。

好ましくは、ＳｉＣの化学的に結合された層は、ＳｉＯガスとダイヤモンドの粒子とを接触させることにより、化学気相反応プロセス（ＣＶＲ）によってそれぞれのダイヤモンドの粒子上に生成される。

図面の簡単な説明
図１は、本発明の、ＳｉＣでダイヤモンドの粒子をコーティングするＣＶＲプロセスを行なうのに適当な装置の模式図である。
図２は、本発明の、ダイヤモンド金属マトリックス複合材料を形成するスクィーズキャスティングアセンブリーを行なうのに適当な装置の模式図である。

好ましい実施態様の詳細な説明
図１を参照する。本発明にかかる、その内部に分散されたダイヤモンドの粒子を有する金属マトリックスを有する複合材料構造物の要素として使用するためのダイヤモンドの粒子であって、その表面にベータ−ＳｉＣの転化表面層を有するダイヤモンドの粒子を製造するための適当な装置の模式図を示す。

図１には、るつぼ１０１の側断面図が示される。るつぼはＳｉＣで作られ、るつぼはＳｉの下部リング１０４と、ＳｉＣの上部リング１０５により下部室１０２と上部室１０３に分割され、２つのリングの間に配置される１００％ＳｉＣのファブリックのウエブ１０６を有する。１００％ＳｉＣのファブリックは、ガス状ＳｉＯとグラファイトファブリックを反応させ、グラファイトを本質的にＳｉＣに１００％転化させることにより形成された。

下部室１０２はＳｉＯジェネレータを収容する。ＳｉＯジェネレータは、等モルでシリコン（Ｓｉ）およびシリカ（ＳｉＯ_２）を混合することにより調製された。るつぼ１０１が摂氏１２００度以上に熱されると、ＳｉＯガスは式３で示されるように、ジェネレータ中の反応から形成される：
Ｓｉ＋ＳｉＯ_２＝２ＳｉＯ（ｇ） （３）
下部室１０２内で生成されたＳｉＯガスは、ＳｉＣファブリック１０６を通過して上部室１０３へ移動し、ＳｉＣファブリック１０６の上に配置されたダイヤモンドの粒子１０７のアレイと反応する。十分な量のＳｉＯが発生され、それぞれの粒子の表面全体にわたり、ダイヤモンドの粒子の表面がＳｉＣに変換されることを保証する。

図２は、本発明に従って作られる、金属マトリックス複合材料の高圧スクィーズキャスティングに適当なダイアセンブリを示す。この装置は工具鋼から作り上げられ、ダイ１１０、ダイプラグ１１１、およびショットチューブ（あるいはゲート）１１２から成る。キャビティー１１３は、スクィーズキャストパート１１３ａのために必要とされるジオメトリーに対応して、ダイの中で機械加工される。それが溶融したアルミニウムで充満された時に、空気がキャスティングから排気されることを可能にするために、ダイプラグ１１１はダイキャビティー１１３に対して０．００５インチのクリアランスを有している。ショットチューブ１１２の内径（ＩＤ）は十分に大きく、それが完全にダイキャビティー１１３をカバーするようにされる。アルミニウムおよび粒子の粉末をキャスティングして複合材料を製造するために、粉末はダイキャビティー１１３内に置かれ、最大の密度で均等にローディングするために、振られる。ダイ１１０に充填された粉末をカバーするために、セラミック・ペーパー１１４がショットチューブ１１２内に置かれる。その後、ダイキャビティー１１３とショットチューブ１１２の一部を満たすのに十分な量の溶融アルミニウムが、ショットチューブ１１２内に注がれる。その後、最大１５，０００ｐｓｉの圧力がプランジャー１１５を介して加えられ、ダイキャビティー１１３の迅速な充填を達成し、金属マトリックス複合材料中のほぼ１００％の密度を達成する。冷却の後、固形化された部分１１３ａおよびビスケット１１６を有する部分的に満たされたショットチューブ１１２は、ダイスアセンブリから取り除かれる。ビスケット１１６は、所望の複合品またはキャスト部材１０３ａを生産するために、フライス研削またはのこぎりによるような金属削除技術によって取り除かれる。

ある種類の固体デバイスについては、エレクトロニックパッケージングにおけるトレンドは、より高いパワーレベルでより小さいデバイスを管理する方向に向いている。多くの電子チップ中の非常に高いパワー密度の管理が、主な挑戦になった。適切な熱管理の不足は、作動中においてチップの温度を、それらがパフォーマンスおよび信頼度の両方を低下させる、過熱状態のポイントまで上昇させる。この熱ビルドアップを防ぐ好ましいルートは、チップを高熱伝導率基体にマウントすることである。該基体は、チップから大きなヒートシンクに熱を伝えて放出し、それにより作動中のチップの最大温度を受容可能な値に制限する。チップは、一般に高熱伝導率はんだ、あるいはポリマー接着剤により基体に取り付けられる。はんだは一般に有機の接着剤より高い熱伝導率を持つので、はんだは接着剤よりも一般に好まれる。

チップが破損される場合のあるさらなるメカニズムが存在し、それはチップと基体の相対的な熱膨張率に関係する。チップがはんだで基体に取り付けられる場合、コンポーネントは、はんだを溶融するのに十分に高い温度（摂氏１８０℃−４２５℃）に熱せられなければならない。パッケージが続いて冷却される時、はんだは固形化し、チップと基体の間に結合を提供する。パッケージが室温にさらに冷却される際、チップと基体の熱膨張率の相違は、チップ中に本質的な機械的ストレスのビルドアップを導く場合がある。この冷却と、引き続くパッケージの熱サイクルは、基体、チップまたはインターフェースに疲労を引き起こす場合があり、これは性能および寿命に影響を与える場合がある。これらのストレスがチップの引張強さ限界を越える場合、それらはクラッキング（剥離）を生じさせる場合がある。電子チップに一般に使用される材料はＣＴＥが約３ｐ．ｐ．ｍ．／℃のＳｉ、またはＣＴＥが約６ｐ．ｐ．ｍ．／℃のＧａＡｓである。チップのそれに精密に一致するＣＴＥを有する基体を使用することは非常に望ましいであろう。非常に高い熱伝導率とともに、そのような熱膨張特性を有する基体はさらに望ましいであろう。

上述された電子パッケージの中で使用される１つのタイプの基体は、セラミック基板である。比較的低いチップパワーレベルについては、酸化アルミニウム基板が一般に使用される。それは約２０−４０ Ｗ／ｍ．ｋの熱伝導率と、約７ｐ．ｐ．ｍ．／℃のＣＴＥを有する。より高パワーのチップについては、約１５０−２００ Ｗ／ｍ．ｋの熱伝導率と、約４ｐ．ｐ．ｍ．／℃のＣＴＥを有する、窒化アルミニウムセラミック基板が、より良好な選択肢となる。窒化アルミニウムセラミック基板は、有毒なＢｅＯ以外のセラミック基板で、一般に最も高い熱伝導率を示す。これらの酸化アルミニウムと窒化アルミニウムのセラミック基板は優れた電気的絶縁特性を持っている。それはバイポーラチップに基づいたものをはじめとする、多くの電子パッケージについて望ましい。しかしながら、デバイスの底側がソースコンタクトとなるＬＤＭＯＳチップに基づいた電子パッケージについては、前面と背面との間の良好な導電性能を有する基体が必要とされる。これはセラミック基板中に、両面を電気的に接続する、電気的に導電性のバイアスを作り上げることにより達成されることができる。基体ボディ自身が電気的に導電性であり、さらに高い熱伝導率およびチップとのＣＴＥの良好な一致を有すれば、一般により簡単に達成できる。これらのＬＤＭＯＳデバイスについては、ＭＭＣ基体はしばしばＣＴＥと導電率の必要条件を満たすことができるが、それらが達成することができる熱伝導率については制限されている。上述された、Ａｌ／ＳｉＣ粒子で強化されたＭＭＣは、約１８０−２２５Ｗ／ｍ．ｋの熱伝導率、約７ｐ．ｐ．ｍ．／℃のＣＴＥ、および良好な電気伝導度を有している。非常に高いパワー密度で作動する傾向のＬＤＭＯＳチップについては、より高い熱伝導率を与えることが望ましいだろう。

アルミニウムマトリックスと、本発明に従って製造された粒子ダイヤモンドを含む、本発明の金属マトリックス複合材料は、ＬＤＭＯＳ電子パッケージの要求をすべて満たすことができる。Ａｌは約２００Ｗ／ｍ．ｋの熱伝導率を有している。ダイヤモンドは約７００−２０００Ｗ／ｍ．ｋの熱伝導率を有している。さらに比較的低いダイヤモンドのＣＴＥ（約１ｐ．ｐ．ｍ．／℃）は、未充填の金属よりも、ＳｉまたはＧａＡｓにより一致した複合材料のＣＴＥをもたらす。しかしながら、本発明を除いては、文献に記載された粒子ダイヤモンドにより強化されたＭＭＣは、容易に利用可能なＡｌ／ＳｉＣ ＭＭＣの熱伝導率における若干の改良だけを示している。本発明に記述されたＭＭＣは、予想外の高い熱伝導率を有し、最大約６５０Ｗ／ｍ．ｋを示し、潜在的には、たとえば８００Ｗ／ｍ．ｋおよびそれ以上という高いレベルの熱伝導率を有する。

図１の実施態様
ダイヤモンド粒子のフィラーを含むＡｌの金属マトリックス複合材料を作り、ＭＭＣについて非常に高い熱伝導率が得られるようにするために、ＳｉＣの薄い、均一な、表面が転化された、付着したコーティングが、複合材料の形成前に、ダイヤモンド上に存在しなければならない。このコーティングの目的は、ダイヤモンドとアルミニウムの２表面間のカップリング層を提供することである。それはアルミニウムによって容易に濡らされることができ、向上されたフォノントランスファのために、２表面の間で勾配を有するアコースティカルインピーダンス（ａｃｏｕｓｔｉｃａｌ ｉｍｐｅｄａｎｃｅ）特性を提供する。更に、本発明によれば、このＳｉＣコーティングは、ダイヤモンドとコーティングの間の別個の個別のインターフェース転化層が、伝熱に対するどのような熱的バリアをも防止するような方法で、ダイヤモンドに一体として結合されなければならない。そのようなコーティング、およびかかるコーティングを提供するプロセスは本発明に記述される。本発明の好ましい態様においては、式４に記述されるような、ダイヤモンドの粒子と、ＳｉＯのようなガス状のシリコン種の間の反応によって形成される薄いＳｉＣ転化コーティングである：
２Ｃ（ダイヤモンド−ｓ）＋２ＳｉＯ_２（ｇ）＝ＳｉＣ（ｓ）＋ＣＯ（ｇ） （４）

ダイヤモンドの表面のＣＶＲ転化は、ＳｉＣの薄いインターフェーススキンに最初に帰着すると信じられている（発明者は、ＳｉＣとグラファイトフレークとの反応において、ＳｉＣの薄いインターフェース表面スキンの形成を観察した）。反応時間および／または温度が増大するにつれて、コーティングの生成は、ダイヤモンド粒子の外面から中心に進み、反応帯または勾配を有する層に帰着する。一方、ＣＶＩまたはＣＶＤのプロセスによって得られたコーティングは、ＳｉＣコーティングと基体の間にはっきりとしたインターフェースを持つと予想される。ＳｉＣのＣＶＩ／ＣＶＤ堆積温度は、ダイヤモンド表面のＳｉＣへの転化を達成するのに必要な温度より低く、何らの界面反応をも起こさず、ダイヤモンドおよびＣＶＩ／ＣＶＤ ＳｉＣコーティングの間のはっきりとしたインターフェースを有するコーティングのビルドアップに帰着する。このＣＶＩインターフェースは、参考文献６のＪｏｈｎｓｏｎとＳｏｎｕｐａｒｌａｃによって記述された先の複合材料の貧弱な熱伝導率に寄付するものと考えられる。

更に、この化学的気相反応（ＣＶＲ）プロセスは、ＳｉＣの均一な表面層が、転化被覆厚さが非常に小さいレベルで得られることを確実にする。上述のように、ＳｉＣコーティングの膜厚が増加するにつれて、ＳｉＣの熱伝導率（約３２０Ｗ／ｍ．ｋ）が、非常に高い熱伝導率のダイヤモンド粒子と金属マトリックスの間の熱的なバリアの役割をし、ＭＭＣの達成することができる最大の熱伝導率を制限する。

さらに本発明の薄いＳｉＣ ＣＶＲ転化コーティングの有効性を理解するために、複合材料の熱伝導率の予測を混合物の計算ルールを使用して行うことができる。熱伝導率が輸送特性であり、混合物の計算ルールが正確でないが、参考文献６のＪｏｈｎｓｏｎとＳｏｎｕｐａｒｌａｃによって記述されたダイヤモンド上のＣＶＩコーティングと、本発明のＣＶＲ転化コーティングの比較についての洞察を提供することができる。簡単な混合物のための典型的な関係は次のとおりだろう：

ここでｆは粒子の体積分率であり、Ｋｍ、Ｋｐ、およびＫｃは、それぞれマトリックス、粒子および複合材料の熱伝導率である（参考文献７）。上記の式は粒子マトリックスインターフェースを横切る完全な伝熱を要求する。これは相違するコンポーネントの間のインターフェースでのフォノンの散乱によって制限される。計算は熱インターフェースの有効性を判断するために、Ｋｐを評価するために行なわれた。ＣＶＲプロセスでコーティングされたダイヤモンド粒子を５０体積％含むアルミニウム複合材料について、Ｋｍとして２００Ｗ／ｍ．ｋが使用され、Ｋｃについては６５０Ｗ／ｍ．ｋが使用された（それは本発明のＣＶＲコーティング技術を使用して生産された複合材料について得られた）。Ｋｐについて計算された結果は約１９３８Ｗ／ｍ．ｋであり、これはダイヤモンドの熱伝導率について報告された最大値に近い。この結果は、本発明によって教示されるＣＶＲコーティングが、ほとんど完全な熱インターフェースを提供することを示す。次に、参考文献６のＪｏｈｎｓｏｎとＳｏｎｕｐａｒｌａｃによって記述された複合材料について計算が行われた。それは、ダイヤモンドの粒子の上に厚いＣＶＩコーティングを有していた。ダイヤモンド充填量として４５体積％、Ｋｍとして２００Ｗ／ｍ．ｋ、Ｋｃとして２５０を使用すると、Ｋｐについての計算結果は約３２２Ｗ／ｍ．ｋであった。したがって、薄く勾配を有するＣＶＲコーティングは、ＣＶＩコーティングよりはるかに優れた熱インターフェースを提供する。

アコースティックカップリングにおけるＳｉＣの役割は、次の議論によって一層よく理解される。波動説にしたがってフォノンを扱い、正常な入射での横方向の音波を仮定すると、２つの異なる材料間の境界での（強度）反射率は、次のように与えられる：

式中、Ｚは音響インピーダンス（質量密度と弾性率の積の平方根と等しい）である。明白に、最小の反射、したがって最大の伝播は、Ｚ１＝Ｚ２の時に起こる。反射、したがってフォノンの散乱は、デルタＺが増加するにつれて増加する。熱伝導率の場合には、コーティング物質の最適の音響インピーダンスは次のとおりだろう：

表ＩＩは、関係する材料の音響インピーダンスを与える。ＳｉＣの音響インピーダンスは、アルミ−ダイヤモンドインターフェースについて式７で計算された最適のマッチングインピーダンス（計算値２７６×１０^５ｋｇ／ｍ・ｓ、ＳｉＣ ３１０×１０^５ｋｇ／ｍ・ｓ）と近いことに留意すべきである。これは、アルミニウムマトリックス中のＳｉＣ転化コーティングされたダイヤモンドの優れた特性を予言する。

表ＩＩ 様々な材料の音響インピーダンス
Ａｌ ダイヤモンド ＳｉＣ
Ｚ（１０^５ｋｇ／ｍｓ）： １３６ ５６１ ３１０

粒子のダイヤモンド粉末をコーティングするための好ましいプロセスは、図１に示される。ダイヤモンドの粒子は支持するＳｉＣファブリック上に置かれる。その後、それはるつぼ内に置かれ、反応温度に熱される。るつぼは炉の中に置かれ、その中で、ＳｉＯ_２と、ＳｉまたはＣのような還元剤の間の反応によって、ＳｉＯ分圧が生成される。所定温度でＳｉＯ−ダイヤモンドの転化反応が完了すべき所定時間の後、炉は冷却され、コーティングしたダイヤモンドを支持するファブリックを、るつぼから取り出した。ＳｉＣ転化コーティングダイヤモンド粒子は、コーティングされたダイヤモンドからファブリックを剥がすことによりファブリックから回収される。その後、すべての凝集塊が機械的撹拌によって解砕される。

ＳｉＣでコーティングされたダイヤモンドを形成する、ダイヤモンドとＳｉＯの間の反応は、一般にプロセス温度が上昇するにつれてより迅速に進む。しかしながら、ある温度閾値では、ダイヤモンドはグラファイトに変換する場合がある。図１の装置中の制限条件を確立するために、以下の実験が行なわれた。ダイヤモンド粒子（Ｏｓｈｍｅｎｓ社製の合成ダイヤモンド）をるつぼの中に置き、最大４時間、１５５０℃および１６００℃で加熱した。熱処理された粉末のＸ線回折（ＸＲＤ）はダイヤモンドのパターンを示し、グラファイトを示す証拠はなかった。別の実験では、ＳｉＯと反応されたダイヤモンドの粉末（表ＩＩＩ、実施例４）を、３時間、１６６０℃で加熱した。ＸＲＤパターンは、ダイヤモンドがグラファイトに転化したことを、何ら示していなかった。しかしながら、同じ粉末が８時間、１８００℃で加熱された時、このサンプルのＸＲＤパターンは大きなグラファイトピーク、ブロードになったダイヤモンドピークおよびＳｉＣ転化反応からのＳｉＣピークを示した。１８００℃で８時間加熱した後の、グラファイトへのダイヤモンドの顕著な転化は、ダイヤモンド−ＳｉＯの反応を、より短い時間および／または低い温度に制限するという決定を導いた。

その後、一連の炉の実験が行われ、ダイヤモンドの粒子とＳｉＯを反応させた。ダイヤモンド粒子の転化のためのＳｉＯ（ｇ）ジェネレータが、等モルのシリコン（Ｓｉ）とシリカ（ＳｉＯ_２）を加えることにより作られた。使用されたシリカは、１５０−３００ミクロンの粒径を有していた。混合はアルミナミリングメディアを使用して、１時間行われた。ＳｉとＳｉＯ_２の反応は、ＳｉＯ_２の粒径が小さくなるとともに、より速く進む。この効果を最小限にするために、同じ粒径（１５０−３００ミクロン）のシリカを使用し、ミリングの時間を１時間に固定した。

０．５ミクロンから１２０ミクロンまでの、異なる粒径のダイヤモンド粉末は、１４５０℃から１６００℃で、１−８時間反応させられた。その後、コーティングを施したダイヤモンド粒子は、ＸＲＤによって検査された。実験は表ＩＩＩに要約される。ダイヤモンドのＸＲＤスペクトルは、低濃度のＳｉＣの存在に起因する変化を示した。

表ＩＩＩの最後のカラムは、２シータ＝３５．７のベータ−ＳｉＣのピーク高さと、２シータ＝４４．０のダイヤモンドのピーク高さとの比率を示す。ＸＲＤからのピーク高さの比率は、組成の分析のための定量的手続きではないが、それは反応された粉末中のＳｉＣとダイヤモンドとの含有量の相対的（絶対値ではない）な、概略的な評価を可能にする。表ＩＩＩ中のデータは、ＳｉＣ形成へもっとも大きな影響を与える変数が、ダイヤモンドの粒径であることを示す。ダイヤモンドに対するＳｉＣのピーク高さ比率は、一般に、１００−１２０ミクロンのダイヤモンドの粒子については０．０１−０．０４、１５−３０ミクロンのダイヤモンドについては０．０３−０．０７、０．５−２ミクロンのダイヤモンドについては０．１−０．６である。したがって、最も大きいダイヤモンドの粒子が、最も低いＳｉＣ量を有するように見える。所定の粒径のダイヤモンドについては、反応温度および時間を増加させることは、一般に、ダイヤモンドのピーク高さへのＳｉＣピーク高さのより高い比率に帰着する。この情報および本発明の予測により、複合材料用の最も高い熱伝導率が、ダイヤモンドのＸＲＤピーク高さに対してＳｉＣ ＸＲＤピーク高さの最低の比率を持っているダイヤモンドを使用して得られるであろうことが期待されるだろう。そのような１つのダイヤモンドの粉末は、表ＩＩＩの実験４から得られ、１００−１２０ミクロンの粒径を有し、ＳｉＯと１５５０℃で３時間反応された。反対に、０．５−２．０ミクロンの粒径を有するダイヤモンドの粉末が、最も低い熱伝導率を備えた複合材料を生産すると予想することができる。

図２の実施態様
図２は、ダイヤモンド金属マトリックス複合材料を形成する、スクィーズキャスティングアセンブリーの模式図である。ダイヤモンドの粉末は、工具鋼ダイのダイキャビティーに直接入れられ、フルタップ密度を達成するために振られる。ダイヤモンド粉体の床は１枚の１／３２インチのアルミナセラミック・ペーパーで覆われる。これはインフィルトレーション中に溶融物から酸化物粒子を取り除くためにフィルタの役割をする。ダイキャスティング中にガスがエントラップされることを回避するために、０．００５インチのギャップがダイ中で、ボトムプラグのまわりで維持され、トラップされた空気がインフィルトレーション中に逃げることを可能にする。アルミニウムは酸化を回避するためにアルゴンカバーガスの下で、溶融温度（６６０℃）以上に加熱される。ダイは、別途、Ａｌの融点よりわずかに下の温度に加熱される。加熱されたダイは加熱炉から取り出され、キャスティングマシンへ移され、Ａｌ溶融物がダイの加熱されたショットチューブ内へ注がれる。インフィルトレーションは加圧下、数秒以内で完了する。ダイはキャスティングマシン内で放冷され、その後、キャスト部分および付着したビスケットから成るキャスティングを取り出す。

他の実施態様
本発明はそれの詳細な説明と共に記載されてきたが、先の記述は本発明を例証するものであり、本発明の範囲を制限しないことが理解されるべきである。本発明の範囲は、特許請求の範囲の記載により画定される。他の態様、利点および改良は特許請求の範囲内のものである。

実施例
実施例１（比較例）
その内部にダイヤモンドの粒子が分散されたアルミニウム金属マトリックス複合材料が、下記方法によって形成された。１５−３０ミクロンのサイズのコーティングされていないルースなダイヤモンドの粉末（Ｏｓｈｍｅｎｓ社製の合成ダイヤモンド）を、（図２に示すように）工具鋼ダイのダイキャビティー内に直接置き、５０−５５％のフルタップ密度を達成するために振った。ダイキャビティーの寸法は２インチ×２インチ×０．２５インチであった。ダイヤモンド粉体の床は１枚の１／３２インチ厚の高アルミナセラミック・ペーパーで覆われた。これはインフィルトレーション中に溶融物から酸化物粒子を取り除くためにフィルタの役割をする。ダイキャスティング中にガスがエントラップされることを回避するために、０．００５インチのギャップがダイ中で、ボトムプラグのまわりで維持され、トラップされた空気がインフィルトレーション中に逃げることを可能にする。純度９９．８％のアルミニウム金属が、酸化を避けるためにＡｒカバーガスの下、８５０℃に加熱された。ダイは、別途、Ａｌの融点（６６０℃）よりわずかに下の温度である、６５０℃に加熱された。加熱されたダイは加熱炉から取り出され、２秒以内にキャスティングマシンへ移され、Ａｌ溶融物が２００℃に維持されたダイの加熱されたショットチューブ内へ注がれた。インフィルトレーションは、１．５ｋｓｉの最大圧の加圧下、０．１インチ／秒のラム速度で、２秒で完了した。ダイはキャスティングマシン内で３００℃まで放冷され、その後、キャスティングを取り出した。多くのキャスティング操作により製造された多くのサンプルの熱伝導率を、レーザフラッシュ測定した結果、５５−６０Ｗ／ｍ．K．の範囲内の熱伝導率を示した。４ポイント屈曲破壊を使用した複合材料の強度の測定は、２２ｋｓｉ（６つの測定の平均）の平均の破壊強度を示した。

実施例２（比較例）
実施例１に記載された、コーティングされていないダイヤモンド粉末を有するアルミニウム金属マトリックス複合材料を形成するための手続きが、粒径が１００−１２０ミクロンのコーティングされていないダイヤモンド粉末を使用して繰り返された。多くのキャスティング操作により製造された多くのサンプルの熱伝導率を、レーザフラッシュ測定した結果、１５０−２００Ｗ／ｍ．Ｋ．の範囲内の熱伝導率を示した。４ポイント屈曲破壊を使用した複合材料の強度の測定は、１７ｋｓｉ（６つの測定の平均）の平均の破壊強度を示した。

実施例３（比較例）
実施例１に記載された、コーティングされていないダイヤモンド粉末を有するアルミニウム金属マトリックス複合材料を形成するための手続きが、粒径が０．５−２ミクロンのコーティングされていないダイヤモンド粉末を使用して繰り返された。多くのキャスティング操作により製造された多くのサンプルの熱伝導率を、レーザフラッシュ測定した結果、１０５Ｗ／ｍ．Ｋ．の平均熱伝導率を示した。４ポイント屈曲破壊を使用した複合材料の強度の測定は、２２ｋｓｉの平均の破壊強度を示した。

実施例４（比較例）
それぞれの粒子の上にＳｉＣの転化コーティングを有するダイヤモンド粒子のアレイを生産するプロセスが以下のように行なわれた。１５−３０ミクロンの粒子サイズのダイヤモンド粒子（Ｏｓｈｍｅｎｓ社製、合成ダイヤモンド）が、以下の化学的気相反応プロセスによりＳｉＯと反応された。図１に示されたるつぼが使用された。るつぼに３０グラムのダイヤモンドの粒子が投入され、るつぼは高温炉内に置かれ、炉内でＳｉＯはダイヤモンドの粒子のアレイを通って流動され、それぞれの粒子の表面と接触し、そして粒子は炉内で加熱された。炉は流動するアルゴン雰囲気を使用して、非酸化性雰囲気中で摂氏１５５０度まで熱され、３時間、その温度で保持された。炉が室温に冷却された後、ＳｉＣの転化コーティングを有するダイヤモンドの粒子はＳｉＣファブリックから回収された。

実施例５（比較例）
実施例４で得られた転化コーティングされたダイヤモンド粒子のアレイを含むコーティングされたダイヤモンド粉末（粒子サイズ１５−３０ミクロン）を、（図２に示すように）工具鋼ダイのダイキャビティー内に直接置き、５０−５５％のフルタップ密度を達成するために振った。 ダイキャビティーの寸法は２インチ×２インチ×０．２５インチであった。ＳｉＣ転化コーティングされた粒子のダイヤモンド粉体の床は１枚の１／３２インチ厚の高アルミナセラミック・ペーパーで覆われた。これはインフィルトレーション中に溶融物から酸化物粒子を取り除くためにフィルタの役割をする。ダイキャスティング中にガスがエントラップされることを回避するために、０．００５インチのギャップがダイ中で、ボトムプラグのまわりで維持され、トラップされた空気がインフィルトレーション中に逃げることを可能にする。純度９９．８％のアルミニウム金属が、酸化を避けるためにＡｒカバーガスの非酸化性雰囲気の下、８５０℃に加熱された。ダイは、別途、Ａｌの融点（６６０℃）よりわずかに下の温度である、６５０℃に加熱された。加熱されたダイは加熱炉から取り出され、２秒以内にキャスティングマシンへ移され、Ａｌ溶融物が２００℃に維持されたダイの加熱されたショットチューブ内へ注がれた。インフィルトレーションは、１．５ｋｓｉの最大圧の加圧下、０．１インチ／秒のラム速度で、２秒で完了した。ダイはキャスティングマシン内で３００℃まで放冷され、その後、キャスティングを取り出した。 多くのキャスティング操作により製造された多くのサンプルの熱伝導率を、レーザフラッシュ測定した結果、２４３−２５０Ｗ／ｍ．ｋの範囲内の熱伝導率を示した。４ポイント屈曲破壊を使用した複合材料の強度の測定は、５４ｋｓｉ（６つの測定の平均）の平均の破壊強度を示した。

実施例６
粒子サイズ１００−１２０ミクロンのダイヤモンド粒子は、実施例４に記載された化学的気相反応プロセスを繰り返すことにより、ＳｉＯと反応され、実施例４のものより大きな粒径の、ＳｉＣ転化コーティングされたダイヤモンド粒子のアレイを生成した。

実施例７
実施例１に記載されたアルミニウム金属マトリックス複合材料を形成するためのダイキャスティング手順が、実施例６に記載された１００−１２０ミクロンのサイズの化学的気相反応で処理されたダイヤモンドの粉末アレイを使用して繰り返された。多くのキャスティング操作により製造された多くのアルミニウム金属マトリックス中のＳｉＣ転化コーティングされたダイヤモンド粒子の複合材料のサンプルの熱伝導率を、レーザフラッシュ測定した結果、５７５−６２０Ｗ／ｍ．ｋの範囲内の熱伝導率を示した。 ４ポイント屈曲破壊を使用した複合材料の強度の測定は、５１ｋｓｉ（６つの測定の平均）の平均の破壊強度を示した。複合材料の熱膨張係数は７．１×１０^−６インチ／インチ／摂氏度と測定された。

実施例８（比較例）
粒子サイズ０．５−２ミクロンのダイヤモンド粒子は、実施例４に記載された化学的気相反応プロセスによりＳｉＯと反応され、異なるサイズの転化コーティングされたダイヤモンド粒子のアレイを生成した。

実施例９（比較例）
実施例１に記載されたアルミニウム金属マトリックス複合材料を形成するためのダイキャスティング手順が、実施例８に記載された０．５−２ミクロンのサイズの化学的気相反応で処理されたダイヤモンド粒子アレイを使用して繰り返された。多くのキャスティング操作により製造された多くのアルミニウム金属マトリックス中のＳｉＣ転化コーティングされたダイヤモンド粒子の複合材料のサンプルの熱伝導率を、レーザフラッシュ測定した結果、１５０Ｗ／ｍ．ｋの平均熱伝導率を示した。４ポイント屈曲破壊を使用した複合材料の強度の測定は、５１ｋｓｉの平均の破壊強度を示した。

実施例１０
１グラムのフェノール樹脂を１．２ｇのＳｉ粉末と混合し、一晩ボールミルにかけた。１００−１２０ミクロンの粒径の４グラムのダイヤモンドの粉末を、混合物に加え、完全に混合された。混合物は、０．５インチの直径のダイ中で５ｋｓｉの圧力でプレスされ、１６０℃に加熱され、グリーン強度が与えられた。得られた小さなペレットを、１時間１６００℃で熱分解し、１５ｋｓｉよりも大きな強度を有する堅いプリフォームを生成した。ペレットは鋼ダイ内に置かれ、実施例１記載されたものと同じ条件を使用して、Ａｌでインフィルトレーションした。多くのキャスティング操作により製造された多くのアルミニウム金属マトリックス中のＳｉＣ転化コーティングされたダイヤモンド粒子の複合材料のサンプルの熱伝導率を、レーザフラッシュ測定した結果、３００−３２０Ｗ／ｍ．ｋの範囲内の熱伝導率を示した。

実施例１１
実施例１０のプロセスを、フェノール樹脂０．５ｇ、Ｓｉ粉末０．６ｇという、低減されたフェノール樹脂とＳｉの量で行った。ダイヤモンド粉末の量は実施例１０と同じく４ｇであった。多くのキャスティング操作により製造された多くのアルミニウム金属マトリックス中のＳｉＣ転化コーティングされたダイヤモンド粒子の複合材料のサンプルの熱伝導率を、レーザフラッシュ測定した結果、４７５Ｗ／ｍ．ｋの平均の熱伝導率を示した。

実施例１２（比較例）
マグネシウム金属マトリックス中に分散したダイヤモンド粒子を含む複合材料構造物が、実施例１に記載したものとおおむね同じ方法により形成された。１００−１２０ミクロンのサイズのコーティングされていないルースなダイヤモンドの粉末を、２インチ×２インチ×０．２５インチの工具鋼ダイのダイキャビティー内に直接置き、５０−５５％のフルタップ密度を達成するために振った。ダイヤモンド粉体の床は１枚の１／３２インチ厚の高アルミナセラミック・ペーパーで覆われた。これはインフィルトレーション中に溶融物から酸化物粒子を取り除くためにフィルタの役割をする。ダイキャスティング中にガスがエントラップされることを回避するために、０．００５インチのギャップがダイ中で、ボトムプラグのまわりで維持され、トラップされた空気がインフィルトレーション中に逃げることを可能にする。純度９９．８％のマグネシウム溶融物が、酸化を避けるためにＡｒ−２．５％ＳＦ_６カバーガスの下、８３０℃に加熱された。ダイは、別途、Ｍｇの融点（６４７℃）よりわずかに下の温度である、６２０℃に加熱された。ダイヤモンド粉末を含む加熱されたダイは加熱炉から取り出され、２秒以内にキャスティングマシンへ移され、純粋Ｍｇ溶融物が２００℃に維持されたダイの加熱されたショットチューブ内へ注がれた。インフィルトレーションは、１．５ｋｓｉの最大圧の加圧下、０．１インチ／秒のラム速度で、２秒で完了した。ダイはキャスティングマシン内で３００℃まで放冷され、その後、キャスティングを取り出した。多くのキャスティング操作により製造された多くのサンプルの熱伝導率を、レーザフラッシュ測定した結果、１２０−２５０Ｗ／ｍ．Ｋ．の範囲内の熱伝導率を示した。

実施例１３
実施例１２に記載されているようなマグネシウム金属マトリックス複合材料を形成するための手順が、実施例６に記載されているようなＳｉＣのインテグラルな転化コーティングを有する、１００−１２０ミクロンの化学的気相反応により処理されたダイヤモンド粉末を使用して繰り返された。多くのキャスティング操作により製造された多くのマグネシウム金属マトリックス中のＳｉＣ転化コーティングされたダイヤモンド粒子の複合材料のサンプルの熱伝導率を、レーザフラッシュ測定した結果、５２０−５５０Ｗ／ｍ．ｋの範囲内の熱伝導率を示した。４ポイント屈曲破壊を使用した複合材料の強度の測定は、２８ｋｓｉ（６つの測定の平均）の平均の破壊強度を示した。

実施例１４
１００−２００ミクロンのサイズのダイヤモンド粒子の所定量を、ダイヤモンド粒子を揺さぶり移動させるために律動的にアルゴンガスをパージするカラム内に置いた。ダイヤモンド粒子のカラムは、摂氏１２００度に加熱され、ＳｉＣ有機金属ガス（多くはＳｉＣを堆積させるのにふさわしく、たとえば、メチルトリクロロシラン、ジメチルジクロロシラン、トリエチルシランなどである）が、ダイヤモンド粉末粒子の間を通過し、ダイヤモンドの粒子上に薄いＳｉＣコーティングを堆積させる。堆積を停止した後、所定量のＳｉＣでコーティングされたダイヤモンド粒子は、１６００℃で１時間加熱され、ＳｉＣのダイヤモンドの表面内への拡散を引き起こし、ダイヤモンドの粒子上にＳｉＣの転化コーティングを生成する。これはついで実施例１３でのような、マグネシウム金属マトリックス中に分散されるダイヤモンド粒子として含まれるためにふさわしかった。

実施例１５
１１００℃でダイヤモンド粒子（粒径１００−１２０ミクロン）表面にシリコンを堆積させるために、四塩化ケイ素と水素を使用したことを除き、マグネシウム金属マトリックスを使用して実施例１４に類似した実験が行なわれた。シリコンの薄膜が形成された後、Ｓｉでコーティングされたダイヤモンドは１時間１６００℃で加熱された。ここでＳｉはダイヤモンドの表面と反応し、ダイヤモンド粒子表面にＳｉＣの転化層を形成した。

実施例１６
実施例１４および１５に記載されたＳｉＣ転化コーティングを有するダイヤモンド粒子は、実施例１に記載されたようにして、アルミニウムとスクィーズキャストされ、アルミニウム金属マトリックス中にＳｉＣコーティングされたダイヤモンドの粒子を有する複合材料を形成した。熱伝導率のレーザフラッシュ測定は、５５０−６２０Ｗ／ｍ．ｋの範囲内の値を与えた。

実施例１７
正味の形状部分を作るために、キャスティングダイ用のグラファイトツーリングが、要求された正味の形状部分の形状および厚さに対応する形で作られたキャビティーであらかじめ機械加工されたグラファイトストックから調製され、グラファイト蓋で覆われた。ツーリングの公差はプレートおよび丸部分で、＋／−０．００５インチに維持された。その後、完成したグラファイトツーリングおよび蓋は、キャスティングの間にダイヤモンドのフィラーから空気が逃げることを可能にするために、１６分の１インチの一連の貫通孔が空けられた。グラファイトツーリングは、たとえば、ヒートシンク設計のフィンに対応する一連の溝、またはヒートスプレッダーのダイヤモンド／Ａｌ部分のスルーホールに対応する位置でのスタッドでパターン付けられ、取り付け点を考慮に入れることができる。ダイをダイヤモンドの粉末で満たすために、グラファイトツーリングは、ドリルで開けられたスルーホールのすべてをカバーするために、フープ巻線構成の連続的なグラファイト繊維によって所定位置に固定されたセラミックペーパー内に包まれた。ダイヤモンドの粉末は型へつがれ、型の容積の４５−５５％に対応するフルタップ密度にタップされた。グラファイトツーリングは鋼製の永久圧力キャスティングダイ内におかれ、３−１０ ｋｓｉの圧力で溶融したアルミニウム金属でインフィルトレーションされた。キャスティングの後にグラファイトツーリングを取り除くために、上にかぶさったＡｌ金属を機械加工により取り除いた。また、完全にインフィルトレーションされた複合材料部分を取り囲むグラファイトツーリングは、３２５メッシュのガラスビーズによるグリットブラストによって取り除かれた。Ａｌフローを容易にするために、オリジナルのツーリングにドリルで開けられたスルーホールに対応する、１／１６インチの金属フィーダーまたはゲートの残っている部分は、手工具を使用して除去され、ダイヤモンド−アルミニウムキャスティングの正味の形状の複合材料を得た。実施例６に記載されているようなダイヤモンドの粉末を使用して、グラファイトツーリング中のキャスティングされた正味の形状部分のダイヤモンド−アルミニウム構造物の熱伝導率測定（そこではダイヤモンドの粒径は１００−１２０ミクロンで、粉末はＣＶＲ ＳｉＣ転化コーティングを有していた）は、５２０−６００Ｗ／ｍ．ｋの範囲中の値を与えた。キャスティングの４ポイントの屈曲強度は４６−５１ ｋｓｉだった。１つの熱スプレッダー用途では、ゲートタブは残された。このジオメトリーは大きな表面積を提供し、タブの上を空気が通過するときに特に大きな熱移動を提供するからである。

実施例１８
２インチ×２インチｘ０．１インチの寸法のダイヤモンド／Ａｌ複合材料板が、実施例１７に記載されたグラファイトツーリングの方法によって作られ、５５０℃でホットロールされ、最終の０．０５インチの最終厚にされた。ここで１回のパスごとに０．０１０インチづつ薄くし、１回ごとにロール方向を直角に変え、部材の平滑性を保持した。いくつかの小さな端クラッキングが、０．１インチの部材に伸ばすロール処理の後に観察された。これらの端は切り取ることにより削除された。ロール処理の前後に部材の熱伝導率が測定され、５２０Ｗ／ｍ．ｋで変わらなかった。部材の強度は４ポイントの曲げ変形で測定され、５１ｋｓｉだった。

実施例１９
０．０５インチの厚さの複合材料板が、実施例１８に記載された、ロール処理によって生産された。この複合材料板は、５００℃で密閉された型内でホットスタンプされ、０．１２５インチ×０．２５インチｘ０．０３インチ厚の、周囲に０．０５インチの高さのリムを有する部材を形成した。部材の熱伝導率はスタンピングの後も５２０Ｗ／ｍ．ｋで維持された。

実施例２０
１インチ×１インチ×０．２インチのサイズのダイヤモンド／Ａｌ複合材料板が、実施例７に記載されているようなスクィーズキャスティングによって生産された。この複合材料板は、ついで５００℃、１５ｋｓｉの圧力、０．０００１／秒の歪速度で鍛造された。鍛造の後、複合材料板の厚さは０．２５インチから０．０５インチまで減らされた。これは１５０％の鍛造ひずみに相当する。鍛造の後の複合材料板の熱伝導率の測定は、鍛造の前の５８５Ｗ／ｍ．ｋの初期値から物質の熱伝導率が変わらなかったことを示した。

実施例２１
実施例６に記載された１００−１２０のメッシュサイズ（１００ミクロン）のコーティングしたダイヤモンド粉末を、セラミックのボールミル中でタンブリングすることにより、４５ミクロンのサイズの純度９９．８％のＡｌ粉末と完全に混合した。２つの粉末の重量比は、ダイヤモンド／Ａｌの複合材料の４０体積％に相当するように選択された。粉末混合物は直径１インチのキャスティンググラファイトダイへ移され、６ ｋｓｉの圧力で、Ａｌの融点に近い６４０℃で１時間ホットプレスされた。得られたダイヤモンドおよびアルミニウム複合材料ビレットは、強度および熱伝導率測定のために区分された。熱伝導率測定は、４００−４３０Ｗ／ｍ．ｋの範囲にあった。４ポイント強度測定は４６−５２ ｋｓｉだった。

実施例２２
ＳｉＣ転化コーティングを有するダイヤモンド粒子がその内部に分散された銅から作られた金属マトリックスで構成された複合材料構造物が、以下の方法によって形成された。実施例６のようにして作られた１００−１２０ミクロンのサイズの、ルースなＳｉＣ転化コーティングを有するダイヤモンド粉末が、純度９９．９％の銅粉末とよく混合され、Ｖｆ＝３５−４０％のダイヤモンド充填量とされた。粉末は２時間タンブリングされて完全に混合され、真空にされたＭｏチューブ内に詰められ（ｃａｎｎｅｄ）、１５ ｋｓｉの圧力で、２時間、１０２５℃でヒップされた（ｈｉｐｐｅｄ）。固められたビレットは、取り出され、７５％の厚さ低下まで鍛造された。複合材料は熱伝導率測定のために区分され、５５０Ｗ／ｍ．ｋの値を示した。

実施例２３
例２２に記載された、ダイヤモンド粒子がその内部に分散された銅金属マトリックスから構成された同様の複合材料構造物が、以下の方法によって形成された。１００−１２０ミクロンのサイズの、ルースなＳｉＣ転化コーティングを有するダイヤモンドの粉末が、化学還元および電解の既知の技術を使用して銅で金属化された。膜厚は、完全な粉末固形化のために十分な、Ｖｆ＝３５−４０％のダイヤモンド粒子充填量を提供するのに十分だった。コーティングを施した粉末は、プラズマアクティブ焼結法（ＰＡＳ）として知られた公知のフィールドアクティベイテッド焼結法（ＦＡＳＴ）を使用して固形化された。これはエネルギーのパルス放電中に、粉末（ＳｉＣ表面転化コーティングを有する銅でコーティングされたダイヤモンド）に圧力を加えることからなる。熱伝導率は５６６Ｗ／ｍ．ｋであるとわかった。

参考文献
1) "Packaged for the Road" Mechanical Engneering,July 2001
2) Lanxide Corporation published data sheets of composites fabricated by TM, PRIMEX TM and PRIMEX CAST TM, USA, 1997.
3) Duralcan Corp. published data sheets of composites fabricated by stir casting, USA, 1994.
4) A.L.Geiger, D.P.H. Hasselman, and P.Welch, Acta Mater.,Vol 45, No.9, pp 3911-3914, (1997).
5) "A new substrate for Electronic packaging: AlSiC Composites", M. Occhinero, R.Adams, and K. Fennessey, Proceedings of the 4th Annual Portable by Design Conference, Electronics Design, March 24-27, pp 398-403.
6) "Diamond/Al metal matrix composites formed by the pressureless metal infiltration process", W. Johnson and B Sonuparalak, J. Materials Research, V8, No. 5, pp. 1169- 1173,1993.
7) "The effect of particle size on the thermal conductivity of AnS/diamond composites", A.Every, Y.Tzou, D.Hasseleman, R.Raj, Acta Mater., V40, No.1, pp.123-129, 1992.

図１は、本発明の、ＳｉＣでダイヤモンドの粒子をコーティングするＣＶＲプロセスを行なうのに適当な装置の模式図である。 図２は、本発明の、ダイヤモンド金属マトリックス複合材料を形成するスクィーズキャスティングアセンブリーを行なうのに適当な装置の模式図である。

Claims (14)

1. その内部に分散されたダイヤモンド粒子を含む金属マトリックスから構成される複合材料であって、該ダイヤモンド粒子が、その表面に化学的に結合したベータＳｉＣの層の存在により特徴づけられる複合材料であって、３００Ｗ／ｍ．Ｋ．よりも大きな熱伝導率を有し、該金属マトリックスがアルミニウム、マグネシウム、または銅、または該金属の１つ以上のアロイであり、該ダイヤモンド粒子のサイズが５０−１５０ミクロンの範囲であり、該ベータＳｉＣの炭素はダイヤモンド由来である、複合材料。
2. ＳｉＣ層がガス状Ｓｉ源とそれぞれのダイヤモンド粒子との化学的気相反応により形成されるか、またはＳｉ粉末、ダイヤモンド粉末、およびバインダーとのプリフォームを加熱し、ここで該バインダーの目的はＳｉをダイヤモンド表面に接触して保持することであり、該プリフォームが表面転化反応が起こるのに十分な温度に加熱されることにより形成される、表面転化コーティングまたは層で構成される、請求項１記載の複合材料。
3. 請求項１または２記載の複合材料で形成された基体に結合されたＬＤＭＯＳチップを含む電子パッケージ。
4. ダイヤモンド粉末を薄いＳｉＣ表面コーティングでコーティングすることを含む請求項１または２記載の複合材料の製造方法であって、ダイヤモンド粉末を含むダイヤモンド粒子とガス状Ｓｉ含有種とを、ガス状Ｓｉ含有種とダイヤモンド粉末を含む固体粒子との間に化学的気相反応が生ずる条件下で接触させることを含む方法。
5. Ｓｉのガス状種が、ガス状ＳｉＯを形成するＳｉＯ_２の還元により生成される、請求項４記載の方法。
6. ダイヤモンド粉末を含む粒子を薄いその場（ｉｎ−ｓｉｔｕ）ＳｉＣコーティングでコーティングすることを含む請求項１または２記載の複合材料の製造方法であって、該コーティングはＳｉ含有プレセラミックポリマー層をダイヤモンド粒子上に堆積させ、ダイヤモンド表面のＳｉＣへの転化を開始させるのに適当な高い温度に、ダイヤモンド構造がグラファイトに転化するよりも短い時間で加熱することによりＳｉＣに転化させることにより得られる方法。
7. ダイヤモンド粉末を含む粒子を薄いＳｉＣ表面転化コーティングでコーティングすることを含む請求項１または２記載の複合材料の製造方法であって、反応性ガス状混合物をダイヤモンド粒子の上を通過させ、反応性ガスがシリコン含有種を生成し、シリコン含有種とダイヤモンドの間に反応を起こす温度に、ダイヤモンド構造がグラファイトに転化するよりも短い時間で加熱することによりコーティングを得る方法。
8. 薄膜ＳｉＣ表面コーティングでダイヤモンド粉末粒子をコーティングすることを含む請求項１または２記載の複合材料の製造方法であって、フェノール樹脂、Ｓｉ粉末、およびダイヤモンド粉末のプリフォームを表面転化反応が起こるのに十分な温度に加熱することを含む方法。
9. 以下の工程を含む請求項１または２記載の複合材料の製造方法：
   （ａ） ダイヤモンド粒子をガスのＳｉがダイヤモンド粒子の表面の炭素と反応するに十分な温度に加熱し、それによりダイヤモンド粒子の表面層をＳｉＣの薄層に転化する、ダイヤモンド粒子とガス状のＳｉ含有種を接触させることにより薄いＳｉＣの層を有するダイヤモンド粉末を含むそれぞれのダイヤモンド粒子を提供する工程、
   （ｂ） ＳｉＣ層を有するダイヤモンド粒子を、スクイーズキャスティング装置のダイキャビティ中に配置する工程、および
   （ｃ） 加圧スクイーズキャスティングにより、マトリックスを形成するために選択された金属の溶融物を、コーティングされたダイヤモンド粉末を有するダイキャビティの内部に、ダイヤモンド粉末が溶融金属により加圧インフィルトレーションされるに適当な熱および温度条件で導入し、ダイを冷却する工程。
10. 以下の工程を含む請求項１または２記載の複合材料の製造方法：
    （ａ） ダイヤモンド粒子の炭素表面と、ガス状のＳｉ含有種とを、ＳｉＣを形成するのに十分な温度で反応させることにより、ＳｉＣの薄い表面層を有するダイヤモンド粉末を含むそれぞれの粒子を提供する工程、
    （ｂ） 上記のＳｉＣ層を有するダイヤモンド粒子とマトリックスを形成するために選択された金属粉末との均質混合物を形成する工程、および
    （ｃ） 上記のＳｉＣ表面層を有するダイヤモンド粒子と金属粉末との混合物を、複合材料を高密度にするのに十分な温度、圧力、およびサイクル時間でホットプレスする工程。
11. 以下の工程を含む請求項１または２記載の複合材料の製造方法：
    ダイヤモンド粒子の表面とＳｉＣ源とを、ダイヤモンド粒子の表面にＳｉＣが堆積されるような条件下で接触させる工程；
    堆積されたＳｉＣが、それが堆積しているダイヤモンド粒子の内部に拡散するのに適当な温度および時間に供し拡散を生じさせ、それによりダイヤモンド粒子に結合したベータＳｉＣの表面層を形成する工程；
    複数の該粒子を溶融状態の金属で覆い包むことにより複合材料構造物を形成する工程； 冷却により溶融状態の金属が堅くなり固体化した際にベータＳｉＣの表面層を有する粒子が該金属マトリックス内に分散するようにされる工程。
12. ＳｉＣ源がＳｉＣ有機金属ガスである、請求項１１記載の方法。
13. ダイヤモンド粒子が非酸化性雰囲気に囲まれ、その後ＳｉＣ有機金属ガスと接触され、ダイヤモンド粒子が１６００℃に１時間加熱され、ＳｉＣ拡散を起こす、請求項１１記載の方法。
14. 以下の工程を含む請求項１または２記載の複合材料の製造方法：
    ｄ． フェノール樹脂、Ｓｉ粉末、およびダイヤモンド粉末の混合物を調製し、該混合物をプレスしてプリフォームを形成し、該プリフォームをＳｉ粉末とそれぞれのダイヤモンド粒子の炭素表面との間に化学反応が起こるに十分な温度に加熱し、それぞれのダイヤモンド粒子の上に薄いＳｉＣ表面転化層を形成することにより、薄いＳｉＣの層を有するダイヤモンド粉末を含むダイヤモンド粒子を提供する工程、
    ｅ． ＳｉＣ層を有するダイヤモンド粒子を、スクイーズキャスティング装置のダイキャビティー中に配置する工程、
    ｆ． マトリックスを形成するために選択された金属の溶融物を、コーティングされたダイヤモンド粉末を含むダイキャビティー内に、ダイヤモンド粉末を溶融金属により加圧インフィルトレーションするのに有効な熱および圧力の下で導入し、ダイを冷却する工程。

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