TW201637153A - 散熱基板 - Google Patents

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TW201637153A
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Tomohiro Uno
Tetsuya Oyamada
Kiyoshi Sawano
Eiki Tsushima
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Nippon Steel & Sumikin Mat Co
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Abstract

本發明提供可進一步提高長期可靠性之散熱基板，該散熱基板係交互積層Cu層及由金屬A構成之金屬A層而成，且其特徵在於前述Cu層及前述金屬A層合計積層5至9層，並且在前述Cu層與前述金屬A層之間，形成有含有各在1至10at%之Cu或前述金屬A的合金層，且前述合金層之厚度總計為30至400nm。

Description

散熱基板 技術領域
本發明係有關於散熱基板，特別有關於適用於電力模組之散熱基板。
背景技術
電動車、油電混合車及風力發電等使用電力模組作為電力控制用之零件。電力模組接合由陶瓷形成之絕緣基板及由金屬形成之散熱基板，同時透過接合材硬焊半導體裝置，特別是藉大電力動作之LSI、IC、功率電晶體等。藉大電力動作之半導體裝置在使用時產生熱。
散熱基板需要使由該等半導體裝置產生之熱更有效率地擴散、散熱。然而，如上所述，由於電力模組係由不同種材料構成之接合體，不僅在製造時，在使用時亦會因溫度變化產生內部應力。由於該內部應力，有散熱基板變形之問題。因此，散熱基板最好具有高機械強度及高熱傳導率。
相對於此，例如，在專利文獻1中揭示依序積層Cu層、Mo層、Cu層之包覆材作為由3層構造構成之散熱基 板。藉由使該3層構造之包覆材中的Mo體積比在20%至99.6%之範圍內變化，可控制熱傳導率及熱膨脹係數，且獲得比Mo單體高之熱傳導率及比Cu單體小之熱膨脹係數。
此外，專利文獻2中揭示依序積層Cu層、Mo層、Cu層之3層構造包覆材的熱膨脹係數與Cu體積比的關係。在該構造之包覆材中，Mo層為1層時，為了例如使熱膨脹係數為12×10-6/K以下，熱傳導率低之Mo使用量必須為整體質量的20%以上。因此，該包覆材之厚度方向的熱傳導率為大約230W/(m．K)。
另外，專利文獻3中揭示Cu層及Mo層交互積層5層以上之包覆材。在此情形中，藉由積層5層以上，可製得熱膨脹係數更小，且熱傳導率更高之包覆材。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本特開平2-102551號公報
專利文獻2：日本特開平6-268115號公報
專利文獻3：日本特開2007-115731號公報
發明概要
然而，仍需要可因應對電力模組大電力化之要求的可靠性更高的散熱基板。特別受到注目的是積層之層間邊界的長期可靠性。由於藉由散熱基板接合熱膨脹係數不 同之Si、SiC等之半導體及陶瓷基板上的銅電極，在熱循環試驗時施加熱應力，因此產生在散熱基板之層間產生裂縫及空孔等缺陷的問題。由於產生該等缺陷，有接合強度降低及熱傳導降低等之不良的問題。
因此本發明之目的在於提供可進一步提高長期可靠性之散熱基板。
本發明之散熱基板係交互積層Cu層及由金屬A構成之金屬A層而成，其特徵在於前述Cu層及前述金屬A層合計積層5至9層，且在前述Cu層與前述金屬A層之層間，形成有由Cu及前述金屬A構成之合金層，並且前述合金層含有1至10at%之前述Cu或前述金屬A，且厚度總計為30至400nm。
依據本發明，藉由使合金層之厚度總計在30nm至400nm之範圍內，層間之密接性提高，因此可耐受隨著熱循環試驗等之溫度升降，起因於Cu與金屬A之熱膨脹差的剪應力，且可抑制在層間產生空孔及裂縫等，因此可提高長期可靠性。
10‧‧‧散熱基板
12A,12B‧‧‧Cu層
14‧‧‧金屬A層
圖式之簡單說明
圖1係顯示本實施形態之散熱基板結構的縱截面圖。
圖2A係顯示實施例之散熱基板界面附近的濃度分布的 圖，圖2B係放大圖2A之濃度0至10at%的部分的圖。
用以實施發明之形態
以下，參照圖式詳細說明本發明之實施形態。
1.實施形態
(1)整體結構
如圖1所示地，本實施形態之散熱基板10係交互積層5至9層之Cu層12A、12B及由金屬A構成之金屬A層而成。在本圖之情形中，Cu層12A、12B及金屬A層14合計積層有5層。金屬A層14可使用Mo或W。
在Cu層12A、12B及金屬A層14之間(以下稱為「層間」)形成有由Cu及金屬A構成之合金層。合金層係含有1至10at%之Cu及金屬A的區域。在此，合金層之濃度為1至10at%的原因是若在該濃度範圍內則合金之強度高，可期待提高Cu層12A、12B與金屬A層14之密接性的效果。
層間中央之Cu及金屬A濃度各為50at%的位置稱為接合界面。合金層與Cu層12A、12B或金屬A層14之邊界為濃度變化小於1at%之位置。即，金屬A之濃度自接合界面朝向Cu層12A、12B減少，且金屬A濃度開始小於1at%之位置為合金層與Cu層12A、12B之邊界。同樣地，Cu之濃度自接合界面朝向金屬A層14減少，且Cu濃度開始小於1at%之位置為合金層與金屬A層14之邊界。即使由濃度化開始小於1at%之位置在Cu層12A、12B或金屬A層14側之濃度變化再成為1at%以上，亦不改變以前述位置作為合金層與Cu層 12A、12B或金屬A層14之邊界。
合金層由於低濃度且薄，組成分析最好是進行縱截面之穿透式電子顯微鏡(TEM：Transmission Electron Microscope)裝置之能量色散型X射線分析(EDS：Energy dispersive X-ray spectrometry)。該方法極適合在數nm級之微細區域中數at%之低濃度的組成分析。
實際上，使用附屬於TEM裝置上之EDS裝置，接合界面居間地朝Cu層12A、12B及金屬A層14的厚度方向進行點分析。進行分析之範圍係在接合界面居間地朝Cu層12A、12B及金屬A層14的厚度方向，大約500至1000nm之範圍內。由於在自接合界面沿Cu層12A、12B及金屬A層14的厚度方向0至30nm之狹窄範圍內濃度急劇變化，點分析以2nm間隔詳細地進行分析，而由於在超過30nm之區域濃度變化小，點分析以10nm間隔進行。
每一試料之測量數最好為3點以上。若測量數為3處以上，可確認再現性。在本實施形態之情形中，最好在4處之層間中，在2處以上之不同層間進行測量。
在本實施形態之情形中，前述合金層之厚度總計為30至400nm。在此，「合金層之厚度總計」係在散熱基板10之多數層間中的一層間，以接合界面居間而形成在兩側的合金層總和。藉由使形成在Cu層12A、12B及金屬A層14間之含有Cu及金屬A的合金層，其含有濃度範圍各在1至10at%之Cu及金屬A的合金層的厚度總計在30至400nm之範圍內，可提高層間之密接性。藉此，可耐受隨著熱循 環試驗等之溫度升降，起因於Cu與金屬A之熱膨脹差的剪應力，且可抑制在層間產生空孔及裂縫等，因此可提高長期可靠性。層間之空孔及裂縫成為使接合強度降低之原因，有使長期可靠性降低之問題。若合金層之厚度小於30nm，則抑制空孔及裂縫等之產生的效果減少。若合金層之厚度超過400nm，則合金層之熱阻大，因此熱傳導降低，此外，產生在層間形成合金層時因克根達(Kinrkcndall)作用等產生空孔(以下亦稱為克根達空孔)的問題。在此克根達作用係在使2種不同金屬密接而加熱時，其界面移動之現象。
前述合金層宜形成在層間之80%以上的區域中。藉由在80%之區域中形成合金層，可進一步提高Cu層12A、12B及金屬A層14之密接性。
前述合金層中，前述Cu及前述金屬A之濃度各為1至3at%的低濃度層厚度宜為20至300nm。藉由使低濃度層之厚度在20至300nm的範圍內，即使在層間長時間或多次地施加剪應力時亦可抑制空孔、裂縫產生，因此可提高熱循環環境中之長期可靠性。關於該低濃度層之效果，確認在同等溫差長時間重複時可獲得比溫差大時高之效果。這考慮是低濃度層具有緩和殘留應力之作用的緣故。雖然比低濃度層之濃度高之3至10%合金濃度的高濃度層具有提高接著性的效果，但該高濃度層在狹窄區域中濃度梯度大，因此只利用該高濃度層，難以提高熱循環環境中之長期可靠性。此外，為在廣大區域中形成高濃度層，會產生需要長時間高溫熱處理而使生產性降低等之問題。
前述Cu層之Cu結晶粒徑宜為前述金屬A層之金屬A結晶粒徑的30倍以上。藉由使Cu層12A、12B內之平均結晶粒徑及金屬A層14內之平均結晶粒徑的比為30以上，可提高在溫差更大之熱循環試驗中的長期可靠性。在此，「平均結晶粒徑」係在Cu層之情形中，在板面方向之Cu層的截面中求得固定區域中之結晶粒數，並藉圓形近似算出平均粒徑的值。在化學蝕刻Cu層後使用光學顯微鏡或掃描式電子顯微鏡(SEM：Scanning Electron Microscope)進行觀察。另一方面，在金屬A層之情形中係在板面方向之金屬A層的截面中藉由電子束反向散射繞射法(EBSD：Electron Backscatter Diffraction)進行觀察，並藉由分析軟體算出平均粒徑的值。同樣地在Cu層之情形中雖然亦可藉由EBSD觀察算出平均粒徑，但結晶粒徑大，因此宜藉由適合以大面積獲得平均資訊之上述結晶粒數，算出平均粒徑。
由於增加Cu層12A、12B內之結晶粒徑可減少熱應變，且藉由減少金屬A層14內之結晶粒徑可減少熱膨脹，考慮可提高抑制在層間產生空孔及裂縫等之效果。若結晶粒徑之比小於30，則獲得之上述效果小。若結晶粒徑之比的上限為2000以下，可不損害量產性，並抑制不均一。
在5層或9層構造之情形中，配置在散熱基板10表面之前述Cu層12B的厚度H1與配置在散熱基板10中央之前述Cu層12A的厚度H2的比(H1/H2)宜為1.3至5。由於表面之Cu層12B比內部之Cu層12A厚，熱應變與形成在接合 對象之氧化鋁基板(未圖示)上的Cu厚膜(膜厚大約5μm)大致相同。藉此，散熱基板10可抑制由與形成在氧化鋁基板表面之Cu厚膜的界面附近在氧化鋁基板上產生裂縫而形成在熱循環試驗中成為問題之不良形態。
若表面之Cu層12B比內部之Cu層12A厚，則藉由在表面之Cu層12B下部之熱膨脹係數小之金屬A層14的作用，冷卻時之表面之Cu層12B的熱應變與Cu厚膜的熱應變大致相同，因此考慮可緩和Cu厚膜產生之熱應變而減少施加在氧化鋁基板上的應力。
相對於此，若表面之Cu層12B比內部之Cu層12A薄，則藉由金屬A層14之作用，冷卻時之表面之Cu層12B的熱應變比Cu厚膜小，因此考慮拉伸應力透過Cu厚膜作用在氧化鋁基板上。由於氧化鋁基板之耐拉伸應力性不強，所以在氧化鋁基板上由與Cu厚膜之界面附近產生裂縫。在本實施形態之情形中，由於使表面之Cu層12B增厚，可減少金屬A層14帶給氧化鋁基板之拉伸應力。若表面之Cu層12B與內部之Cu層12A的厚度比(H1/H2)小於1.3則抑制上述裂縫之效果小，而若超過5則散熱基板10之翹曲大。
積層之前述Cu層12A、12B及前述金屬A層14之厚度總計宜為0.5至2mm。若厚度總計在上述範圍內，則可控制整體之熱傳導、熱膨脹，且在實用上之熱循環環境或TCT(溫度循環測試：Temperature Cycle Testing)試驗等中可安定地發揮性能。
(2)製造方法
作為本實施形態之在層間形成合金層的方法，控制在交互重疊Cu板及金屬A板並實施熱壓加工時之溫度歷程、壓力歷程等，在層間形成擴散層的方法量產性高，且工業上亦簡便。此外，作為其他方法，亦可在接合前在金屬A層14側鍍敷薄Cu後實施熱處理，事先形成Cu及金屬A之合金層的一部分。
為了在層間形成以1至10at%之濃度範圍含有Cu及金屬A，且厚度總計在30nm至400nm之範圍內的合金層，必須使溫度歷程及壓力歷程之2條件適當化。其中一加工條件宜為在低溫區域提高升溫速度，並在高溫區域降低升溫速度。例如以大約500℃為界利用2階段控制是有效的。具體而言，藉由令到500℃之第1升溫速度為30至80℃/分，且令在500℃以上到最終加熱溫度之第2升溫速度為20至80℃/分，可形成所希望之合金層。在此之最終加熱溫度在850至1050℃之溫度範圍內，且在該溫度區域保持20至50分。
在此改變升溫速度之變化溫度宜在400至600℃之範圍內。這是因為400至600℃之溫度範圍接近Cu之再結晶溫度，且藉進行再結晶而軟質化，因此促進加壓時在界面之變形及擴散等的緣故。此外，除了上述2階段控制以外，亦可使用3階段控制，但量產管理較繁雜。
在此，若到500℃之第1升溫速度過慢，則合金層形成粒狀而有品質上之問題。此外，若第1升溫速度過快，恐怕會因Cu與金屬A之擴散速度不同而產生克根達空孔。若500℃以上之第2升溫速度過慢，則合金層之厚度不 均一。此外，若第2升溫速度過快，在爐內產生溫度不均而成為合金層濃度分布因場所而不均一的原因。不限於上述之溫度條件，藉由認識如此做之課題而使溫度歷程適性化，可工業地形成所希望之適當合金層。
另外，第2升溫速度宜比第1升溫速度慢10℃/分以上。若第2升溫速度與第1升溫速度之差小於10℃/分，恐怕難以控制低濃度合金層之成長及其厚度。
最好與上述溫度歷程連動地調整壓力歷程，而在低溫區域提高加壓壓力，並在高溫區域降低加壓壓力。例如以大約500℃為界利用2階段控制是有效的。為在低溫區域獲得金屬接合，考慮促進加壓時之界面變形，並在高溫區域藉由Cu之軟質化而過剩地進行界面變形，以便具有抑制合金層不連續的效果。低溫區域之加壓壓力宜在高溫區域之加壓壓力的1.2至2倍的範圍內。具體而言，令到500℃之加壓壓力在36至260kgf/cm2的範圍內，並令500℃以上之加壓壓力在30至130kgf/cm2的範圍內，藉此比較容易形成所希望之合金層。在此，若加壓壓力小於下限值，則金屬接合不充分而使金屬層不連續。若加壓壓力超過上限值，則在脆性之金屬A層14中產生裂縫等，難以安定地形成合金層，而若在高溫區域超過上限值，則有Cu層12A、12B之厚度不均一等的問題。
此外，藉由上述溫度歷程及加壓歷程，可在層間之80%形成合金層。另一方面，為使低濃度層之厚度安定，且減少合金層內之空孔、龜裂等，使冷卻時之溫度變 化、加壓壓力階段地適當化是有效的。最好在高溫區域降低冷卻速度，並在低溫區域提高冷卻速度。此外，最好亦階段地降低加壓壓力。藉此，可在高溫區域減少冷卻速度而緩和熱膨脹差造成之應變，以抑制在薄合金層中產生龜裂。此外，藉由增加低溫區域之冷卻速度，可提高作業效率。另外，若在高溫下急速地減少加壓壓力，恐怕低濃度層會因熱應力之作用而變形，且低濃度層之厚度不均一會變大。
作為冷卻時之溫度變化、加壓壓力的具體例，在由加熱溫度850至1050℃冷卻之情形中，到700℃之冷卻速度為10至30℃/分且加壓壓力在60至200kgf/cm2之範圍內，而700℃以下之冷卻速度為40至80℃/分且加壓壓力在在30至130kgf/cm2之範圍內對量產亦有用。宜至少具有冷卻速度為10℃/分，加壓壓力為30kgf/cm2之差。在此使變化溫度為大約700℃，在提高層間密接性方面是有效的。雖然詳情尚不明，但考慮是以該溫度附近為界形成在界面之低濃度層的強度、延展性、內部之擴散舉動等變化的關係。
關於各原料，由熱傳導性之觀點來看，Cu之純度宜為99.3%以上，且可使用無氧銅、精銅等。作為金屬A之Mo及W可使用純度99.3%以上之市售原料。此外，在散熱基板要求高強度之用途等中，亦可使用含有5%以下添加元素之Cu及Mo或W等。
2.實施例
(1)試料
依照在上述「製造方法」中說明之步驟，製作5層構造之散熱基板作為試料。首先，準備預定厚度之Cu板、Mo板。接著，進行提高在接合界面之密接性的洗淨處理。為對Mo板去除氧化膜，藉大約50℃之熱水進行洗淨，接著藉稀硫酸等對Cu板進行酸洗處理。洗淨後實施水洗、乾燥。最後交互積層Cu板、Mo板，並藉由熱壓加工接合，製成實施例及比較例之散熱基板。
(2)評價
使用TEM(日本電子(股)製，JEM-2100F)裝置，對實施例及比較例之散熱基板進行接合界面之濃度分析。濃度分析係接合界面居間地沿垂線方向在Cu層及Mo層兩側合計大約200至500nm的範圍內進行。關於進行濃度分析之間隔，基本上是以10nm間隔進行。此外，為使合金層之邊界明確，就相當於低濃度區域之大約1至10at%的濃度區域而言，以2nm間隔詳細地進行分析。每一試料之測量係以3線以上實施EDS線分析。最好在Cu層及Mo層之多數層間中之2處以上的不同層間測量。
實施例3之散熱基板的TEM分析結果顯示於圖2A、B中。圖2A、B之縱軸表示濃度(at%)，且橫軸表示相對接合界面之距離(nm)。在本圖之情形中，濃度分析係在相對接合界面10nm之範圍內以2nm間隔來進行，而在除此以外之區域以10nm間隔來進行。由本圖可確認相對接合界面，在Cu層側及Mo層側，形成有分別各含有1至10at%之Cu 及Mo的合金層。
長期可靠性之評價係實施TCT(溫度循環測試：Temperature Cycle Testing)試驗。使用之試料係在散熱基板之單側藉高溫焊料(95%Pb-5%Sn合金)接合Si晶片，而在相反側藉Ni合金硬焊接合氧化鋁DCB(直接銅接合：Direct Copper Bond)基板之Cu電極的試料。TCT試驗使用加熱溫度不同之2種條件。在此係TCT試驗條件(2)比TCT試驗條件(1)嚴格之熱循環條件。
TCT試驗條件(1)係比一般嚴格之試驗條件，即在-40至+175℃之範圍內進行1000次循環或2000次循環之溫度升降。該TCT試驗後，進行散熱基板之截面觀察並進行評價。試料數為各2個。為進行截面觀察，進行散熱基板之截面切斷及機械研磨。散熱基板之截面觀察係選定多數層間中之3處不同層間，藉SEM觀察各大約2mm之層間。調查大小10μm以上之空孔的個數，若該個數在每1mm為5個以下則TCT試驗之長期可靠性良好，因此在表1中記為○記號，若在6至20個之範圍內則判斷為實用上沒有問題但品質上希望改善而在表1中記為△記號，若為21個以上則有可靠性降低之問題，因此在表1中記為×記號。
TCT試驗條件(2)係溫差比上述條件(1)大之試驗條件，即在-40至+225℃之範圍內進行1000次循環的溫度升降。該TCT試驗後之散熱基板之截面觀察，除了TCT試驗條件不同以外，藉與上述相同之步驟及基準觀察、評價空孔、裂縫。
此外，在TCT試驗條件(2)之-40至+225℃的範圍內進行1000次循環的溫度升降後，評價在氧化鋁基板表面與銅電極接合之附近產生的裂縫。試料數為各2個，且使用光學顯微鏡，由接合散熱基板之表面側觀察氧化鋁基板的表面。若產生3個以上之長度1mm以上的裂縫則有長期可靠性之問題，因此在表1中記為×記號，若為1至2個則判斷為實用上沒有問題但品質上希望改善而在表1中記為△記號，若為0個則長期可靠性良好，因此在表1中記為○記號。
(3)結果
由表1可知，實施例1至15由於合金層之厚度總計為30至400nm，TCT試驗條件(1)(循環條件1000次)之結果為良好。相對於此，比較例1至4由於合金層之厚度總計小於上述範圍之下限或超過上限，TCT試驗條件(1)之結果為×。
實施例1至5、7、9至11、13至15由於Cu及W或Mo濃度各為1至3at%之低濃度層厚度為20至300nm，TCT試驗條件(1)(循環條件2000次)之結果為良好。
實施例1至5、7至15由於Cu之結晶粒徑為W或Mo之結晶粒徑的30倍以上，TCT試驗條件(2)(散熱基板之空孔)之結果為良好。
實施例2至4、7至12、15由於配置於表面之Cu層厚度H1及配置於內部之Cu層厚度H2的比(H1/H2)為1.3至5，TCT試驗條件(2)(氧化鋁基板之裂縫)之結果為良好。
3.變形例
本發明不限於上述實施形態，可在本發明宗旨之範圍內進行適當變更。例如，在上述實施形態之情形中，雖然說明了配置於散熱基板表面之Cu層的厚度比配置於內部之Cu層厚的情形，但本發明不限於此，配置於散熱基板表面之Cu層的厚度亦可比配置於內部之Cu層薄。
10‧‧‧散熱基板
12A,12B‧‧‧Cu層
14‧‧‧金屬A層

Claims (7)

  1. 一種散熱基板，係交互積層Cu層及由金屬A構成之金屬A層而成者，其特徵在於：前述Cu層及前述金屬A層合計積層5至9層；且在前述Cu層與前述金屬A層之層間，形成有由Cu及前述金屬A構成之合金層；並且前述合金層含有1至10at%之前述Cu或前述金屬A，且厚度總計為30至400nm。
  2. 如請求項1之散熱基板，其中前述合金層形成在前述層間之80%以上的區域。
  3. 如請求項1或2之散熱基板，其中前述合金層中，前述Cu或前述金屬A之濃度為1至3at%的低濃度層厚度係20至300nm。
  4. 如請求項1或2之散熱基板，其中前述Cu層之Cu結晶粒徑為前述金屬A層之金屬A結晶粒徑的30倍以上。
  5. 如請求項1或2之散熱基板，其中前述Cu層及前述金屬A層合計積層5或9層；且配置在表面之前述Cu層厚度H1與配置在中央之前述Cu層厚度H2的比(H1/H2)為1.3至5。
  6. 如請求項1或2之散熱基板，其中經積層之前述Cu層及前述金屬A層的厚度總計為0.5至2mm。
  7. 如請求項1或2之散熱基板，其中前述金屬A係Mo或W。
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