WO2016111207A1 - 放熱基板 - Google Patents

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WO2016111207A1
WO2016111207A1 PCT/JP2015/086315 JP2015086315W WO2016111207A1 WO 2016111207 A1 WO2016111207 A1 WO 2016111207A1 JP 2015086315 W JP2015086315 W JP 2015086315W WO 2016111207 A1 WO2016111207 A1 WO 2016111207A1
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WO
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layer
metal
heat dissipation
layers
thickness
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PCT/JP2015/086315
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English (en)
French (fr)
Inventor
宇野　智裕
哲哉 小山田
橋野　英児
石川　信二
澤野　清志
栄樹 津島
Original Assignee
新日鉄住金マテリアルズ株式会社
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    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a heat dissipation board, and more particularly to a heat dissipation board applied to a power module.
  • power modules are used as power control components.
  • 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.
  • the heat dissipation substrate is required to efficiently diffuse and dissipate heat generated from these semiconductor devices.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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.
  • 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).
  • 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.
  • an object of the present invention is to provide a heat dissipation board capable of improving long-term reliability.
  • the heat dissipation substrate according to the present invention is a rectangular heat dissipation substrate in which a Cu layer and a metal A layer made of metal A are alternately stacked, and a total of 5 or 9 layers of the Cu layer and the metal A layer are stacked.
  • the ratio of the average crystal grain length L in the longitudinal direction of the heat dissipation substrate in the metal A layer to the average crystal grain length t in the thickness direction (L / t) is 1.5 to 10.0
  • the ratio (L / d) of the average crystal grain length L to the average crystal grain length d in the width direction of the heat dissipation substrate in the metal A layer is 1.2 to 7.0.
  • 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 14 made of metal A are alternately stacked in five or nine layers. ing. 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. As the metal A, Mo or W, which is a material having a low coefficient of thermal expansion, can be used. As shown in FIG. 2, the heat dissipation substrate 10 is formed in a rectangular plate shape. In this figure, the longitudinal direction is X, the width direction is Y, and the thickness direction is Z.
  • a semiconductor device (hereinafter also referred to as a chip) is bonded to one surface using a die attach material as a bonding material, and an insulating substrate is bonded to the other surface using a brazing material.
  • the metal A layer 14 has an average length L in the longitudinal direction X of the heat dissipation substrate 10 of the crystal grains 18 of the metal A that is larger than the average length t in the thickness direction Z, that is, the metal A
  • the average aspect ratio (L / t) of the length / plate thickness of the crystal grains 18 of the layer 14 is large.
  • the metal A layer 14 can suppress simultaneously the thermal expansion which arises in Cu layer 12A, 12B which adjoins by heating, and the thermal contraction by cooling.
  • the metal A layer 14 can be elastically deformed in the longitudinal direction X because the average length in the longitudinal direction X is large.
  • the metal A layer 14 is elastically deformed following the thermal expansion of Cu by heating, and maintains the adhesion between the Cu layers 12A and 12B and the metal A layer 14 (hereinafter also referred to as “interlayer”). It is considered possible.
  • the metal A layer 14 suppresses thermal contraction of the Cu layers 12A and 12B during cooling, thereby maintaining adhesion between the Cu layers 12A and 12B and the metal A layer 14 and causing cracks between the layers. Can be suppressed.
  • the average aspect ratio (L / t) of the longitudinal / plate thickness of the crystal grains 18 of the metal A layer 14 is 1.5 or more, so that the thermal stress in the interlayer and the Cu layers 12A and 12B is relieved. be able to.
  • the average aspect ratio (L / t) of the length / plate thickness of the crystal grains 18 of the metal A layer 14 is 1.5 or more. Since cracks can be suppressed, high reliability can be obtained.
  • the average aspect ratio (L / t) of the length / plate thickness of the crystal grains 18 of the metal A layer 14 is less than 1.5, the thermal expansion caused by heating and the thermal shrinkage caused by cooling occurring in the Cu layers 12A and 12B cannot be sufficiently suppressed. Crack growth between layers cannot be suppressed. Further, when the average aspect ratio (L / t) of the length / plate thickness of the crystal grains 18 of the metal A layer 14 exceeds 10.0, the effect of suppressing crack growth between layers is saturated.
  • the average length L in the longitudinal direction X of the crystal grains 18 of the metal A layer 14 and the average length t in the thickness direction are the back of the electron beam in the cross section of the metal A layer 14 including the longitudinal direction X and the thickness direction Z. Observation is made by a scattering diffraction method (EBSD: Electron Backscatter® Diffraction), and the average size in the cross section in the thickness direction of the crystal grain 18 is calculated by analysis software.
  • EBSD Electron Backscatter® Diffraction
  • the average aspect ratio (L / t) of the length / plate thickness of the crystal grains 18 of the metal A layer 14 is 1.5 to 10.0, and the heat dissipation substrate of the crystal grains 18 of the metal A layer 14
  • the average length L in the longitudinal direction X of 10 is larger than the average length d in the width direction Y, that is, the average aspect ratio (L / d) of the longitudinal / width of the crystal grains 18 of the metal A layer 14 is large.
  • the thermal deformation of the entire heat dissipation substrate 10 can be suppressed, and damage to the chip mounted on the heat dissipation substrate 10 can be reduced.
  • the large longitudinal / width average aspect ratio (L / d) reduces deformation caused by thermal expansion and contraction in the adjacent Cu layers 12A and 12B, and reduces thermal strain of the metal A layer 14 in the longitudinal direction X. It is considered that the strength and ductility to be reduced can be further improved.
  • the heat dissipation substrate 10 has an average aspect ratio (L / t) of the length / plate thickness of the crystal grains 18 of the metal A layer 14 of 1.5 to 10.0, and the average of the length / width of the crystal grains 18 of the metal A layer 14.
  • the aspect ratio (L / d) is 1.2 to 7.0
  • the metal A layer 14 can efficiently suppress thermal deformation due to thermal expansion and contraction of the Cu layers 12A and 12B. Therefore, the heat dissipation substrate 10 can suppress the occurrence of cracks between the layers, reduce damage received by the chip, and further improve the adhesion between the chip and the heat dissipation substrate 10, thereby improving long-term reliability. be able to.
  • the heat dissipation substrate 10 is reduced in warpage under a heat cycle condition with a severe temperature difference. Since the generated crack can be suppressed, high reliability can be obtained. If the average aspect ratio (L / d) of the length / width of the crystal grains 18 of the metal A layer 14 is less than 1.2, the thermal deformation of the Cu layers 12A and 12B during heating / cooling cannot be sufficiently suppressed. Generation cannot be suppressed. On the other hand, if (L / d) exceeds 7, the yield when processing and cutting the heat-radiating substrate 10 is lowered, and the productivity is lowered.
  • the average length d in the width direction Y of the crystal grains 18 of the metal A layer 14 and the average length d in the thickness direction Z are observed by EBSD in the cross section of the metal A layer 14 including the longitudinal direction and the thickness direction.
  • the average size in the cross section in the width direction of the crystal grains 18 is calculated by analysis software.
  • the average aspect ratio (L / t) of the length / plate thickness of the crystal grains 18 of the metal A layer 14 is 1.5 to 10.0, and the average aspect ratio of the length / width of the crystal grains 18 of the metal A layer 14 is as described above.
  • the effect of (L / d) being 1.2 to 7.0 is -40 ° C / 200 ° C, which is stricter than the current reliability test of -40 ° C / 175 ° C. It can be evaluated by observing cracks between the layers after repeating the thermal cycle test 500 times, and by observing the cracks of the chip after repeating the thermal cycle test of ⁇ 40 ° C./225° C. 500 times.
  • the reliability can be improved even in a longer thermal cycle. Even after the thermal cycle test at 225 ° C is repeated 500 times, the effect of suppressing cracks between layers can be obtained.
  • the interlayer when the average aspect ratio (L / t) of the length / plate thickness of the crystal grains 18 of the metal A layer 14 is 3.0 or more, the interlayer can be used even in thermal cycles under severer conditions assuming high-temperature mounting such as SiC chips. The high effect which suppresses the crack of this is acquired.
  • the effect when applied to high-temperature mounting as described above can be evaluated by a test in which ⁇ 40 ° C./225° C. is repeated 1000 times as a thermal cycle test condition.
  • the thermal cycle test at ⁇ 40 ° C./225° C. was repeated 1000 times. Even after this, a high effect of suppressing the generation of cracks in the chip can be obtained.
  • the average aspect ratio (L / d) of the length / width of the crystal grains 18 of the metal A layer 14 is 1.2 or more, and the ratio of the Cu layer thickness H 2 (H 1 / H 2 ) is 0.2 to 0.9.
  • H 1 / H 2 the ratio of the Cu layer thickness H 2
  • the heat dissipation substrate 10 has a ratio (H 1 / H 3 ) between the thickness H 1 of the Cu layer 12B disposed on the surface and the thickness H 3 of the metal A layer 14 in contact with the Cu layer 12B. 2.0 to 8.0, it is possible to suppress warpage due to thermal deformation of the entire heat dissipation substrate 10 in a single high-temperature heating that is not mounted on the chip and the insulating substrate. Since warpage can be suppressed, as a result, a gap is formed between the brazing material and the heat dissipation substrate 10 in the process of heating at a high temperature of about 800 ° C. in order to join the chip and the heat dissipation substrate 10 with the brazing material.
  • the adhesion can be improved and the reliability can be improved.
  • the heat dissipation substrate 10 itself can be heated from room temperature to 800 ° C., held for 5 minutes and then cooled down, so that the warpage of the heat dissipation substrate itself can be reduced, resulting in improved adhesion to the chip. Effect is obtained.
  • the average aspect ratio (L / t) of the longitudinal / plate thickness of the crystal grains 18 of the metal A layer 14 is 1.5 or more, and the thickness H 1 of the Cu layer 12B on the surface and the thickness H 2 of the Cu layer 12A on the center
  • the ratio (H 1 / H 2 ) is 0.2 to 0.9, and the ratio of the thickness H 1 of the Cu layer 12B on the surface to the thickness H 3 of the metal A layer 14 in contact with the Cu layer 12B (H 1 When / H 3 ) is 2.0 to 8.0, the effect of suppressing the warpage of the heat dissipation substrate 10 is further enhanced. This is because if the ratio (H 1 / H 3 ) is 2.0 or more, thermal conductivity is improved and local concentration of thermal strain is alleviated. On the other hand, if the ratio (H 1 / H 3 ) exceeds 8.0, thermal deformation due to thermal expansion of the Cu layer 12B on the surface increases, and damage to the chip increases.
  • An alloy layer made of Cu and metal A is formed between the Cu layers 12A and 12B and the metal A layer.
  • the alloy layer refers to a region containing 1 to 10 at% of Cu or metal A.
  • the concentration range of the alloy layer is set to 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.
  • the position where the concentration of Cu and metal A at the center between the layers is 50 at% is called the 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. .
  • 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.
  • 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.
  • compositional analysis can be performed by energy dispersive X-ray analysis (EDS: Energy Dispersive X-ray spectrometry) using a Transmission Electron Microscope (TEM) device. desirable. This method is excellent for composition analysis at a low concentration of several at% in a fine region of several nm level.
  • EDS Energy Dispersive X-ray spectrometry
  • TEM Transmission Electron Microscope
  • 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 about 500 to 1000 nm in the thickness direction of the Cu layers 12A and 12B and the metal A layer 14 across the bonding interface.
  • 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.
  • the number of measurements per sample is 3 or more. If the number of measurements is 3 or more, reproducibility can be confirmed. In the case of the present embodiment, it is desirable to measure between two or more different layers among the four layers.
  • the alloy layer has a total thickness of 30 to 400 nm.
  • 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 total is in the range of 30 to 400 nm, adhesion between layers is improved.
  • Kirkendall void voids due to Kirkendall's action (hereinafter also referred to as Kirkendall void) Problems occur.
  • 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.
  • the effect of the alloy layer as described above can be evaluated by a test in which ⁇ 40 ° C./200° C. is repeated 500 times as a heat cycle test condition.
  • 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.
  • the thickness of the low concentration layer in which the concentrations of Cu and metal A are 1 to 3 at%, respectively is preferably 20 to 300 nm.
  • the thickness of the low-concentration layer is in the range of 20 to 300 nm, long-term reliability in a heat cycle environment is improved by suppressing generation of voids even when shear stress is applied between layers for a long time or frequently.
  • 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 effect of the low concentration layer as described above can be evaluated by a test in which ⁇ 40 ° C./200° C. is repeated 1000 times as a thermal cycle test condition.
  • the high concentration layer of 3 to 10% alloy concentration 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 area, and with this high concentration layer alone, It is difficult to improve long-term reliability in a thermal cycle environment.
  • a high temperature heat treatment is required for a long time, resulting in problems such as reduced productivity.
  • the total thickness of the stacked Cu layers 12A and 12B and the metal A layer 14 is preferably 0.5 to 2 mm. If the total thickness is within the above range, the heat conduction and thermal expansion can be controlled as a whole, and the performance can be exhibited stably in a practical thermal cycle environment or TCT (Temperature Cycle Testing) test.
  • the heat dissipation substrate 10 can be manufactured by alternately stacking Cu plates and metal A plates and performing hot pressing.
  • a method for forming the metal A layer 14 having the crystal grains 18 having a desired size and a method for forming the alloy layer will be described in order.
  • Metal A layer In order to control the average crystal grain length L in the longitudinal direction X, the average crystal grain length t in the thickness direction, and the average crystal grain length d in the width direction of the metal A in the metal A layer 14, the metal There are a method of controlling in the manufacturing process of the single A plate and a method of controlling in the step of joining the Cu plate and the metal A plate.
  • the length L, d in the process of cutting the original plate joining the Cu plate and the metal A plate It is effective to manage Since L and d are determined by the orientation in the plane of the heat dissipation substrate 10, they can be adjusted by the orientation when the original plate is cut into small pieces.
  • L and d are determined by the orientation in the plane of the heat dissipation substrate 10, they can be adjusted by the orientation when the original plate is cut into small pieces.
  • the degree of rolling of the metal A plate is increased and the intermediate applied during the processing It is effective to lower the heat treatment temperature below the recrystallization temperature.
  • the average aspect ratio (L / t) of length / thickness within the range of 1.5 to 10.0, it is necessary to perform intermediate heat treatment twice or more, or lower the intermediate heat treatment temperature below the recrystallization temperature. preferable.
  • the average aspect ratio (L / t) of the longitudinal / sheet thickness can be less than 1.5 by reducing the degree of rolling and increasing the temperature of the intermediate heat treatment above the recrystallization temperature.
  • the lengths L and t can be easily controlled by rolling before the cooling of the sample proceeds.
  • the rolling reduction rate and rolling speed of one pass when rolling the plate made of the metal A It is effective to grow the crystal grains 18 in the rolling direction so as to be long, and to cut so that the rolling direction is parallel to the longitudinal direction of the heat sink. That is, by controlling the rolling reduction in the range of 30 to 80% and the rolling speed in the range of 0.3 to 10 m / min, the growth of crystal grains 18 is aligned in the rolling direction, so that (L / d) is 1.2 to Easy to adjust in the range of 7.0.
  • (L / d) can be less than 1.2 by reducing the rolling reduction ratio or by cutting so that the rolling direction is the width direction of the heat sink. Further, (L / d) can be over 7.0 by increasing the rolling reduction ratio, increasing the number of passes, and lowering the temperature of the intermediate heat treatment.
  • an intermediate heat treatment will be described as an example of a manufacturing process in which a 5 mm thick Mo plate is thinly rolled to a predetermined thickness.
  • the average aspect ratio (L / d) of the length / width can be adjusted by making the rolling speed within the range of 30 to 70% and the rolling speed within the range of 0.5 to 3 m / min.
  • heat treatment there is a distinction between one heat treatment (first intermediate heat treatment) performed in a thickness range of 1 to 1.5 mm and one heat treatment (second intermediate heat treatment) performed one or more times in a thickness range of 0.1 to 0.3 mm. it can.
  • the heat treatment conditions for adjusting the average aspect ratio (L / t) of the length / thickness to the range of 1.5 to 4 and (L / d) to the range of 1.2 to 7.0 are the first intermediate heat treatment and the second intermediate heat treatment. It is effective that the heat treatment is performed twice or more and the temperature range is 700 to 1200 ° C.
  • the heat treatment conditions that make the average aspect ratio (L / t) of the length / thickness range from 4 to 10.0 are the first intermediate heat treatment at 600 to 800 ° C or higher and the second intermediate heat treatment at a temperature range of 500 to 800 ° C. It is effective to apply two or more times.
  • the manufacturing conditions are not limited to the above description, and the desired average aspect ratio (L / t) or (L / d) can be obtained by optimizing conditions such as temperature, length L, t, and heat treatment temperature. Is obtained.
  • the temperature history, the pressure history, etc. are controlled when the hot pressing is performed by alternately stacking the Cu plate and the metal A plate, and the alloy layer is formed between the layers.
  • the forming method has high mass productivity and is industrially simple.
  • 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. .
  • 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 rise rate up to 500 ° C is set to 30 to 80 ° C / min, and the second temperature rise rate up to the final heating temperature above 500 ° C 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.
  • the change 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 progresses as the recrystallization progresses, so that deformation and diffusion at the interface during pressurization are promoted.
  • it is useful to use three stages, but mass production management becomes complicated.
  • the alloy layer may be formed in a granular shape, which is a problem in quality. Moreover, if the first temperature rising rate is too high, there is a concern that Kirkendall voids resulting from 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.
  • 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.
  • the pressurizing pressure in the low temperature range is desirably 1.2 to 2 times the pressurizing pressure in the high temperature range.
  • a desired alloy layer can be formed by setting the pressing pressure up to 500 ° C. within the range of 36 to 260 kgf / cm 2 and the pressing pressure above 500 ° C.
  • an alloy layer can be formed in 80% between the layers by the above temperature history and pressure history.
  • 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.
  • the cooling rate to 700 ° C is 10 to 30 ° C / min
  • the pressurizing pressure is 60 to 200kgf / 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 ⁇ 80 °C / min, the applied pressure at 30 ⁇ 130kgf / cm 2.
  • the change temperature is set to around 700 ° C. in order to improve the adhesion between the layers.
  • the purity of Cu is preferably 99.3% or more, and oxygen-free copper, tough pitch copper, or the like can be used.
  • the metals A and Mo commercially available materials having a purity of 99.3% or more can be used.
  • Cu, Mo, or W containing 5% or less of an additive element may be used for applications where high strength is required for the heat dissipation substrate 10.
  • Example 1 Sample In accordance with the procedure described in the above “manufacturing method”, a heat dissipation substrate having a 5-layer structure and a 9-layer structure was manufactured as a sample. First, a Cu plate having a predetermined thickness and a Mo plate or W plate were prepared. Next, a cleaning treatment for improving adhesion at the bonding interface was performed. The Mo plate and W plate were 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 or W plates were alternately laminated and joined by hot pressing to produce heat dissipation substrates (original plates) according to Examples and Comparative Examples. A sample was cut from the original plate by electric discharge machining, and the sample size was set to a length of 20 mm in the longitudinal direction and a length of 10 mm in the width direction. Table 1 shows the specifications of the manufactured sample.
  • the interval for concentration analysis was 10 nm.
  • 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.
  • TCT test As a long-term reliability evaluation, a TCT test was conducted. In the sample used, a Si chip was joined to one side of the heat dissipation substrate with Ag brazing. On the other side, a sample is obtained by joining a Cu electrode of an alumina DCB (Direct Copper Bond) substrate with a Ni alloy brazing.
  • the TCT test used two test conditions with different heating temperatures. TCT test conditions are more severe thermal cycle conditions in TCT test condition (2) than in TCT test condition (1). The temperature ranges are -40 to + 200 ° C for test condition (1) and -40 to + 225 ° C for test condition (2).
  • the TCT test is performed 500 times or 1000 times at a test condition (1) (in the range of -40 to + 200 ° C), and 500 times or 1000 in the test condition (2) (in the range of -40 to + 225 ° C). I went twice.
  • the cross section of the heat dissipation substrate was observed and evaluated. The number of samples was 2 each.
  • the heat radiating substrate was cut and mechanically polished.
  • three different layers were selected from among a plurality of layers, and voids and cracks were observed with an SEM for each layer of about 2 mm. Distinguishing by size, voids were classified as having a size of less than 10 ⁇ m (mainly dotted) and cracks being cracks of 10 ⁇ m or more (mainly linear).
  • the number is checked. If the number is 5 or less per mm, the long-term reliability in the TCT test is good. Table 2 shows the ⁇ mark because it is judged that improvement is desirable in terms of quality, but there is no problem in the above.
  • the number is examined. If the number is 5 or less per 1 mm, the long-term reliability in the TCT test is good. Table 2 shows the ⁇ mark because it is judged that improvement is desirable in terms of quality, but there is no problem with the above, and a drop in reliability becomes a problem if it is 16 or more.
  • the number of voids of 5 ⁇ m or more is examined by cross-sectional observation, and if the number is 10 or less per 1 mm, the reliability in the TCT test is good, so If it is in the range of 20 pieces, there is no practical problem, but it is judged that improvement is desirable in terms of quality. If it is 21 pieces or more, a drop in reliability becomes a problem. Indicated.
  • the warpage due to thermal deformation of the heat dissipation board after high-temperature heating was evaluated.
  • the number of samples was 2 each.
  • the high temperature heating conditions were that the temperature was raised from room temperature to 800 ° C., held at 800 ° C. for 5 minutes, and then cooled in the atmosphere (test condition (3)).
  • the warpage was evaluated by measuring the length E from the center to the end in the diagonal direction and the difference G between the height of the center and the end using a laser microscope (H1200, manufactured by Lasertec Corporation). The warp ratio.
  • the warp ratio is less than 0.03%, thermal deformation is good and good because it is ⁇ , and if it is in the range of 0.03 to 0.1%, there is no problem in practical use, but it is judged that improvement in quality is desirable. If it exceeds 0.1%, it is judged that the deterioration of the adhesion due to warpage becomes a problem, and X marks are shown in Table 2, respectively.
  • Examples 1 to 24 have a metal A layer having an average aspect ratio (L / t) of length / plate thickness of crystal grains of the metal A layer of 1.5 to 10.0.
  • the average aspect ratio (L / d) of the length / width of crystal grains of 1.2 to 7.0 is good, and the results of the observation of cracks between the layers after mounting under the TCT test condition (1) (500 cycle conditions) are good.
  • the result of observation of chip cracks after mounting under TCT test condition (2) (500 cycle conditions) was good.
  • the average aspect ratio (L / t) of the length / plate thickness of the crystal grains of the metal A layer was 2.0 or more, so that the TCT test condition (2) ( The results of the observation of cracks between the layers after mounting under a cycle condition (500 times) were good.
  • the thickness of the low-concentration layer is 20 to 300 nm, so that after mounting in the TCT test condition (1) (cycle condition 1000 times) The result of observation of voids between layers was good.
  • 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.

Abstract

　Cu層（１２Ａ，１２Ｂ）と、金属Aからなる金属A層（１４）とが、交互に積層された矩形状の放熱基板（１０）において、前記Cu層（１２Ａ，１２Ｂ）と前記金属A層（１４）とが合計５又は９層積層され、前記金属A層における前記放熱基板（１０）の長手方向の平均結晶粒長さLと、厚さ方向の平均結晶粒長さtの比（L/t）が、1.5～10であり、長手方向の前記平均結晶粒長さLと、前記金属A層における前記放熱基板（１０）の幅方向の平均結晶粒長さdの比（L/d）が、1.2～7であることを特徴とすることにより、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。

Description

放熱基板
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
特開平２－１０２５５１号公報 特開平６－２６８１１５号公報 特開２００７－１１５７３１号公報
　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Cu層とMo層の層間や、放熱基板上に接合される半導体デバイスを実装したあとの長期信頼性が注目されている。熱膨張率の異なるSi、SiCなどの半導体デバイス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したり、半導体デバイスにクラックが発生したり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、半導体デバイスの故障が問題となる。
　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。
　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、交互に積層された矩形状の放熱基板において、前記Cu層と前記金属A層とが合計５又は９層積層され、前記金属A層における前記放熱基板の長手方向の平均結晶粒長さLと、厚さ方向の平均結晶粒長さtの比（L/t）が、1.5～10.0であり、長手方向の前記平均結晶粒長さLと、前記金属A層における前記放熱基板の幅方向の平均結晶粒長さdの比（L/d）が、1.2～7.0であることを特徴とする。
　本発明によれば、放熱基板の結晶粒の長さの平均アスペクト比（L/t）、（L/d）が大きいことにより層間にクラックが生じるのを抑制することができると共に、チップにクラックが生じるのを抑制することができるので、より長期信頼性を向上することができる。
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。 本実施形態に係る放熱基板の構成を示す斜視図である。 本実施形態に係る放熱基板の長手方向金属A層の断面模式図である。 本実施形態に係る放熱基板の幅手方向金属A層の断面模式図である。
　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。
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１４とが、交互に５又は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は、低熱膨張率の材料であるMo又はWを用いることができる。図２に示すように、放熱基板１０は矩形の板状で構成されている。本図において長手方向をＸ、幅方向をＹ、厚さ方向をＺとする。放熱基板１０は、図示しないが、例えば一側表面に半導体デバイス（以下、チップともいう）が接合材としてダイアタッチ材を用いて接合され、他側表面に絶縁基板がろう材を用いて接合される。
（結晶粒径）
　金属A層１４は、図３に示すように、金属Aの結晶粒１８の、放熱基板１０の長手方向Ｘの平均長さLが、厚さ方向Ｚの平均長さtより大きい、すなわち金属A層１４の結晶粒１８の長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）が大きい。これにより金属A層１４は、加熱によって隣接するCu層１２Ａ，１２Ｂに生じる熱膨張及び冷却による熱収縮を、同時に抑制することができる。具体的には、金属A層１４は、長手方向Ｘの平均長さが大きいことにより、長手方向Ｘに弾性変形し得る。これにより、金属A層１４は、加熱によるCuの熱膨張に追従して弾性変形し、Cu層１２Ａ，１２Ｂと金属A層１４の間（以下、「層間」ともいう）の密着性を維持することができると考えられる。また金属A層１４は、冷却時のCu層１２Ａ，１２Ｂの熱収縮を抑制することにより、Cu層１２Ａ，１２Ｂと金属A層１４の層間の密着性を維持すると共に、層間にクラックが生じるのを抑制することができる。
　金属Aは、低熱膨張率であるため、Cu層１２Ａ，１２Ｂの熱変形を抑制する効果が高い。一方、金属Aは熱膨張率がCuと大きく異なるため、その熱膨張率の差が層間にクラックを発生させる原因となり得る。本実施形態の場合、金属A層１４の結晶粒１８の長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）が1.5以上であることにより、層間及びCu層１２Ａ，１２Ｂ内の熱応力を緩和することができる。金属A層１４の結晶粒１８の長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）が1.5以上であることにより、ダイアタッチ材として高温はんだを用いた場合の条件が厳しい熱サイクルにおいて、層間のクラックを抑制できるので、高い信頼性を得ることができる。金属A層１４の結晶粒１８の長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）が1.5未満では、Cu層１２Ａ，１２Ｂに生じる加熱による熱膨張及び冷却による熱収縮を十分に抑制できないため、層間におけるクラックの成長を抑制することができない。また、金属A層１４の結晶粒１８の長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）が10.0を超えると、層間におけるクラックの成長を抑制する効果は飽和する。金属A層１４の結晶粒１８の長手方向Ｘの平均長さL、及び、厚さ方向の平均長さtは、長手方向Ｘと厚さ方向Ｚを含む金属A層１４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、解析ソフトにより結晶粒１８の厚さ方向断面における平均サイズを算出した値とする。
　さらに、図４に示すように、金属A層１４の結晶粒１８の長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）が1.5～10.0であり、金属A層１４の結晶粒１８の、放熱基板１０の長手方向Ｘの平均長さLが、幅方向Ｙの平均長さdより大きい、すなわち金属A層１４の結晶粒１８の長手/幅の平均アスペクト比（L/d）が大きいことにより、放熱基板１０全体の熱変形を抑制して、放熱基板１０上に搭載されたチップへのダメージを軽減することができる。長手/幅の平均アスペクト比（L/d）が大きいことにより、隣接するCu層１２Ａ，１２Ｂに生じる熱膨張及び熱収縮による変形を低減すると共に、長手方向Ｘにおける金属A層１４の熱歪みを低減する強度・延性をより向上できるためと考えられる。
　すなわち放熱基板１０は、金属A層１４の結晶粒１８の長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）が1.5～10.0であり、かつ金属A層１４の結晶粒１８の長手/幅の平均アスペクト比（L/d）が1.2～7.0であることにより、Cu層１２Ａ，１２Ｂの熱膨張・熱収縮による熱変形を、金属A層１４が効率的に抑制できる。したがって放熱基板１０は、層間にクラックが生じるのを抑制することができると共に、チップが受けるダメージを軽減すること、さらにチップと放熱基板１０の接着性を向上できるので、より長期信頼性を向上することができる。
　金属A層１４の結晶粒１８の長手/幅の平均アスペクト比（L/d）が1.2以上であることにより、温度差の厳しい熱サイクル条件において、放熱基板１０の反りの低減などにより、チップに生じるクラックを抑制できるので、高い信頼性を得ることができる。金属A層１４の結晶粒１８の長手/幅の平均アスペクト比（L/d）が1.2未満では、加熱・冷却時のCu層１２Ａ，１２Ｂの熱変形を十分に抑制できないため、チップのクラックの発生を抑制することができない。また、（L/d）が7を超えると、放熱基板１０を加工・切断して作製する時の歩留まりが低下して、生産性が低下することが問題となる。金属A層１４の結晶粒１８の幅方向Yの平均長さｄ、及び、厚さ方向Zの平均長さdは、長手方向と厚さ方向を含む金属A層１４の断面においてＥＢＳＤで観察し、解析ソフトにより結晶粒１８の幅方向断面における平均サイズを算出した値とする。
　上記のような金属A層１４の結晶粒１８の長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）が1.5～10.0であり、かつ金属A層１４の結晶粒１８の長手/幅の平均アスペクト比（L/d）が1.2～7.0であることの効果は、熱サイクルの試験条件の一例として、現行の信頼性試験である－40℃／175℃の熱サイクルよりも厳しい－40℃／200℃の熱サイクル試験を500回繰り返した後の層間のクラック観察、及び、－40℃／225℃の熱サイクル試験を500回繰り返した後のチップのクラック観察によって評価できる。
　好ましくは金属A層１４の結晶粒１８の長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）が2.0以上であることにより、より長時間の熱サイクルでも信頼性を向上することができ、－40℃／225℃の熱サイクル試験を500回繰り返した後でも、層間のクラックを抑制する効果が得られる。
　より好ましくは金属A層１４の結晶粒１８の長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）が3.0以上であることにより、SiCチップなどの高温実装を想定したより厳しい条件における熱サイクルでも層間のクラックを抑制する高い効果が得られる。上記のような高温実装向けに適用した場合の効果は、熱サイクル試験条件として、－40℃／225℃を1000回繰り返す試験で評価できる。
　また、好ましくは金属A層１４の結晶粒１８の長手/幅の平均アスペクト比（L/d）が2.0～7.0の範囲であれば、－40℃／225℃の熱サイクル試験を1000回繰り返した後でも、チップのクラック発生を抑制する高い効果が得られる。
（Cu層厚さ）
　表面に配置された前記Cu層１２Ｂの厚さH1と中央に配置された前記Cu層１２Ａの厚さH2の比（H1/H2）が0.2～0.9の範囲であれば、放熱基板１０の上にチップをろう付けした実装後の信頼性試験において、ろう材内の空隙およびチップ内のクラックなどの損傷を低減できる。表面側のCu層１２Ｂの厚さH1が薄いことにより、加熱・冷却の過程で発生するCuの伸び・収縮を軽減して、ろう材およびチップに加わる応力を軽減できる。
　すなわち、金属A層１４の結晶粒１８の長手/幅の平均アスペクト比（L/d）が1.2以上であり、さらにCu層の厚さH2の比（H1/H2）が0.2～0.9の範囲であることにより、放熱基板１０に接続されたチップの信頼性試験におけるろう材の空隙またはチップに生じるクラックを抑制する高い作用が得られる。なかでもH1/H2の適性化により、クラックよりも小さい外力で発生する空隙が、ろう材内で減少することが確認された。具体例として、－40℃／225℃の熱サイクル試験を500回繰り返した後でも、ろう材内での空隙の発生を抑制する効果が得られる。
　放熱基板１０は、表面に配置された前記Cu層１２Ｂの厚さH1と、前記Cu層１２Ｂと接している前記金属A層１４の厚さH3との比（H1/H3）が、2.0～8.0であることにより、チップ及び絶縁基板に実装しない単体の高温加熱において、放熱基板１０全体の熱変形による反りを抑えることができる。反りを抑えることができるので、結果として、チップと放熱基板１０をろう材で接合するために800℃程度の高温で加熱される工程において、ろう材と放熱基板１０の間に隙間が生じるのを抑制し、これにより密着性を向上して信頼性を高めることができる。具体例として、放熱基板１０単体で常温から800℃まで加熱して5分保持してから冷却した後でも、放熱基板単体の反りを低減することができるため、結果としてチップとの密着性を向上する効果が得られる。
　金属A層１４の結晶粒１８の長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）が1.5以上、かつ表面のCu層１２Ｂの厚さH1と中央のCu層１２Ａの厚さH2との比（H1/H2）が0.2～0.9であり、さらに表面のCu層１２Ｂの厚さH1と前記Cu層１２Ｂと接している金属A層１４の厚さH3との比（H1/H3）が2.0～8.0であることにより、放熱基板１０の反りを抑える効果がより高まる。比（H1/H3）が2.0以上であれば、熱伝導性が向上し、熱ひずみの局所集中が緩和されるためである。また、比（H1/H3）が8.0を超えると表面のCu層１２Ｂの熱膨張による熱変形が大きくなり、チップに与えるダメージが大きくなってしまう。
（合金層）
　Cu層１２Ａ，１２Ｂと金属A層１４の間には、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。
　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。
　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。
　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。
　１試料あたりの測定数は３ヶ所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。本実施形態の場合、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。
　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。上記のような合金層の効果は、熱サイクル試験条件として、－40℃／200℃を500回繰り返す試験で評価できる。
　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。
　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。上記のような低濃度層の効果は、熱サイクル試験条件として、－40℃／200℃を1000回繰り返す試験で評価できる。
　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。
　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。
（２）製造方法
　次に本実施形態に係る放熱基板１０は、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ことにより製造することができる。以下、所望の大きさの結晶粒１８を有する金属A層１４を形成する方法と、合金層を形成する方法とを順に説明する。
（金属A層）
　金属A層１４における金属Aの長手方向Ｘの平均結晶粒長さL、及び、厚さ方向の平均結晶粒長さt、及び、幅方向の平均結晶粒長さdを制御するには、金属A板単体の製造工程において制御する方法と、Cu板と金属A板を接合する工程で制御する方法とがある。接合前の金属A板単体を製造する際の圧延及び熱処理により長さL、t、dを制御しておき、Cu板と金属A板を接合した原板を切断する工程で、長さL、dを管理することが有効である。L、dは放熱基板１０の面内での向きにより決まるため、原板を小片に切断するときの向きで調整できる。以下、接合前の金属A板単体における長さL、tを制御する方法について説明する。
　金属A層１４の結晶粒１８の長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）を1.5～10.0の範囲にするには、金属A板の圧延の加工度を増やすとともに、加工途中で施す中間熱処理の温度を再結晶温度より下げることが有効である。1.5～10.0の範囲の中で長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）を高めるためには、中間熱処理を２回以上施したり、中間熱処理の温度を再結晶温度より下げたりすることが好ましい。これに対して、長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）は、圧延の加工度を低減すること、中間熱処理の温度を再結晶温度より高くすることで、1.5未満になり得る。ここで中間熱処理を施した後、試料の冷却が進む前に圧延することで、長さL、tを容易に制御することができる。
　金属A層１４の結晶粒１８の長手/幅の平均アスペクト比（L/d）を1.2～7.0の範囲にするには、金属Aからなる板材を圧延する時の１パスの圧下率、圧延速度を制御して圧延方向の結晶粒１８を長く成長させること、さらに圧延方向が放熱板の長手方向と平行になるように切断することが有効である。すなわち、圧下率は30～80%の範囲とし、圧延速度は0.3～10m/分の範囲で制御することにより、結晶粒１８の成長を圧延方向に揃えることで、（L/d）を1.2～7.0の範囲で調整することが容易である。これに対して、圧延の圧下率を低減すること、または圧延方向が放熱板の幅方向になるように切断することで、（L/d）が1.2未満になり得る。また、圧延の圧下率の上昇、パス数の増加、中間熱処理の温度を低温化することにより、（L/d）が7.0超となり得る。
　具体的な製造条件の一例として、金属AとしてMoを適用する場合、5mm厚のMo板から所定厚さまで薄く圧延する製造工程を例として中間熱処理を説明すると、１パスの圧延時の圧下率を30～70%の範囲とし、圧延速度は0.5～3m/分の範囲で作製することで、長手/幅の平均アスペクト比（L/d）を調整できる。熱処理に関しては、厚さが1～1.5mmの範囲で行う１回の熱処理（第１中間熱処理）と、厚さが0.1～0.3mmの範囲で１回以上行う熱処理（第２中間熱処理）に区別できる。長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）を1.5～4の範囲、（L/d）を1.2～7.0の範囲に調整する熱処理条件としては、第１中間熱処理を１回、第２中間熱処理を２回以上施し、その温度範囲は700～1200℃とすることが有効である。長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）を4～10.0の範囲にする熱処理条件としては、第１中間熱処理を600～800℃以上、第２中間熱処理を500～800℃の温度範囲で２回以上施すことが有効である。圧延方向が放熱基板１０の長手方向と平行になるように原板を切断して小片化することで、所定サイズの放熱基板１０が得られる。
　製造条件は、上記記載に限定されるものではなく、温度、長さL、t、熱処理温度などの条件を適性化することで、所望の平均アスペクト比（L/t）または（L/d）が得られる。
（合金層）
　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、層間に合金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。
　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。
　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。
　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起因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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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１０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。
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層及び９層構造の放熱基板を作製した。まず、所定の厚さのCu板と、Mo板又はW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板及びW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板と、Mo板又はW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（原板）を作製した。その原板から放電加工により試料を切り出し、試料サイズを長手方向長さ20mm、幅方向長さ10mmとした。作製した試料の仕様を表１に示す。
（２）評価
　実施例及び比較例に係る放熱基板について、Mo及びWの長さL、tは、厚さ方向でのMo層及びW層の断面においてＥＢＳＤ（Zeiss社製、Ultra55）装置で観察し、解析ソフトにより平均粒径を算出した。また、ＴＥＭ（日本電子（株）製、JEM-2100F）装置、EDS装置（日本電子（株）製、JED-2300T）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。
　長期信頼性の評価として、ＴＣＴ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Agろうで接合した。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種の試験条件を用いた。ＴＣＴ試験条件は、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。温度範囲は、試験条件（1）が-40～+200℃、試験条件（2）が-40～+225℃である。
　ＴＣＴ試験は、試験条件（1）（-40～+200℃の範囲）で温度の昇降を500回又は1000回、試験条件（2）（-40～+225℃の範囲）で500回又は1000回行った。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でボイドとクラックを観察した。サイズで区別し、ボイドはサイズが10μｍ未満（主に点状）、クラックは10μm以上の亀裂（主に線状）とすることで分類した。
　放熱基板の層間のボイド観察では、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２に表記した。
　放熱基板の層間のクラック観察では、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、6～15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、16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２に表記した。
　放熱基板のろう付けの空隙観察では、断面観察により5μｍ以上の空隙の個数を調べて、その個数が1mm当たりで10個以下であればＴＣＴ試験における頼性は良好であるため○印、11～20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２に表記した。
　また実装していない放熱基板を試料として、高温加熱後の放熱基板の熱変形による反りを評価した。試料数は各2個とした。高温加熱条件は、常温から800℃に加熱して、800℃で５分間保持した後に、大気中で冷却した（試験条件（3））。反りの評価は、レーザー顕微鏡（レーザーテック（株）製、H1200）を用い、対角線方向に中心から端までの長さE、中央部と端部の高さの差Gを測定し、G/Eを反り比とする。反り比が0.03%未満であれば熱変形が少なく良好であるため○印、0.03～0.1%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、0.1%超であれば反りによる密着性低下が問題となると判断し×印を、それぞれ表２に表記した。
（３）結果
　表１、２から明らかなように、実施例1～24は、金属A層の結晶粒の長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）が1.5～10.0、かつ金属A層の結晶粒の長手/幅の平均アスペクト比（L/d）が1.2～7.0であることにより、ＴＣＴ試験条件(1)（サイクル条件500回）における実装後の層間のクラック観察の結果が良好であり、さらにＴＣＴ試験条件(2)（サイクル条件500回）における実装後のチップのクラック観察の結果が良好であった。これに対し比較例1～9は、金属A層の結晶粒の長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）、又は金属A層の結晶粒の長手/幅の平均アスペクト比（L/d）が上記範囲の下限未満、あるいは上限超であるため、ＴＣＴ試験条件(1) （サイクル条件500回）における実装後の層間のクラック観察の結果が×であり、さらにＴＣＴ試験条件(2)（サイクル条件500回）における実装後のチップのクラック観察の結果が×であった。
　また、実施例1、2、5、6、8、9、11、12、14～23は、前記（L/d）が2.0以上であることにより、ＴＣＴ試験条件(2)（サイクル条件1000回）における実装後のチップのクラック観察の結果が良好であった。
　実施例1、2、4～12、14～24は、金属A層の結晶粒の長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）が2.0以上であることにより、ＴＣＴ試験条件(2)（サイクル条件500回）における実装後の層間のクラック観察の結果が良好であった。
　実施例1、2、5、6、8～12、15～17、19～23は、金属A層の結晶粒の長手/板厚の平均アスペクト比（L/t）が3.0以上であることにより、ＴＣＴ試験条件(2)（サイクル条件1000回）における実装後の層間のクラック観察の結果が良好であった。
　実施例1～8、10、11、19～21、24は、表面のCu層の厚さH1と中央のCu層の厚さH2との比（H1/H2）が0.2～0.9であることにより、ＴＣＴ試験条件(2)（サイクル条件500回）における実装後のろう材内の空隙の観察の結果が良好であった。
　実施例1、2、4～8、10～14、16、19～24は、表面のCu層の厚さH1と前記Cu層と接している金属A層の厚さH3との比（H1/H3）が2.0～8.0であることにより、試験条件(3)（800℃の高温加熱）における単体の反り評価の結果が良好であった。
　実施例1～4、6～10、12～24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500回）における実装後の層間のボイド観察の結果が良好であった。
　実施例2～4、7～10、12～20、22～24は、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1000回）における実装後の層間のボイド観察の結果が良好であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
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。
　１０　　放熱基板
　１２Ａ，１２Ｂ　　Cu層
　１４　　金属A層
　１８　　結晶粒
 

Claims (8)

  1. Cu層と、金属Aからなる金属A層とが、交互に積層された矩形状の放熱基板において、
    前記Cu層と前記金属A層とが合計５又は９層積層され、
    前記金属A層における前記放熱基板の長手方向の平均結晶粒長さLと、厚さ方向の平均結晶粒長さtの比（L/t）が、1.5～10.0であり、
    長手方向の前記平均結晶粒長さLと、前記金属A層における前記放熱基板の幅方向の平均結晶粒長さdの比（L/d）が、1.2～7.0である
    ことを特徴とする放熱基板。
  2. 表面に配置された前記Cu層の厚さH1と、前記Cu層と接している前記金属A層の厚さH3との比（H1/H3）が、2.0～8.0であることを特徴とする請求項１記載の放熱基板。
  3. 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、0.1～0.9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。
  4. 前記Cu層と前記金属A層の層間に、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請求項１～３のいずれか１項記載の放熱基板。
  5. 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４記載の放熱基板。
  6. 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４又は５記載の放熱基板。
  7. 積層された前記Cu層と前記金属A層の厚さの総計が0.5～2.0mm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。
  8. 前記金属Aが、Mo又はWであることを特徴とする請求項１～７のいずれか１項記載の放熱基板。
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