WO2020021790A1 - 複合金属材料、その製造方法、および複合金属材料を用いた電子装置 - Google Patents

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知丈 東平
靖 池田
謙一郎 國友
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株式会社日立製作所
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Definitions

  • the present invention is a technology relating to a novel composite metal material.
  • Electronic devices are fields that require excellent thermal conductivity.
  • a power semiconductor such as an IGBT (Insulated Gate Bipolar Transistor) used for power conversion. Since the power semiconductor tends to generate more heat from the semiconductor chip as the capacity and speed of the semiconductor increase, the heat dissipation structure becomes important.
  • a structure in which Cu (393 W / m ⁇ k) having a high thermal conductivity is used as a heat sink and the semiconductor chip and the heat sink are joined is generally used. In these heat radiating structures, there is a concern that the electronic device to which the semiconductor chip is bonded may be damaged by the heat generated by the difference in thermal expansion of each member due to the heat generated by the semiconductor chip.
  • a composite metal material having desired strength and thermal conductivity has a possibility of exhibiting its effects in a wide range of technical fields other than electronic devices.
  • Patent Document 1 As a background art of a composite metal material having excellent heat conductivity for dissipating heat generated in an electronic component to the outside, there is, for example, Patent Document 1.
  • Patent Document 1 After a Cu matrix and a Cr-Cu alloy plate containing more than 30% by mass and not more than 80% by mass of Cr and a Cu plate are joined, rolling is performed, and the Cr-Cu alloy and Cu Is described.
  • Patent Document 1 realizes adjustment of the coefficient of thermal expansion and high thermal conductivity by laminating an alloy made of Cr-Cu on Cu with high thermal conductivity.
  • Patent Document 1 because of the laminated structure by rolling, the metal structure of Cr and Cu in the Cr-Cu alloy is elongated in the rolling direction during rolling, resulting in a specific metal structure having anisotropy. . That is, in the case of Patent Literature 1, a metal structure of Cr having a lower thermal conductivity than Cu is formed in a flat shape in a direction perpendicular to the laminating direction, so that the thermal conductivity is hindered. Further, when the alloy described in Patent Document 1 is used for a mold or the like, it is important to secure strength, and uneven strength having anisotropy leads to a decrease in reliability.
  • an object of the present invention is to provide a composite metal material having an excellent composite effect by adjusting the metal structure in the composite metal, a method for producing the same, and an electronic device using the composite metal material. .
  • the Fe-rich phase is dispersed independently in the Cu-rich phase. Having a complex metal phase.
  • a Fe-rich phase is a composite metal material having a composite metal phase independently dispersed in a Cu-rich phase, and a semiconductor element mounted on the composite metal material.
  • a method for manufacturing a composite metal material in a method for manufacturing a composite metal material having a Cu-rich phase and an Fe-rich phase, laser irradiation is performed while supplying a predetermined ratio of Cu powder and Fe-based alloy powder. To form a composite metal phase.
  • an excellent composite effect can be exhibited by adjusting the metal structure in the composite metal.
  • a composite metal material having excellent heat conductivity and a predetermined strength can be provided.
  • 3 is a photograph of a high-magnification observation of a metal structure of a first layer composed of a composite metal phase.
  • 5 is a photograph of a low-magnification observation of a metal structure of a first layer composed of a composite metal phase. It is a photograph of the high magnification observation of the metal structure of the 2nd layer which consists of a composite metal phase. It is a photograph of the low magnification observation of the metal structure of the 2nd layer which consists of a composite metal phase. It is a photograph of the high magnification observation of the metal structure of the 3rd layer which consists of a composite metal phase. It is a photograph of the low magnification observation of the metal structure of the third layer composed of the composite metal phase.
  • FIG. 4 is a cross-sectional observation photograph of a bonding interface between a first layer made of a composite metal phase and Cu.
  • 4 is a cross-sectional observation photograph of a bonding interface between a first layer and a second layer made of a composite metal phase.
  • 4 is a cross-sectional observation photograph of a bonding interface between a second layer and a third layer made of a composite metal phase.
  • FIG. 3 is a diagram showing a manufacturing process for forming a first layer made of a composite metal phase. It is a figure showing the joining result at the time of laminating by each laser output.
  • FIG. 3 is a view showing a result of measuring Vickers hardness of a composite metal phase.
  • FIG. 7 is a view showing another manufacturing process for forming a first layer made of a composite metal phase.
  • FIG. 7 is a view showing another manufacturing process for forming a first layer made of a composite metal phase. It is a figure showing the manufacturing process of the compound metal material which forms the 1st layer and the 2nd layer which consist of a compound metal phase.
  • FIG. 9 is a view showing a joining result when laminating with laser output.
  • FIG. 3 is a view showing a result of measuring Vickers hardness of a composite metal phase.
  • FIG. 3 is a view showing a manufacturing process for forming a first layer, a second layer, and a third layer made of a composite metal phase.
  • FIG. 9 is a view showing a joining result when laminating with laser output.
  • FIG. 3 is a view showing a result of measuring Vickers hardness of a composite metal phase. It is explanatory drawing in the case of processing a composite metal material into a fin shape. It is a schematic diagram of
  • LMD Laser Metal Deposition
  • This method is known as three-dimensional metal additive manufacturing.
  • a plurality of types of metal powders can be melted at the same time, and only the powder supply section is melted by laser light, so that melting and solidification of the metal material occur instantaneously.
  • This technology creates a new composite metal by utilizing instantaneous melting and solidification by the LMD method.
  • layers having different characteristics can be stacked.
  • FIG. 1 is a photograph of a high magnification observation of the metal structure of the first layer composed of the composite metal phase.
  • the composite metal phase is composed of a Cu-rich phase 121 and a Fe-rich phase 122, and the Fe-rich phase 122 is formed in a form dispersed in the Cu-rich phase 121 in a spherical shape.
  • FIG. 2 is a photograph of a low-magnification observation of the metal structure of the first layer composed of the composite metal phase.
  • the Fe-rich phases 122 having various particle diameters are present, it can be seen that the Fe-rich phases 122 are formed in the Cu-rich phase 121 in a spherically dispersed form as in FIG.
  • By independently dispersing the Fe-rich phase 122 in the Cu-rich phase 121 it is possible to have a homogeneous metal structure with little anisotropy.
  • the Fe-rich phase 122 is a Fe-based alloy (SUS material) containing Fe, Ni, Cr, Co, etc., and can also form a phase having a lower coefficient of thermal expansion than Cu. That is, by dispersing the Fe-rich phase 122 having a lower coefficient of thermal expansion (16.7 ppm / ° C.) in the Cu-rich phase 121 matrix, the coefficient of thermal expansion can be made lower than that of Cu.
  • SUS material Fe-based alloy
  • Cu and Fe-based alloys are simultaneously melted and solidified by LMD, so that the Fe-based alloy components are also dissolved in Cu.
  • a phase in which the components of the Fe-based alloy are dissolved in Cu is collectively referred to as a Cu-rich phase, and the Cu-rich phase is a phase containing 85 wt% or more of Cu.
  • a typical alloy among the Fe-based alloys there is a SUS material mainly composed of Fe, Cr or Fe, Cr, Ni.
  • the Cu rich phase 121 in FIG. 1 has a Cu content of 93.4 wt% or more
  • the Cu rich phase 131 in FIG. 3 has a Cu content of 90.3 wt%
  • the Cu-rich phase refers to a phase whose Cu content substantially exceeds 85% by weight.
  • the present inventor obtains physical properties different from pure Cu by dissolving other elements in Cu, but if the Cu content is 85 wt% or more as described above, a sufficient amount is obtained as in Examples described later. It was confirmed that the composite effect was exhibited.
  • FeThe Fe-rich phase refers to an Fe-based alloy having Fe as a main component and an Fe content of more than 50% by weight.
  • the powder supply at the time of lamination can be freely selected, but the powder supply at the time of lamination in FIGS. 1 and 2 is 75 wt% of Cu powder and 25 wt% of Fe alloy powder.
  • FIG. 3 and FIG. 4 are photographs of the observation results of the metallographic structure when the supply amounts of the Cu and Fe-based alloy powders were changed.
  • the proportion of the powder amount of the Fe-based alloy as compared with FIGS. 1 and 2, the proportion of the Fe-rich phase 132 that is independently dispersed in the Cu-rich phase 131 is increased.
  • 3 and 4 are 50 wt% of the Cu powder and 50 wt% of the Fe-based alloy powder.
  • FIGS. 5 and 6 show the results of microstructure observation of the composite metal alloy when Cu powder was 25 wt% and Fe-based alloy powder was 75 wt%.
  • the Cu-rich phase 141 is dispersed in the Fe-rich phase 142.
  • part of the Cu-rich phase 141 is spherical, and part of the Cu-rich phase 141 is formed in a columnar shape with respect to the lamination direction (vertical direction in the drawing). It can be seen that it is expressed.
  • an isotropic structure is preferred, it is not always necessary to have an isotropic structure when the particles are uniformly dispersed.
  • the thermal conductivity in the stacking direction (vertical direction in the drawing) is higher than that of a normal Fe-based alloy. That is, assuming a heat sink for cooling the semiconductor chip, it has an anisotropic structure advantageous in the laminating direction, so that a composite metal alloy having excellent thermal conductivity can be obtained.
  • FIG. 7 shows a bonding interface when the composite metal phase 12 is laminated on pure Cu 11 at a mixing ratio of 75 wt% of Cu powder and 25 wt% of Fe-based alloy powder.
  • FIG. 8 shows a composite metal phase 13 having a powder supply amount of 50 wt% of Cu powder and 50 wt% of Fe-based alloy powder on a composite metal phase 12 having a mixing ratio of 75 wt% of Cu powder and 25 wt% of Fe-based alloy powder. This shows the bonding interface in the case of performing the above.
  • FIG. 9 shows that a composite metal phase 14 having a powder supply amount of 25 wt% and a Fe alloy powder 75 wt% is laminated on a composite metal phase 13 laminated with a mixing ratio of 50 wt% of Cu powder and 50 wt% of Fe alloy powder.
  • This shows the bonding interface in the case of performing the above.
  • the rich phase is dispersed in a spherical or columnar shape in an independent manner, and the respective layers are metallically bonded not with a simple linear bonding surface but with a complicated bonding surface. It is shown that.
  • a structure is formed in which the influence of thermal stress is reduced when joining members having a large coefficient of thermal expansion such as a semiconductor chip. It becomes possible.
  • the contents of the Cu powder and the Fe-based alloy powder were intentionally made different, and the contents of the Cu powder were gradually reduced (inclined).
  • a composite metal phase can be formed with a mixing ratio of 25 wt% of powder and 75 wt% of Fe-based alloy powder.
  • the laser output is desirably 800 to 2,000 W in order to achieve good metal bonding with few defects that change the formation state of the laminate by changing the laser output.
  • the output of the laser is 800 W or less, unmelted portions are generated, and voids are generated in the laminate.
  • the output of the laser is 2000 W or more, the melting range is widened during lamination, so that rapid cooling becomes difficult, and it becomes difficult to obtain a uniform composite metal structure.
  • FIG. 10 shows a manufacturing process flow for forming the first layer 12 which is a composite metal phase composed of the Cu-rich phase 121 and the Fe-rich phase 122 in Example 1.
  • the Fe-based base material 10 is placed in an LMD device.
  • the Cu phase 11 ideally 100 wt% of Cu powder, but may contain some impurities, is irradiated with laser while supplying Cu powder onto the Fe-based base material 10. Is 98 wt% or more).
  • a powder (Cu powder and Fe-based alloy) is deposited on the Cu phase 11 at a predetermined ratio of the content of Cu powder and Fe-based alloy powder, for example, a mixing ratio of 75 wt% of Cu powder and 25 wt% of Fe-based alloy powder.
  • the composite metal phase 12 is formed by irradiating a laser while supplying the powder mixture.
  • the Cu phase 11 and the composite metal phase are metallically joined at the complex joining surfaces shown in FIGS.
  • the Fe-based base material 10 is mechanically cut to obtain a laminate of the Cu phase 11 and the composite metal phase 12 having high thermal conductivity.
  • FIG. 11 shows the joining results when the layers were laminated at each laser output.
  • the laser output was less than 800 W, the powder was not melted due to insufficient output, and in addition to the generation of voids in the phase, the interface between the Cu phase 11 and the composite metal phase 12 could not be joined.
  • the laser output became 800 W or more, the Cu powder and the Fe-based alloy powder melted, and a strong bond could be achieved.
  • FIGS. 1, 2, and 7 show the results of microstructure observation when the laser output was 2000 W.
  • FIG. 12 shows the results of measuring the Vickers hardness of the Cu phase 11 and the composite metal phase 12 (containing the Cu-rich phase 121 and the Fe-rich phase 122) shown in FIG.
  • the average Vickers hardness of the Cu phase 11 is 109
  • the average Vickers hardness of the composite metal phase 12 is 145. It can be confirmed that the composite metal phase 12 has increased strength due to the dispersion of the Fe-rich phase. Note that the diagonal length of the Vickers indenter is larger than 20 ⁇ m, and is measured at a location including both the Cu-rich phase 121 and the Fe-rich phase 122.
  • the Cu phase 11 is formed by irradiating a laser while supplying the Cu powder on the Fe-based base material 10, and the composite metal phase 12 is formed on the Cu phase 11. After that, the Fe-based base material 10 is cut so as to leave the Cu phase 11 and the composite metal phase 12 as a high thermal conductive layer.
  • the Cu phase 11 and the composite metal phase 12 do not necessarily have to be left. That is, as shown in FIG. 14, as a manufacturing process, the composite metal phase 12 is formed directly on the Fe-based base material 10, and then the Fe-based base material 10 is cut, or as shown in FIG. Needless to say, a single composite metal phase 12 can be obtained by forming the composite metal phase 12 directly on the substrate 11 and then cutting the Cu phase 11.
  • FIG. 15 shows a manufacturing process of the composite metal material for forming the first layer and the second layer composed of the composite metal phase in Example 2.
  • the Fe base material 10 is placed in the LMD device.
  • the Cu phase 11 (ideally 100 wt% of Cu powder, but may contain some impurities, is irradiated with laser while supplying Cu powder onto the Is 98 wt% or more).
  • a powder (Cu powder and Fe-based alloy) is deposited on the Cu phase 11 at a predetermined ratio of the content of Cu powder and Fe-based alloy powder, for example, a mixing ratio of 75 wt% of Cu powder and 25 wt% of Fe-based alloy powder.
  • the composite metal phase 12 is formed by irradiating a laser while supplying the powder mixture.
  • the Cu phase 11 and the composite metal phase are metallically joined at the complex joining surfaces shown in FIGS.
  • the composite metal phase 13 is formed by irradiating a laser while supplying the powder onto the composite metal phase 12 at a mixing ratio of 50 wt% of the Cu powder and 50 wt% of the Fe-based alloy powder.
  • E By mechanically cutting the Fe-based base material 10 after the lamination, a laminate of the Cu phase 11, the composite metal phase 12, and the composite metal phase 13 having high thermal conductivity is obtained.
  • FIG. 16 shows the joining results when the layers were laminated at each laser output.
  • the laser output was less than 800 W, the powder was not melted due to insufficient output, and in addition to the generation of voids in the phase, the interface between the Cu phase 11 and the composite metal phase 12 could not be joined.
  • the laser output became 800 W or more, the Cu powder and the Fe-based alloy powder melted, and a strong bond could be achieved. That is, lamination can be performed under the same conditions as in the first embodiment.
  • FIGS. 3, 4, and 8 show the results of microstructure observation when the composite metal phase 13 of Example 2 was laminated at 2000 W.
  • FIG. 17 shows the Vickers hardness measured for the composite metal phase 13 (containing the Cu-rich phase 131 and the Fe-rich phase 132) of the composite metal material having a plurality of composite metal phases manufactured by the method shown in FIG. The results are shown.
  • the average of Vickers hardness of the composite metal phase 13 is 160, and it can be confirmed that the strength is higher than that of the composite metal phase 12.
  • the diagonal length of the Vickers indenter is larger than 20 ⁇ m, and is measured at a location including both the Cu-rich phase 121 and the Fe-rich phase 122.
  • FIG. 18 shows a manufacturing process of Example 3 for forming three composite metal phases from the first layer to the third layer.
  • the Fe-based base material 10 is placed in the LMD device.
  • the Cu phase 11 (ideally, 100 wt% of Cu powder, but may contain some impurities, is irradiated with laser while supplying Cu powder onto the Fe-based base material 10. Is 98 wt% or more).
  • a powder (Cu powder and Fe-based alloy) is deposited on the Cu phase 11 at a predetermined ratio of the content of Cu powder and Fe-based alloy powder, for example, a mixing ratio of 75 wt% of Cu powder and 25 wt% of Fe-based alloy powder.
  • the composite metal phase 12 is formed by irradiating a laser while supplying the powder mixture.
  • the Cu phase 11 and the composite metal phase are metallically joined at the complex joining surfaces shown in FIGS.
  • the composite metal phase 13 is formed by irradiating a laser while supplying the powder onto the composite metal phase 12 at a mixing ratio of 50 wt% of the Cu powder and 50 wt% of the Fe-based alloy powder.
  • the composite metal phase 14 is formed by irradiating a laser while supplying the powder onto the composite metal phase 13 at a mixing ratio of 25 wt% of the Cu powder and 75 wt% of the Fe-based alloy powder.
  • the Fe-based base material 10 is mechanically cut to obtain a laminate composed of the Cu phase 11, the composite metal phase 12, the composite metal phase 13, and the composite metal phase 14 having high thermal conductivity (not shown). ).
  • the bonding of the Cu phase 11, the composite metal phase 12, and the composite metal phase 13 is metallically bonded at the complicated bonding surfaces shown in FIGS.
  • FIG. 19 shows the bonding result when the layers are stacked at each laser output.
  • the laser output was less than 800 W, the powder was not melted due to insufficient output, and in addition to the generation of voids in the layer, the interface between the Cu phase 11 and the composite metal phase 12 could not be joined.
  • the laser output became 800 W or more, the Cu powder and the Fe-based alloy powder melted, and a strong bond could be achieved. That is, lamination can be performed under the same conditions as those of the first and second embodiments.
  • FIGS. 5, 6, and 9 show the results of microstructure observation when the composite metal phase 14 of Example 3 was laminated at 2000 W.
  • FIG. 20 shows the Vickers hardness measured for the composite metal phase 14 (containing the Cu-rich phase 141 and the Fe-rich phase 142) of the composite metal material having a plurality of composite metal phases manufactured by the method shown in FIG. The results are shown.
  • the Vickers hardness of the composite metal phase 14 was 220 on average, and it was confirmed that the composite metal phase 12 and the composite metal phase 13 were higher in strength than the composite metal phase 13. Further, the average value of the Vickers hardness of the Fe-based alloy phase is 257, and the Vickers hardness changes in an inclined manner, thereby exhibiting the effect of the composition gradient.
  • the diagonal length of the Vickers indenter is larger than 20 ⁇ m, and is measured at a location including both the Cu-rich phase 121 and the Fe-rich phase 122.
  • Example 1 Example 2, and Example 3, according to the present technology, it is possible to disperse and mix Cu and Fe-based alloys, and to have a combined effect. That is, by changing the mixing ratio of the Cu powder and the Fe powder, a composite metal material having a predetermined strength can be manufactured. In addition, by changing the mixing ratio of the Cu powder and the Fe powder, the manufactured composite metal material can disperse the Fe-rich phase in the Cu-rich phase or the Cu-rich phase independently in the Fe-rich phase. Thus, a composite metal material having a desired thermal conductivity can be obtained.
  • the graded composition is not necessarily required as in Example 3, and the laminated structure of the composite metal phase can be freely selected according to the application.
  • the workability changes with the content of the Cu-rich phase and the Fe-rich phase. Therefore, it is possible to take a laminated structure in consideration of workability by appropriately selecting the laminated structure of the composite metal phase.
  • the composite metal phase 12 is formed by irradiating a laser while supplying the powder on the Cu phase 11 at a mixing ratio of 75 wt% of the Cu powder and 25 wt% of the Fe-based alloy powder shown in Example 3, the Cu powder 25 wt%
  • the composite metal phase 14 is laminated by irradiating a laser while supplying the powder onto the composite metal phase 12 at a mixing ratio of 75% by weight of the Fe-based alloy powder, and further mixing 50% by weight of the Cu powder and 50% by weight of the Fe-based alloy powder.
  • the composite metal phase 13 may be formed by irradiating a laser while supplying powder onto the composite metal phase 14 at a ratio.
  • FIG. 21 is an explanatory diagram in the case where the composite metal material obtained according to Examples 1 to 3 is processed into a fin shape.
  • FIG. 21 shows a process of forming the composite metal material and then mechanically groove-forming the Cu phase 11 of the high heat conducting portion into a fin shape by the method shown in FIG.
  • FIGS. 21A to 21C are the same as FIGS. 10A to 10C.
  • the powder (Cu powder and Cu powder) is mixed on the Cu phase 11 at a predetermined ratio of the content of Cu powder and Fe-based alloy powder, for example, a mixing ratio of 75 wt% of Cu powder and 25 wt% of Fe-based alloy powder.
  • the composite metal phase 12 is formed by irradiating a laser while supplying the mixed powder of the Fe-based alloy powder).
  • the Cu phase 11 and the composite metal phase are metallically joined at the complex joining surfaces shown in FIGS.
  • a finned heat sink is formed by machining.
  • the manufacturing process of FIG. 21 can be similarly applied to the processes shown in FIGS. 13 to 15 and 18 in addition to the process shown in FIG.
  • FIG. 22 is a schematic diagram of an electronic device in which a finned heat sink 1 made of a composite metal material having composite metal phases 11, 12, and 13 is joined to a semiconductor element 21.
  • the semiconductor element 21 is mounted on a composite metal material via an insulating material 24 and a bonding agent 23.
  • the composite metal materials according to the first to fourth embodiments it is possible to prevent the electronic component from being damaged by thermal stress by reducing the proportion of Cu having a high thermal conductivity for each layer.
  • the composite metal materials according to Examples 1 to 4 can be formed in a state in which the Cu-rich phase is independently dispersed, so that the heat conductivity is good, and the heat of the electronic component such as the semiconductor chip 21 serving as a heat generating source can be efficiently discharged. Heat can be dissipated.
  • the composite metal materials of Examples 1 to 4 can have a homogeneous metal composition with little anisotropy by independently dispersing the Cu-rich phase and the Fe-rich phase.
  • a mold used in industrial applications can be applied as a member having high thermal conductivity while maintaining the strength of the mold.
  • the composite metal material described in the embodiment has an excellent composite effect in which the thermal conductivity and the strength can be adjusted, the applicable range is not limited to the electronic device and the mold, and the thermal conductivity is not limited. It can be applied to various products that want to achieve both good properties and strength.

Abstract

強度、熱伝導率、熱膨張量を調整することができる複合金属材料およびその製造方法を提供する。複合金属材料は、Ｃｕリッチ相と、Ｆｅリッチ相とを有する複合金属材料において、Ｆｅリッチ相はＣｕリッチ相の中に独立して分散している複合金属相を有する。　Ｃｕリッチ相は、Ｃｕの含有率が８５wt％を超えるものであり、Ｆｅリッチ相は、Feの含有量が５０wt％を超えるものである。

Description

複合金属材料、その製造方法、および複合金属材料を用いた電子装置
　本発明は、新規の複合金属材料に関する技術である。
　優れた熱伝導性を要求される分野として電子装置がある。例えば、電力変換に使用されるIGBT(Insulated Gate Bipolar Transistor)のようなパワー半導体がある。パワー半導体は高容量化、高速化に伴って、半導体チップの発熱が上昇する傾向にあるため、放熱構造が重要となる。放熱構造で公知の技術としては熱伝導率が高いCu(３９３W/ｍ・ｋ)をヒートシンクとして利用し、半導体チップとヒートシンクを接合する構造が一般的である。これら放熱構造では、半導体チップが接合される電子装置は、半導体チップの発熱に伴い、各部材熱膨張差に起因する熱応力により、半導体チップや接合部が破壊する懸念を有している。また、電子装置のみならず、工業用途で使用される金型に関しては、金型の強度を維持しつつ、熱伝導率の高い部材を使用することができれば、高冷却化に伴い、金型製品の短タクト化に大きく貢献することが可能である。従って、所望の強度と熱伝導率を有する複合金属材料は電子装置以外にも広い技術分野でその効果を発揮する可能性を有している。
　電子部品で発生する熱を、外部に放熱するための熱伝導性に優れた複合金属材料の背景技術として例えば特許文献１がある。この特許文献１には、Cuマトリックスと３０質量％を越え８０質量％以下のCrを含有するCr-Cu合金板とCu板とを接合したのち、圧延を施して、Cr-Cu合金とCuとの積層体とすることが記載されている。
特開２００１－１９６５１３号公報
　特許文献１には、高熱伝導とCuに対してCr-Cuからなる合金を積層させることで、熱膨張率の調整と高熱伝導化を実現させている。しかしながら、特許文献１の場合、圧延による積層構造であるため、圧延時にCr-Cu合金中のCrおよびCuの金属組織が圧延方向に伸びることで、異方性を有する特異的な金属組織となる。すなわち、特許文献１の場合はCuよりも熱伝導率が低いCrの金属組織が積層方向に対して鉛直方向に扁平状に形成されることで、熱伝導率が阻害されてしまう。また、引用文献１に記載の合金を金型等に使用する場合は、強度を確保できることが重要であり、異方性を有する不均一な強度は信頼性の低下につながる。
　そこで、本発明の目的は、複合金属中の金属組織を調整させることで優れた複合効果を有する複合金属材料、その製造方法、および複合金属材料を用いた電子装置を提供することを目的とする。
　上記の課題を解決するための複合金属材料の一例を挙げるならば、Ｃｕリッチ相と、Ｆｅリッチ相とを有する複合金属材料において、Ｆｅリッチ相はＣｕリッチ相の中に独立して分散している複合金属相を有する。
　また、本発明の電子装置の一例を挙げるならば、Ｆｅリッチ相はＣｕリッチ相中に独立して分散している複合金属相を有する複合金属材料と、複合金属材料に搭載される半導体素子とを有する。
　また、複合金属材料の製造方法の一例を挙げるならば、Ｃｕリッチ相と、Ｆｅリッチ相とを有する複合金属材料の製造方法において、所定割合のCu粉末とFe系合金粉末を供給しながらレーザー照射して複合金属相を形成する。
　本発明によれば、複合金属中の金属組織を調整させることで優れた複合効果を発現させることができる。優れた複合効果の一例として、熱伝導性に優れ、所定の強度を有する複合金属材料を提供することができる。
複合金属相からなる第一層の金属組織の高倍率観察の写真である。 複合金属相からなる第一層の金属組織の低倍率観察の写真である。 複合金属相からなる第二層の金属組織の高倍率観察の写真である。 複合金属相からなる第二層の金属組織の低倍率観察の写真である。 複合金属相からなる第三層の金属組織の高倍率観察の写真である。 複合金属相からなる第三層の金属組織の低倍率観察の写真である。 複合金属相からなる第一層とCuの接合界面の断面観察写真である。 複合金属相からなる第一層と第二層の接合界面の断面観察写真である。 複合金属相からなる第二層と第三層の接合界面の断面観察写真である。 複合金属相からなる第一層を形成する製造プロセスを示した図である。 各レーザー出力で積層した場合の接合結果を示した図である。 複合金属相のビッカース硬度を測定した結果を示した図である。 複合金属相からなる第一層を形成する他の製造プロセスを示した図である。 複合金属相からなる第一層を形成する他の製造プロセスを示した図である。 複合金属相からなる第一層および第二層を形成する複合金属材料の製造プロセスを示した図である。 レーザー出力で積層した場合の接合結果を示した図である。 複合金属相のビッカース硬度を測定した結果を示した図である。 複合金属相からなる第一層および第二層および第三層を形成する製造プロセスを示した図である。 レーザー出力で積層した場合の接合結果を示した図である。 複合金属相のビッカース硬度を測定した結果を示した図である。 複合金属材料をフィン形状に加工する場合の説明図である。 複合金属材料を利用した電子装置の模式図である。
　以下、本発明の実施の形態を、図を用いて説明する。各図において、同一の構成には同一の符号を付す。
　熱伝導率の高いCu(銅)と高強度および熱膨張率が低いFe(鉄)系合金において、お互いの金属組織を均一に分散させた新規の金属（複合金属材料）を提供する。例えば鋳物等の通常の合金作製の場合、CuとFeの合金は作製が困難とされている。
　CuとFeは２相分離をする系のため、CuとFeを溶融させた状態で混合しても、凝固時はお互いが混ざりあわずにCu相とFe相が分離する組織形態となるためである。これは鋳物等では溶融から凝固までの時間が長いために生じる現象である。そのため、CuとFeの溶融時に十分攪拌した状態で瞬時に凝固を達成できれば、マクロな点での２相分離を生じずに均一に分散される形でCuとFeの複合金属組織を形成できる。
　異種の金属粉末の供給量を意図的に制御し、供給金属粉末をレーザー光で溶融させて造形物を作製する方法としてLMD（Laser Metal Deposition）法がある。この方法は3次元金属積層造形法として知られている。複数種の金属粉末を同時に溶融することが可能であり、レーザー光で粉末供給部のみを溶融させるため、金属材料の溶融と凝固が瞬時に発生する。
　本技術は、LMD法による瞬時の溶融と凝固を利用することで、新規な複合金属を作製する。また、異種の金属粉末の供給量を制御することが可能なため、特徴の異なる層の積み上げも可能である。
　図１は、複合金属相からなる第一層の金属組織の高倍率観察の写真である。複合金属相はCuリッチ相１２１とFeリッチ相１２２で構成され、Feリッチ相１２２がCuリッチ相１２１中に球状に分散する形で形成されている。
　図２は、複合金属相からなる第一層の金属組織の低倍率観察の写真である。種々の粒径を有するFeリッチ相１２２が存在しているが、図１と同様にCuリッチ相１２１中にFeリッチ相１２２が球状に分散する形で形成されていることがわかる。Cuリッチ相１２１中にFeリッチ相１２２が独立して分散することで、異方性の少ない均質な金属組織を有することが可能となる。
　また、Feリッチ相１２２がCuリッチ相１２１マトリックス中に分散することで分散強化型の合金特性を発現することが可能であり、Cuマトリックス合金の強度を向上させることが可能である。加えてFeリッチ相１２２はFeをベースとしてNi、Cr、Co等を含有したFe系合金（SUS材）であり、Cuよりも熱膨張率が低い相を形成することも可能である。つまり、Cuの熱膨張率（１６．７ｐｐｍ/℃）よりも低いFeリッチ相１２２がCuリッチ相１２１マトリックス中に分散することでCuよりも熱膨張率を低くすることが可能である。
　本技術は、LMDによってCuとFe系合金が同時に溶融凝固するため、Cu中にもFe系合金の成分が固溶する。Cu中にFe系合金の成分が固溶した相を総称してCuリッチ相と呼び、Cuリッチ相はCuの含有率が８５wt％以上含まれる相となる。Fe系合金の中で代表的な合金としてFe、CrまたはFe、Cr、Niを主成分として構成するSUS材が挙げられる。図１中のCuリッチ相１２１はCuの含有率が９３．４wt％以上であり、図３中のCuリッチ相１３１はCuの含有率が９０．３wt％であり、図５中のCuリッチ相１４１はCuの含有率が８７．２wt％である。分析値のバラつきを考慮した上で、Cuリッチ相は、Cuの含有率が実質８５wt％を超えるものをいう。本発明者は、Cu中に他元素が固溶することで純Cuとは異なる物理特性を得るが、Cuの含有率が上記の８５wt％以上であれば、後述する実施例のように十分な複合効果を発揮することを確認した。
　また、Feリッチ相は、Fe系合金においてFeを主成分とし、Feの含有量が５０wt％を超えるものをいう。
　なお、積層時の粉末供給は自由に選択することが可能であるが、図１と図２の積層時の粉末供給はCu粉末７５ｗｔ％、Fe系合金粉末２５ｗｔ％である。
　図３と図４は、CuとFe系合金の粉末供給量を変化させた場合の金属組織の観察結果の写真である。図１、図２よりもFe系合金の粉末量の割合を多くしたことで、Cuリッチ相１３１中に独立に分散するFeリッチ相１３２の比率が多くなっている。なお、図３と図４の粉末供給量はCu粉末５０ｗｔ％、Fe系合金粉末５０ｗｔ％である。
　図５と図６は、Cu粉末２５ｗｔ％、Fe系合金粉末７５ｗｔ％とした時の複合金属合金の組織観察をした結果である。Fe系合金粉末量の割合を多くしたことで、Feリッチ相１４２中にCuリッチ相１４１が分散する形となっている。また分散形状としては、Cuリッチ相１４１の一部が球状となり、Cuリッチ相１４１の一部が積層方向(図面の縦方向の垂直方向)に対して柱状に形成されており、異方性を発現していることがわかる。等方性の組織の方が好ましいが、均一分散している場合はかならずしも等方性の組織を有さなくてもよい。
　図５と図６の場合は、Cuリッチ相１４１が配向しているため、積層方向（図の縦方向）の熱伝導率が通常のFe系合金よりも上昇する。すなわち、半導体チップを冷却する際のヒートシンクを想定した場合、積層方向に有利な異方性組織を有しているため、熱伝導性に優れる複合金属合金とすることができる。
　図７は、純Cu１１上にCu粉末７５ｗｔ％、Fe系合金粉末２５ｗｔ％の混合比で複合金属相１２を積層した場合の接合界面を示している。
　図８は、Cu粉末７５ｗｔ％、Fe系合金粉末２５ｗｔ％の混合比で積層した複合金属相１２上に、粉末供給量をCu粉末５０ｗｔ％、Fe系合金粉末５０ｗｔ％の複合金属相１３を積層した場合の接合界面を示している。
　図９は、Cu粉末５０ｗｔ％、Fe系合金粉末５０ｗｔ％の混合比で積層した複合金属相１３上に、粉末供給量をCu粉末２５ｗｔ％、Fe系合金粉末７５ｗｔ％の複合金属相１４を積層した場合の接合界面を示している。図７から図９に示したいずれの場合も、リッチ相が独立する形で球状または柱状に分散しており、単純な直線の接合面ではなく複雑な接合面で各層が金属的に接合されることを示している。このように複合金属相を層形成毎にCu粉末の含有量を徐々に減少させることで半導体チップのような熱膨張率の大きく異なる部材を接合する際に熱応力の影響を緩和させる構造にすることが可能となる。以上の例では意図的にCu粉末、Fe系合金粉末の含有量を異ならせた、Cu粉末の含有量を徐々に減少させた（傾斜させた）順に形成させたが、例えば純Cu１１上にCu粉末２５ｗｔ％、Fe系合金粉末７５ｗｔ％の混合比で複合金属相を形成することが可能なことは言うまでもない。
　LMD方式の場合、レーザーの出力を変化させることで、積層物の形成状態が変化する欠陥の少ない良好な金属接合を達成するためにレーザーの出力が８００～２０００Wが望ましい。レーザーの出力が８００W以下の場合は未溶融部が発生し、積層物内にボイドが発生する。レーザーの出力が２０００W以上の場合は積層時に溶融範囲が広がることで、急速冷却が困難となり、均一な複合金属組織を得がたくなる。
　図１０は、実施例１におけるCuリッチ相１２１およびFeリッチ相１２２からなる複合金属相である第一層１２を形成する製造プロセスフローを示している。（a）まずFe系母材１０をLMD装置内に積置する。（b）その後、Fe系母材１０上にCu粉末を供給しながらレーザー照射することでCu相１１（理想的には、Cu粉末１００ｗｔ％であるが、多少の不純物を含む場合もあり、Cuの含有率が９８ｗｔ％以上である）を形成する。（c）次に、所定割合のCu粉末とFe系合金粉末の含有率、例えば、Cu粉末７５ｗｔ％、Fe系合金粉末２５ｗｔ％の混合比でCu相１１上に粉末（Cu粉末とFe系合金粉末の混合粉末）を供給しながらレーザー照射することで複合金属相１２を形成する。Cu相１１と複合金属相は、図７－図９で示した複雑な接合面で金属的に接合されている。（d）積層後、機械的にFe系母材料１０を切断することで、高熱伝導率を有するCu相１１と複合金属相１２の積層体を得る。
　図１１は、各レーザー出力で積層した場合の接合結果を示している。レーザー出力が８００W未満の場合は、出力不足に伴う粉末の未溶融が発生し、相内にボイドの発生に加えて、Cu相１１と複合金属相１２の界面が接合できなかった。レーザー出力が８００W以上になるとCu粉末およびFe系合金粉末が溶融し、強固な接合を達成することができた。なお、図１、図２、図７は、レーザー出力が２０００Wで積層した場合の組織観察結果である。
　図１２は、図１０に示したCu相１１および複合金属相１２（Cuリッチ相１２１とFeリッチ相１２２を含有）に対してビッカース硬度を測定した結果を示している。Cu相１１の平均ビッカース硬度は１０９、複合金属相１２の平均ビッカース硬度は１４５である。複合金属相１２の方が、Feリッチ相の分散によって強度が上昇していることを確認できる。なお、ビッカースの圧子の対角長は２０μｍより大きく、Cuリッチ相１２１およびFeリッチ相１２２両方を含む箇所での測定となっている。
　尚、実施例１では、Fe系母材１０上にCu粉末を供給しながらレーザー照射することでCu相１１を形成し、さらにCu相１１上に複合金属相１２を形成している。その後、高熱伝導層として、Cu相１１と複合金属相１２を残す形でFe系母材１０を切断している。
　図１３および図１４に示すように、必ずしもCu相１１と複合金属相１２を残さずともよい。すなわち、図１４に示すように、製造プロセスとして、Fe系母材１０上に直接複合金属相１２を形成し、その後、Fe系母材１０を切断する、または、図１３に示すようにCu相１１上に直接複合金属相１２を形成し、その後Cu相１１を切断することで、単独の複合金属相１２を得られることは言うまでもない。
　図１５は、実施例２における複合金属相からなる第一層および第二層を形成する複合金属材料の製造プロセスを示している。
　(a)まずFe系母材１０をLMD装置内に積置する。(b)その後、Fe系母材１０上にCu粉末を供給しながらレーザー照射することでCu相１１（理想的には、Cu粉末１００ｗｔ％であるが、多少の不純物を含む場合もあり、Cuの含有率が９８ｗｔ％以上である）を形成する。
　（c）次に、所定割合のCu粉末とFe系合金粉末の含有率、例えば、Cu粉末７５ｗｔ％、Fe系合金粉末２５ｗｔ％の混合比でCu相１１上に粉末（Cu粉末とFe系合金粉末の混合粉末）を供給しながらレーザー照射することで複合金属相１２を形成する。Cu相１１と複合金属相は、図７－図９で示した複雑な接合面で金属的に接合されている。（ｄ）更にCu粉末５０ｗｔ％、Fe系合金粉末５０ｗｔ％の混合比で複合金属相１２上に粉末を供給しながらレーザー照射することで複合金属相１３を形成する。（ｅ）積層後、機械的にFe系母材料１０を切断することで、高熱伝導率を有するCu相１１と複合金属相１２および複合金属相１３の積層体を得る。
　図１６は、各レーザー出力で積層した場合の接合結果を示している。レーザー出力が８００W未満の場合は出力不足に伴う粉末の未溶融が発生し、相内にボイドの発生に加えて、Cu相１１と複合金属相１２の界面が接合できなかった。レーザー出力が８００W以上になるとCu粉末およびFe系合金粉末が溶融し、強固な接合を達成することができた。すなわち、実施例１と同様の条件で積層することが可能である。なお、図３、図４、図８は実施例２の複合金属相１３を２０００Wで積層した場合の組織観察結果である。
　図１７は、図１５に示した方法で製造された複数の複合金属相を有する複合金属材料の複合金属相１３（Cuリッチ相１３１とFeリッチ相１３２を含有）に対してビッカース硬度を測定した結果を示している。複合金属相１３のビッカース硬度の平均は１６０であり、複合金属相１２よりも強度が上昇していることを確認できる。なお、ビッカースの圧子の対角長は２０μｍより大きく、Cuリッチ相１２１およびFeリッチ相１２２両方を含む箇所での測定となっている。
　図１８は、第一層から第三層の3つの複合金属相を形成する実施例３の製造プロセスを示している。
　（ａ）まずFe系母材１０をLMD装置内に積置する。（ｂ）その後、Fe系母材１０上にCu粉末を供給しながらレーザー照射することでCu相１１（理想的には、Cu粉末１００ｗｔ％であるが、多少の不純物を含む場合もあり、Cuの含有率が９８ｗｔ％以上である）を形成する。（c）次に、所定割合のCu粉末とFe系合金粉末の含有率、例えば、Cu粉末７５ｗｔ％、Fe系合金粉末２５ｗｔ％の混合比でCu相１１上に粉末（Cu粉末とFe系合金粉末の混合粉末）を供給しながらレーザー照射することで複合金属相１２を形成する。Cu相１１と複合金属相は、図７－図９で示した複雑な接合面で金属的に接合されている。（ｄ）更にCu粉末５０ｗｔ％、Fe系合金粉末５０ｗｔ％の混合比で複合金属相１２上に粉末を供給しながらレーザー照射することで複合金属相１３を形成する。（ｅ）更にCu粉末２５ｗｔ％、Fe系合金粉末７５ｗｔ％の混合比で複合金属相１３上に粉末を供給しながらレーザー照射することで複合金属相１４を形成する。積層後、機械的にFe系母材料１０を切断することで、高熱伝導率を有するCu相１１と複合金属相１２および複合金属相１３および複合金属相１４からなる積層体を得る(図示せず)。Cu相１１、複合金属相１２及び複合金属相１３の接合は、図７－図９で示した複雑な接合面で金属的に接合されている。
　図１９は、各レーザー出力で積層した場合の接合結果を示している。レーザー出力が８００W未満の場合は出力不足に伴う粉末の未溶融が発生し、層内にボイドの発生に加えて、Cu相１１と複合金属相１２の界面が接合できなかった。レーザー出力が８００W以上になるとCu粉末およびFe系合金粉末が溶融し、強固な接合を達成することができた。すなわち、実施例１および実施例２と同様の条件で積層することが可能である。なお、図５、図６、図９は実施例３の複合金属相１４を２０００Wで積層した場合の組織観察結果である。
　図２０は、図１８に示した方法で製造された複数の複合金属相を有する複合金属材料の複合金属相１４（Cuリッチ相１４１とFeリッチ相１４２を含有）に対してビッカース硬度を測定した結果を示している。複合金属相１４のビッカース硬度は平均で２２０であり、複合金属相１２および複合金属相１３よりも強度が上昇していることを確認できた。また、Fe系合金相のビッカース硬度の平均値は２５７であり、ビッカース硬度が傾斜して変化しているため、組成傾斜の効果を発揮している。なお、ビッカースの圧子の対角長は２０μｍより大きく、Cuリッチ相１２１およびFeリッチ相１２２両方を含む箇所での測定となっている。
　実施例１、実施例２、実施例３からわかるように本技術によれば、CuとFe系合金の分散混合が可能で、複合効果を有していることがわかる。つまり、Cu粉末とFe粉末の混合比を変更することで、所定の強度を有する複合金属材料を製造することができる。また、Cu粉末とFe粉末の混合比を変更することで、製造された複合金属材料は、Cuリッチ相中にFeリッチ相を、或いは、Feリッチ相中にCuリッチ相独立して分散させることで、所望の熱伝導率を有する複合金属材料を得ることができる。
　実施例２よび実施例３ではCuの割合を徐々に増やす形で複合金属相を積層している。熱応力の緩和等を目的とする場合は、Cuの割合を徐々に増やす混合比（傾斜組成）とすることで、接合界面の熱応力の影響を低減させることが可能である。
　また、必ずしも実施例３のように傾斜組成とせずともよく、用途に応じて、自由に複合金属相の積層構成を選定できることはいうまでもない。切削等の加工の工程が入る場合は、Cuリッチ相およびFeリッチ相の含有率に伴い、加工性が変化する。従って、適宜複合金属相の積層構成を選定することで加工性を考慮した積層構成をとることが可能である。
　例えば、実施例３にみられるCu粉末７５ｗｔ％、Fe系合金粉末２５ｗｔ％の混合比でCu相１１上に粉末を供給しながらレーザー照射することで複合金属相１２を形成した後、Cu粉末２５ｗｔ％、Fe系合金粉末７５ｗｔ％の混合比で複合金属相１２上に粉末を供給しながらレーザー照射することで複合金属相１４を積層し、更にCu粉末５０ｗｔ％、Fe系合金粉末５０ｗｔ％の混合比で複合金属相１４上に粉末を供給しながらレーザー照射することで複合金属相１３を形成してもよい。
　これらの新規複合金属材料を利用して、半導体チップのヒートシンクや金型に利用することができる。図２１は、実施例１から３によって得られる複合金属材料をフィン形状に加工する場合の説明図を示している。
　図２１は、図１０に示した方法で、複合金属材料を作製後、機械的に溝加工することで高熱伝導部のCu相１１をフィン形状に加工する工程を示している。図２１の（ａ）～（ｃ）は、図１０の（ａ）～（ｃ）と同様で、（ａ）まずFe系母材１０をLMD装置内に積置する。そして、（ｂ）Fe系母材１０上にCu粉末を供給しながらレーザー照射することでCu相１１（理想的には、Cu粉末１００ｗｔ％であるが、多少の不純物を含む場合もあり、Cuの含有率が９８ｗｔ％以上である）を形成する。次に、（c）次に、所定割合のCu粉末とFe系合金粉末の含有率、例えば、Cu粉末７５ｗｔ％、Fe系合金粉末２５ｗｔ％の混合比でCu相１１上に粉末（Cu粉末とFe系合金粉末の混合粉末）を供給しながらレーザー照射することで複合金属相１２を形成する。Cu相１１と複合金属相は、図７－図９で示した複雑な接合面で金属的に接合されている。次に、（ｄ）機械加工によって、フィン付きヒートシンクを形成する。最後に、（ｅ）機械的にFe系母材料１０を切断することで、フィン付きヒートシンクの高熱伝導率を有するCu相１１と複合金属相１２の積層体を得る。図２１の製造プロセスは、図１０に示したプロセスの他、図１３～図１５、図１８に示したプロセスに対しても同様に適応できる。
　図２２は、半導体素子２１に、複合金属相１１、１２、１３を有する複合金属材料から作製したフィン付ヒートシンク１を接合した電子装置の模式図を示している。半導体素子２１は、絶縁材２４と接合剤２３を介して、複合金属材料に搭載される。
　実施例１から４による複合金属材料によれば、熱伝導率の高いCuの割合を層毎に減らすことで、電子部品の熱応力による破損を防止することできる。
　また、実施例１から４による複合金属材料は、Cuリッチ相を独立に分散した状態で構成できるので熱伝導率がよく、熱発生源となる半導体チップ２１のような電子部品の熱を効率よく放熱することができる。
　さらに、Feリッチ相の比率を制御することで、所望の強度を確保することできる。
　尚、必ずしもフィン形状とせずとも図１８に示すようにCu相１１および複合金属相１２をプレート状で接合する場合でも優れた効果を発揮することが可能である。
　実施例１から４の複合金属材料は、Cuリッチ相とFeリッチ相とが、独立して分散することで、異方性の少ない均質な金属組成とすることができるので、電子装置のみならず、工業用途で使用される金型に関しては、金型の強度を維持しつつ、熱伝導率の高い部材としても応用できる。
　以上の通り、実施の形態に記載された複合金属材料は、熱伝導性と強度を調整可能な、優れた複合効果を有するため、その適応範囲は、電子装置、金型に限らず、熱伝導性と強度を両立したい種々の製品に適応可能である。
１：フィン付ヒートシンク、１０：Fe系合金母材、１１：Cu材、１２～１３：複合金属相、２１：半導体チップ、１２１：Cuリッチ相、１２２：Feリッチ相、１３１：Cuリッチ相、１３２：Feリッチ相、１４１：Cuリッチ相、１４２：Feリッチ相

Claims (12)

  1. 　Ｃｕリッチ相と、Ｆｅリッチ相とを有する複合金属材料において、
    　前記Ｆｅリッチ相は前記Ｃｕリッチ相の中に独立して分散している複合金属相を有することを特徴とする複合金属材料。
  2. 　請求項１に記載の複合金属材料において、
    　前記Ｃｕリッチ相は、Ｃｕの含有率が８５wt％を超えるものであり、
    　前記Ｆｅリッチ相は、Feの含有量が５０wt％を超えるものであることを特徴とする複合金属材料。
  3. 　請求項１記載の複合金属材料において、
    　前記Ｃｕリッチ相は、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｏからなる少なくとも１種類の元素が、１５ｗｔ％以下含まれていることを特徴とする複合金属材料。
  4. 　請求項２記載の複合金属材料において、
    　前記複合金属相と接合面を介して、金属的に接合されるＣｕの含有量が９８ｗｔ％以上のＣｕ相を有することを特徴とする複合金属材料。
  5. 　請求項４記載の複合金属材料において、
    　前記複合金属相は少なくとも２層以上からなる複合金属相を有しており、所定割合のＦｅリッチ相を含む複合金属相からなる第一層、前記第一層よりＦｅリッチ相が多い複合金属相からなる第二層を有し、前記第一層の一方は前記Ｃｕ相と金属的に接合され、前記第一層の他方は前記第二層と金属的に接合されていることを特徴とする複合金属材料。
  6. 　請求項４記載の複合金属材料において、
    　前記複合金属相は少なくとも３層以上からなる複合金属相を有しており、所定割合のＦｅリッチ相を含む複合金属相からなる第一層、前記第一層よりＦｅリッチ相が多い複合金属相からなる第二層、前記第二層よりＦｅリッチ相の割合が多く、Ｆｅリッチ層の中にＣｕリッチ相の一部が柱状に分散した複合金属相からなる第三層を有しており、前記第一層の一方は前記Ｃｕ相と金属的に接合され、前記第一層の他方は前記第二層と金属的に接合され、前記第二層の他方は前記第三層に金属的に接合されていることを特徴とする複合金属材料。
  7. 　請求項２に記載の複合金属材料において、
    　前記複合金属相は少なくとも２層以上からなる複合金属相を有しており、所定割合のＦｅリッチ相を含む複合金属相からなる第一層、前記第一層よりＦｅリッチ相が多い複合金属相からなる第二層を有し、前記第一層の一方は前記Ｃｕ相と金属的に接合され、前記第一層の他方は前記第二層と金属的に接合され、
    　前記２層以上の複合金属相にフィン形状の溝を有することを特徴とする複合金属材料。
  8. 　Ｆｅリッチ相はＣｕリッチ相中に独立して分散している複合金属相を有する複合金属材料と、前記複合金属材料に搭載される半導体素子とを有することを特徴とする電子装置。
  9. 　Ｃｕリッチ相と、Ｆｅリッチ相とを有する複合金属材料の製造方法において、
    　所定割合のCu粉末とFe系合金粉末を供給しながらレーザー照射して複合金属相を形成することを特徴とする複合金属材料の製造方法。
  10. 　請求項９に記載の複合金属材料の製造方法において、
    　前記所定割合の複合金属相を第一層とし、
    　前記第一層より、Fe系合金粉末の含有割合を多くした混合粉末を供給しながらレーザー照射して第二層の複合金属相を形成することを特徴とする複合金属材料の製造方法。
  11. 　請求項１０に記載の複合金属材料の製造方法において、
    　前記第二層より、Fe系合金粉末の含有割合を多くした混合粉末を供給しながらレーザー照射して第三層の複合金属相を形成することを特徴とする複合金属材料の製造方法。
  12. 　請求項９に記載の複合金属材料の製造方法において、前記レーザー照射のレーザー出力は、８００～２０００Wであることを特徴とする複合金属材料の製造方法。
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