DE69427722T2

DE69427722T2 - Sinterkörper aus Aluminiumnitriol und Verfahren zu seiner Herstellung

Info

Publication number: DE69427722T2
Application number: DE69427722T
Authority: DE
Inventors: Michiyashu Komatsu; Takao Shirai
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1993-05-21
Filing date: 1994-05-19
Publication date: 2002-05-08
Anticipated expiration: 2014-05-20
Also published as: KR960016070B1; EP0626359A1; DE69427722D1; EP0626359B1; US5508240A

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Aluminiumnitridsinterkörper zur Verwendung als Halbleiter-Substratplatte oder dergleichen und ein Verfahren zu dessen Herstellung und insbesondere einen Aluminiumnitridsinterkörper und ein Verfahren zu dessen Herstellung, mit dem die Festigkeit und Bruchzähigkeit signifikant verbessert werden können, wobei der Aluminiumnitridsinterkörper hervorragende Wärmestrahlungseigenschaften aufweist, während die dem Aluminiumnitrid eigene thermische Leitfähigkeit aufrechterhalten wird.
Keramiksinterkörper mit einer Vielzahl von hervorragenden Eigenschaften wie Festigkeit, Wärmebeständigkeit, Korrosionsbeständigkeit, Verschleißbeständigkeit und geringes Gewicht im Vergleich zu herkömmlichen metallischen Materialien, wurden in mechanischen Teilen, Funktionsteilen, Strukturmaterialien und dekorativen Materialien zur Bildung von Halbleiter-Substratplatten, Materialien für elektronische Bauteile, Motorenteilen, Materialien für Hochgeschwindigkeitsschneidwerkzeuge, Düsen, Lager oder dergleichen eingesetzt, die unter extremen Temperatur-, Belastungs- und Verschleißbedingungen verwendet werden, bei denen herkömmliche Metallmaterialien nicht zufriedenstellend verwendet werden können.
Da Aluminiumnitrid (AIN)-Sinterkörper isolierende Körper mit hervorragender thermischer Leitfähigkeit und einem thermischen Ausdehnungskoeffizienten sind, der nahe an dem von Silicium (Si) liegt, wurden diese ferner weithin als Wärmestrahlungsplatten oder als Substrate für hochintegrierte Halbleitervorrichtungen verwendet.
Die Massenproduktion von Aluminiumnitridsinterkörpern wurde gewöhnlich mit dem nachstehenden Herstellungsverfahren durchgeführt. Ein Sintermittel, ein organisches Bindemittel und gegebenenfalls beliebige Additive aus einer Vielzahl von Additiven, ein Lösungsmittel und ein Dispersant werden einem Aluminiumnitrid-Rohmaterialpulver zugesetzt. Das erhaltene Rohmaterialpulvergemisch wird mit einem Rakelmesserverfahren oder einem Schlickergußverfahren in die Form eines dünnen Platten- oder Folienkörpers oder unter Druck in die Form einer dicken Platte oder eines großen Formkörpers gebracht. Der so erhaltene Formkörper wird dann an der Luft oder in einer Stickstoffatmosphäre erhitzt und entwachst, so dass die als organisches Bindemittel verwendete Kohlenwasserstoffkomponente und dergleichen von dem Formkörper entfernt wird. Der entwachste Formkörper wird in einer Stickstoffatmosphäre oder dergleichen auf eine hohe Temperatur erhitzt, so dass er verdichtet und gesintert wird, wobei ein Aluminiumnitridsinterkörper gebildet wird.
Wenn in dem vorstehend erläuterten Herstellungsverfahren zur Bildung des AIN- Sinterkörpers ein sehr feines Rohmaterialpulver mit einer durchschnittlichen Korngröße von etwa 0,5 um oder weniger verwendet wird, kann ein sehr feiner Sinterkörper selbst dann erhalten werden, wenn das AIN-Pulver allein verwendet wird. Es wird jedoch beim Sintern eine große Menge von Störstoffen erzeugt, wie z. B. Sauerstoff, der in dem Festkörper des AIN-Kristallgitters gelöst ist, oder ein Mischoxid wie AI-O-N, das die Ausbreitung von Gitterschwingungen behindert, wodurch der AIN-Sinterkörper, bei dem kein Sintermittel verwendet wird, eine relativ niedrige thermische Leitfähigkeit aufweist.
Wenn ein AIN-Pulver mit einer durchschnittlichen Korngröße von 1 um oder mehr als Rohmaterialpulver verwendet wird, kann die ausschließliche Verwendung des Rohmaterialpulvers keine zufriedenstellenden Sintereigenschaften erzeugen. Daher ist es schwierig, ohne Zusatz eines Mittels einen Sinterkörper mit hoher Dichte zu erhalten, mit Ausnahme des Heißpressverfahrens. Dabei besteht ein Problem dahingehend, dass die Massenproduktion nicht zufriedenstellend ist. Demgemäß wurde ein Sinterkörper üblicherweise und effizient durch ein Sinterverfahren bei Normaldruck hergestellt, und zwar derart, dass der Sinterkörper verdichtet wird und dass ein Lösen von Fremdsauerstoff in dem AIN-Rohmaterialpulver in dem Festkörper der AIN-Kristallkörner durch Zugeben eines Seltenerdoxids, wie Yttriumoxid (Y&sub2;O&sub3;) oder eines Erdalkalimetalloxids, wie Kaliumoxid, als Sintermittel verhindert wird.
Es wird vermutet, dass jedes der vorstehend genannten Sintermittel mit Fremdsauerstoff und Al&sub2;O&sub3; reagiert und so eine flüssige Phase bildet, so dass der Sinterkörper verdichtet oder feiner gemacht wird. Darüber hinaus bindet das Sintermittel Fremdsauerstoff als Korngrenzenphase und führt auch zu einer hohen thermischen Leitfähigkeit.
Das herkömmliche Herstellungsverfahren leidet jedoch an einer nicht zufriedenstellenden Benetzbarkeit zwischen AIN und einer Verbindung in flüssiger Phase. Ferner führt die Eigenschaft der flüssigen Phase, sich einfach zu trennen, zu einem exzentrischen Verbleiben der Substanzen der flüssigen Phase in den Spaltabschnitten der AIN-Körner und zu einem Koagulieren unter Bildung einer groben und spröden Korngrenze. Zudem schreitet das Wachstum der Kristallkörner einfach fort und somit können große und grobe Kristallkörner mit einer durchschnittlichen Korngröße von 5 bis 10 um leicht in der Kristallstruktur des Sinterkörpers bilden, wie es in Fig. 2 gezeigt ist. Ferner können Mikroporen nicht entfernt werden und verbleiben in den Kristallkörnern, wodurch die Bildung eines feinen Sinterkörpers verhindert wird. Als Folge ergibt sich ein Problem dahingehend, dass lediglich ein Aluminiumnitridsinterkörper mit einer nicht zufriedenstellenden Drei-Punkt- Biegefestigkeit von etwa 350 bis 400 MPa und einer nicht ausreichenden Bruchzähigkeit von 2,8 MN/m3/2 oder weniger erhalten werden kann.
Um die vorstehend erläuterten Probleme zu überwinden, wurden Versuche dahingehend unternommen, ein feines Aluminiumnitrid-Rohmaterialpulver mit einer einheitlichen Korngröße zur Bildung eines AIN-Sinterkörpers mit einer sehr feinen Kristallstruktur zu verwenden und zur Verbesserung der Sintereigenschaften ein Additiv zuzusetzen. Der Erfinder der vorliegenden Erfindung hat ein Verfahren beschrieben, bei dem beispielsweise eine Wolframkomponente enthalten ist, um die Sintereigenschaften zu verbessern und so einen festen AIN-Sinterkörper zu erhalten. Es wurde jedoch gefunden, dass sich die Bruchzähigkeit verschlechtert, obwohl die Kristallstruktur verfeinert und vereinheitlicht werden kann. So kann der Sinterkörper aufgrund des Gehalts an Wolframkomponente verfestigt werden. Daher war es schwierig, einen AIN-Sinterkörper für eine Halbleiter- Substratplatte zu erhalten, der sowohl eine ausreichende Festigkeit als auch eine ausreichende Zähigkeit aufweist.
Um mit einer gesteigerten Wärmeerzeugung schrittzuhalten, die durch das in der Vergangenheit zu beobachtende Steigern der Integrationsdichte von Halbleitervorrichtungen und der Vergrößerung von deren Leistungsabgabe verursacht wurde, wurden Aluminiumnitridmaterialien mit hervorragender thermischer Leitfähigkeit (zufriedenstellende Wärmestrahlungseigenschaften) weithin verwendet. Obwohl die Aluminiumnitridmaterialien zu zufriedenstellenden Wärmestrahlungseigenschaften führten, resultiert die vorstehend genannte nicht zufriedenstellende Festigkeit und Zähigkeit bei der Verwendung als Strukturelement zu einer Beschädigung der aus einem Aluminiumnitridsinterkörper hergestellten Halbleiter-Substratplatte, und zwar durch kleine Biegespannungen, die wirken, wenn die Halbleiter-Substratplatte auf einem Montagesubstrat befestigt wird, und durch Impulskräfte, die bei der Handhabung wirken. Als Folge davon ergibt sich ein Problem dahingehend, dass sich die Herstellungsausbeute der Halbleiter-Leiterplatten in kritischer Weise verschlechtert.
In der Literaturstelle "WPI/Derwent AN 90-167,423" (die sich auf die japanische Patentveröffentlichung Nr. 2-107,571 bezieht) ist ein AIN-Sinterkörper beschrieben, der durch Formen eines Gemisches aus Aluminiumoxid-Silica-Aluminiumnitrid und einem Calciumoxid-Vorläufer, Beschichten des geformten Körpers mit einem kohlenstoffhaltigen Pulver und Sintern des beschichteten Formkörpers in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre hergestellt wird. In der vorliegenden Erfindung liegt keine kohlenstoffhaltige Beschichtung auf dem gesamten geformten Körper vor.
Das Dokument EP-A-0 492 563 bezieht sich auf Verbundkeramikpulver, die eine Matrix (die aus AIN bestehen kann) und beispielsweise Oxide von mindestens einem einer Anzahl von Übergangsmetallen als Sinterhilfsstoffe sowie eine Si-Komponente umfassen. Aus diesen Pulvern können Sinterkörper mit hoher Drei-Punkt-Biegefestigkeit und thermischer Leitfähigkeit erhalten werden. Die Menge an positiven ionischen Dotierstoffen (mit Ausnahme der Ionen der Sinterhilfsstoffe) wurde jedoch nicht beschränkt.
Das Dokument EP-A 0 455 277 beschreibt Aluminiumnitridsinterkörper, die (neben Aluminiumnitrid) eine Aluminiumverbindung eines Erdalkalimetalls ausgewählt aus Ba, Sr und Ca und mindestens ein Element (oder eine Verbindung davon) der Elemente der Gruppen Va, VIa, VIIa und VIII des Periodensystems.
Die vorliegende Erfindung soll die vorstehend erläuterten Probleme lösen. Daher ist eine erste Aufgabe der vorliegenden Erfindung einen AIN-Sinterkörper und ein Verfahren zu dessen Herstellung bereitzustellen, welches das Wachstum der Körner des AIN- Sinterkörpers beschränkt und die Struktur des Sinterkörpers zu verfeinern, um die Festigkeit des Sinterkörpers zu verbessern und diesen gleichmäßiger zu machen, wodurch sich die mechanische Festigkeit verbessert, während die Wärmestrahlungseigenschaften aufrechterhalten werden.
Eine zweite Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines AIN- Sinterkörpers und ein Verfahren zu dessen Herstellung, bei dem die Größe der Kristallkörner und die Korngrößenverteilung des AIN-Sinterkörpers angemessen gesteuert werden, um die Festigkeit und die Bruchzähigkeit des Sinterkörpers zu verbessern, so dass die mechanische Festigkeit verbessert wird, während die Wärmestrahlungseigenschaften aufrechterhalten werden.
Um die vorstehenden Aufgaben zu lösen, hat der Erfinder der vorliegenden Erfindung das Verfahren zur Synthese des Aluminiumnitrid-Rohmaterialpulvers, die Korngrößenverteilung des AIN-Rohmaterialpulvers, die Art und die Zugabemenge des Sintermittels und der Additive, die dem Aluminiumnitrid-Rohmaterialpulver zugesetzt werden sollen, geändert, und hat den Einfluss dieser Änderungen auf die Kristallstruktur, die Kristallkorngrößenverteilung, die Festigkeitseigenschaften, die Bruchzähigkeit und die Wärmeübertragungseigenschaften erforscht.
Als Ergebnis würde eine feine Sinterkörperstruktur mit einer Korngröße von 1 bis 4 um gebildet und es wurde ein AIN-Sinterkörper mit hervorragenden Festigkeitseigenschaften erhalten, wenn zusätzlich zu einem vorbestimmten Sintermittel eine Si-Komponente in einer geringen Menge als Verbundmaterial zugegeben wurde.
Wenn eine Si-Komponente, die als Additiv dient, in einer geringen Menge einem vorbestimmten AIN-Rohmaterialpulver zusätzlich zu einem Sintermittel als Verbundmaterial zugesetzt wird, und der Mischkörper geformt und gesintert wird, wird eine feine Sinterkörperstruktur mit einer durchschnittlichen Kristallkorngröße von 2 bis 4,5 um und einer Kristallkorngrößenverteilung erhalten, die breiter ist als die eines herkömmlichen AIN- Sinterkörpers. Somit wurde ein AIN-Sinterkörper mit hervorragenden Festigkeitseigenschaften und hervorragender Bruchzähigkeit erhalten. Die vorliegende Erfindung beruht auf den vorstehend genannten Erkenntnissen.
Der erfindungsgemäße Aluminiumnitridsinterkörper ist dadurch gekennzeichnet, dass er umfasst:
- Aluminiumnitrid als Hauptkomponente;
- 1 bis 10 Gew.-% eines Oxids von mindestens einem Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Elementen der Gruppe IIIa und Ca, Sr und Ba; und
- 0,01 bis 0,2 Gew.-% einer Si-Komponente (berechnet als Si); und
- einen Gehalt an positiven Ionen von Dotierstoffen, ausgenommen Elemente der Gruppe IIIa, Ca, Sr und Ba, von 0,2 Gew.-% oder weniger,
wobei die Drei-Punkt-Biegefestigkeit des Sinterkörpers 490 MPa oder mehr, die Bruchzähigkeit des Sinterkörpers 2,8 MN/m3/2 oder mehr und die thermische Leitfähigkeit des Sinterkörpers 150 W/m·K oder mehr beträgt.
Es ist bevorzugt, dass die Si-Komponente als mindestens eine Art von Siliciumkomponente enthalten ist, die aus der Gruppe bestehend aus SiO&sub2;, Si&sub3;N&sub4;, SiC und Si&sub2;N&sub2;O ausgewählt ist.
Es ist ferner bevorzugt, dass mindestens eine Art von Metallelement ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo und W in einem Anteil von 0,1 bis 0,5 Gew.-%, berechnet als Oxid, enthalten ist. Eine weitere bevorzugte Eigenschaft ist, dass die durchschnittliche Kristallkorngröße des Sinterkörpers 1 bis 4 um beträgt. Darüber hinaus weist der wie vorstehend beschrieben zusammengesetzte AIN-Sinterkörper eine thermische Leitfähigkeit von 150 W/m·K oder mehr auf.
Das Verfahren zur Herstellung des erfindungsgemäßen Aluminiumnitridsinterkörpers umfasst die Schritte:
- Ausbilden eines Mischpulvers durch Zugeben von mindestens einem Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus einem Element der Gruppe IIIa und Ca, Sr und Ba in einer Menge von 1 bis 10 Gew.-% und einer Si-Komponente in einer Menge von 0,01 bis 0,2 Gew.-% (berechnet als Si) zu einem Aluminiumnitrid-Rohmaterialpulver, das positive Ionen von Dotierstoffen, ausgenommen Elemente der Gruppe IIIa, Ca, Sr und Ba, in einer Menge von 0,2 Gew.-% oder weniger enthält;
- Formen des Mischpulver derart, dass ein Formkörper mit einer vorbestimmten Gestalt geformt wird; und
- Sintern des so erhaltenen Formkörpers bei einer Temperatur im Bereich von 1650ºC bis 1900ºC in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre,
um so einen Aluminiumnitridsinterkörper zu erhalten, der eine Bruchzähigkeit von 2,8 MN/m3/2 oder mehr, eine Drei-Punkt-Biegefestigkeit von 490 MPa oder mehr und eine thermische Leitfähigkeit von 150 W/m·K oder mehr aufweist.
Das in dem erfindungsgemäßen Verfahren zu verwendende Aluminiumnitrid (AIN)- Rohmaterialpulver, das auch als Hauptkomponente des Sinterkörpers dient, ist ein feines AIN-Rohmaterialpulver mit einer durchschnittlichen Korngröße von 0,5 bis 2 um, vorzugsweise 1,5 um oder weniger, um die Sintereigenschaften und die thermische Leitfähigkeit durch Beschränken des Gehalts an Fremdsauerstoff auf 1,5 Gew.-% oder weniger zu verbessern.
Im Allgemeinen wird das Aluminiumnitrid-Rohmaterialpulver durch ein Direkt- Nitridierungssyntheseverfahren oder durch ein Reduktions-Nitridierungssyntheseverfahren hergestellt. Das Direkt-Nitridierungssyntheseverfahren ist ein Verfahren, dass den Schritt des Verursachens einer Bogenentladung in einem Stickstoffgasstrom unter Verwendung eines Aluminiummetallstabs als Elektrode umfasst, um im vorderen Abschnitt der Elektrode reines AIN zu bilden.
Andererseits ist das Reduktions-Nitridierungssyntheseverfahren ein Verfahren, das die Schritte des Mischens von Graphit oder einer organischen Verbindung, die als Reduktionsmittel dient, mit feinem Aluminiumoxidpulver und Erhitzen des Mischkörpers in einem Stickstoff- oder Ammoniakgasstrom zur Reduktion und Nitrierung des Aluminiumoxids umfasst, um Aluminiumnitrid herzustellen.
Als Rohmaterialpulver zur Herstellung des erfindungsgemäßen Aluminiumnitridsinterkörpers kann jedes mit den vorstehend erläuterten Syntheseverfahren hergestellte Rohmaferialpulver verwendet werden. Es ist jedoch bevorzugt, dass das Aluminiumnitrid- Rohmaterialpulver, das aus den beiden verschiedenen Rohmaterialpulvern mit verschiedenen Korngrößenverteilungen zusammengesetzt ist, verwendet wird, da die Korngrößenverteilung erweitert werden kann. Dadurch wird die Kristallkorngrößenverteilung des erhaltenen Sinterkörpers erweitert, was dazu führt, dass ein AIN-Sinterkörper mit zufriedenstellender Festigkeit und Bruchzähigkeit erhalten werden kann.
Das Oxid eines Elements der Gruppe IIIa des Periodensystems (Langperiode) und von Ca, Sr oder Ba wirkt als Sintermittel, um den AIN-Sinterkörper zu verdichten oder zu verfeinern und wird in einer Menge im Bereich von 1 Gew.-% bis 10 Gew.-% bezüglich des Aluminiumnitrid-Rohmaterialpulvers zugegeben. Beispiele für das Sintermittel ist ein Oxid eines der. Seltenerdelemente (Y, Sc, Ce, Dy oder dergleichen), ein Oxid eines Erdalkalimetalls der Gruppe bestehend aus Ca, Sr und Ba oder eine Substanz, welche die vorstehend genannten Materialien beim Sinterverfahren bildet. Insbesondere ist es bevorzugt, dass Yttriumoxid (Y&sub2;O&sub3;), Cerdioxid (CeO&sub2;) oder Calciumoxid (CaO) verwendet wird. Wenn die Menge des zugegebenen Sintermittels weniger als 1 Gew.-% beträgt, kann der Effekt der Verbesserung der Sintereigenschaften nicht in ausreichendem Maß hervortreten. In diesem Fall kann der Sinterkörper nicht verdichtet oder verfeinert werden, was zur Bildung eines schwach gesinterten Körpers führt, oder dass Sauerstoff in dem Festkörper der AIN-Kristalle gelöst ist, was zur Bildung eines Sinterkörpers mit hoher thermischer Leitfähigkeit führt, was verhindert werden soll. Wenn die Zugabemenge mehr als 10 Gew.-% beträgt, übersättigt sich der Effekt des Sintermittels, wodurch sich die Wärmeleitfähigkeit des erhaltenen AIN-Sinterkörpers verschlechtert. Darüber hinaus verbleiben die Korngrenzenphasen in einer großen Zahl in dem Sinterkörper und das Volumen der Korngrenzenphasen, das durch Wärmebehandlung entfernt werden muss, ist zu groß. Dies führt dazu, dass Poren oder Hohlräume in dem Sinterkörper zurückbleiben. Als Folge erhöht sich das Schwundverhältnis und es finden leicht Verformungen statt.
Die Si-Komponente verbessert die Sintereigenschaften und senkt die Sintertemperatur. Wenn es als Verbundmaterial zusammen mit dem Sintermittel zugegeben wird, kann das Wachstum der Sinterkörperkörner verhindert werden und so bildet sich eine feine AIN- Kristallstruktur, so dass die strukturelle Festigkeit des Sinterkörpers verbessert wird.
Es ist bevorzugt, dass als Si-Komponente vorzugsweise eine Siliciumverbindung wie z. B. SiO&sub2;, Si&sub3;N&sub4;, SiC, Si&sub2;N&sub2;O, β-Sialon, α-Sialon oder ein Poly-Aluminiumnitrid (Al-Si-O-N, worin 5/6 ≤ (Al + Si)/(O + N) < 1) oder dergleichen verwendet wird. Das vorstehend genannte Poly- Aluminiumnitrid kann durch Mischen von Aluminiumnitridpulver mit Siliciumdioxidpulver in einer Menge von 0,1 bis 20 Gew.-% und 0,5 bis 4 Stunden Reagierenlassen des Mischkörpers, beispielsweise in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre, erhalten werden. Der Gehalt der Siliciumverbindung wird in Form einer Si-Komponente auf einen Bereich von 0,01 bis 0,2 Gew.-% (berechnet als Si) eingestellt. Wenn der Gehalt der Si-Komponente (berechnet als Si) weniger als 0,01 Gew.-% beträgt, wird der Effekt der Beschränkung des Wachstums der Körner unbefriedigend. In diesem Fall wird eine grobe Kristallstruktur gebildet und folglich kann kein fester AIN-Sinterkörper erhalten werden. Wenn die Si- Komponente im Überschuss in einer Menge von mehr als 0,2 Gew.-% (berechnet als Si) zugegeben wird, verschlechtert sich die thermische Leitfähigkeit des Sinterkörpers und die Biegefestigkeit verschlechtert sich manchmal.
Das Oxid von Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo oder W senkt die Sintertemperatur, um die Sintereigenschaften zu verbessern, während der Sinterkörper eingefärbt werden kann, um einen opaken Sinterkörper zu bilden. Darüber hinaus wird das Oxid in effektiver Weise dazu verwendet, die Eigenschaften des AIN-Sinterkörpers zu verbessern. Es kann in einer Menge im Bereich von 0,1 bis 0,5 Gew.-%, berechnet als Oxid, zugegeben werden. Wenn die Zugabemenge weniger als 0,1 Gew.-% beträgt, werden die vorstehend genannten Effekte der Verbesserung der Eigenschaften unzureichend. Wenn die Zugabemenge 0,5 Gew.-% überschreitet, verschlechtert sich die thermische Leitfähigkeit des AIN-Sinterkörpers wie bei einem anderen Fremdstoff.
Da positive Ionen von Fe, Mg oder dergleichen, mit Ausnahme der Elemente der Gruppe IIIa, Ca, Sr und Ba, leicht eine Verbindung bilden, welche die thermische Leitfähigkeit des AIN-Sinterkörpers hemmt, wird der Gehalt dieser positiven Ionen in dem AIN-Sinterkörper auf 0,2 Gew.-% oder weniger eingestellt.
Das Oxid von Eisen oder dergleichen kann die Zähigkeit des Sinterkörpers effektiv verbessern, wie es nachstehend beschrieben wird. Wenn anstelle der Verbesserung der thermischen Leitfähigkeit eine hohe Zähigkeit erforderlich ist, ist es bevorzugt, dass das Oxid von Fe oder dergleichen zugegeben oder gebildet wird, so dass es in dem AIN- Sinterkörper in einer Menge im Bereich von 0,05 bis 0,5 Gew.-% vorliegt.
Al&sub2;O&sub3; verbessert die Bruchzähigkeit des AIN-Sinterkörpers. Der Gehalt an Al&sub2;O&sub3; wird auf 1,5 Gew.-% oder weniger eingestellt. Wenn der Gehalt an Al&sub2;O&sub3; 1,5 Gew.-% überschreitet, verschlechtert sich die thermische Leitfähigkeit des Sinterkörpers. Ein bevorzugter Gehalt an Al&sub2;O&sub3; ist 1 Gew.-% oder weniger. Als Verfahren zur Zugabe der Al&sub2;O&sub3;-Komponente kann ein beliebiges der nachstehenden Verfahren verwendet werden: Ein Verfahren, bei dem Al&sub2;O&sub3; einzeln als Additiv zugegeben wird, ein Verfahren, bei dem Al&sub2;O&sub3;, das aufgrund einer Oxidation beim Zerkleinern des AIN-Rohmaterials erzeugt wird, gemischt und zugegeben wird, und ein Verfahren, bei dem AIN-Rohmaterialpulver in einer sauerstoffhaltigen Atmosphäre erhitzt wird und das aufgrund einer Oberflächenoxidation erzeugte Al&sub2;O&sub3; zugegeben wird.
Wenn AIN-Rohmaterialpulver verwendet wird, das mit dem Direkt-Nitridierungssynthese- Verfahren hergestellt worden ist, kann eine Festigkeit und Bruchzähigkeit selbst dann effektiv erhalten werden, wenn keine Al&sub2;O&sub3;-Komponente zugegeben wird. Wenn jedoch AIN- Rohmaterialpulver verwendet wird, das mit dem Reduktions-Nitridierungssyntheseverfahren hergestellt worden ist, verbessert die Zugabe der Al&sub2;O&sub3;-Komponente die Bruchzähigkeit signifikant.
Das Oxid von Ti, Fe, Ni, Cr, Co, Li oder Mg senkt die Sintertemperatur und verbessert folglich die Sintereigenschaften. Ferner kann das Oxid die Eigenschaften des AIN- Sinterkörpers in einer Weise verbessern, dass es den Sinterkörper unter Bildung eines opaken Sinterkörpers anfärbt. Es kann in einer Menge im Bereich von 0,05 bis 0,5 Gew.-%, berechnet als Oxid, zugegeben werden. Wenn die Zugabemenge weniger als 0,05 Gew.-% beträgt, wird der vorstehend genannte Effekt der Verbesserung der Eigenschaften unzureichend. Wenn die Zugabemenge 0,5 Gew.-% überschreitet, verschlechtert sich die thermische Leitfähigkeit des AIN-Sinterkörpers wie bei einem anderen Fremdstoff.
Das AIN-Rohmaterialpulver, das ausgewählte Sintermittel, die Si-Verbindung, die als Si- Komponente dient, und gegebenenfalls Al&sub2;O&sub3;, werden in einen Zerkleinerungsmischer eingebracht, wie z. B. eine Kugelmühle, und werden für eine Vorbestimmte Zeit gemischt, wobei ein Gemisch der Rohmaterialien gebildet wird. Anschließend wird das so erhaltene Gemisch der Rohmaterialien in ein Formwerkzeug mit einer vorbestimmten Gestalt eingebracht, so dass es mit Druck beaufschlagt und geformt werden kann. Dabei wird ein Formkörper gebildet. Wenn ein organisches Bindemittel wie z. B. Paraffin oder Stearinsäure in einem Anteil von 5 bis 10 Gew.-% zugesetzt wird, kann das Formverfahren leicht durchgeführt werden.
Als Formverfahren kann ein beliebiges der nachstehenden Verfahren eingesetzt werden: ein allgemeines Pressformverfahren, ein Aufschlämmungs (Schlicker) -gussverfahren, ein statisches hydraulisches Pressverfahren oder ein Verfahren zum flächenförmigen Premixpressen, wie z. B. ein Rakelmesserverfahren.
Nachdem der vorstehend erläuterte Vorgang abgeschlossen ist, wird der Formkörper an Luft auf 400 bis 500ºC oder in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre, wie z. B. einer Stickstoffgasatmosphäre, auf 400 bis 800ºC erhitzt, um ein ausreichendes Entwachsen zu gewährleisten und um das vorher zugegebene organische Bindemittel zu entfernen.
Eine Vielzahl der entwachsten plattenartigen Formkörper wird unter Verwendung eines Trennmittels (Trennpulver), das z. B. aus einem keramischen Sinterpulver hergestellt ist, in einem Sinterofen gestapelt. In dem vorstehend genannten Zustand wird die Vielzahl von Formkörpern zusammen bei einer vorbestimmten Temperatur gesintert. Das Sinterverfahren wird in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre durch 2 bis 10 Stunden Erhitzen der Formkörper bei 1650 bis 1900ºC durchgeführt. Durch Zugeben der Si-Komponente kann das Sinterverfahren im Vergleich zur herkömmlichen Technologie bei einer niedrigeren Temperatur von 1720 bis 1780ºC durchgeführt werden. Obwohl die Atmosphäre für das Sinterverfahren eine nicht-oxidierende Atmosphäre sein muss, wird das Verfahren gewöhnlich in einer Stickstoffgasatmosphäre oder in einer Atmosphäre durchgeführt, die Stickstoffgas enthält. Als reduzierendes Gas kann H&sub2;-Gas oder CO-Gas verwendet werden. Das Sinterverfahren kann in einem Vakuum (das eine kleine Menge einer reduzierenden Atmosphäre enthält), vermindertem Druck, erhöhtem Druck oder in einer Normaldruck- Atmosphäre durchgeführt werden. Wenn das Sintern bei einer niedrigen Temperatur durchgeführt wird, wie z. B. unter 1650ºC kann die Struktur nur schwer verdichtet oder verfeinert werden, obwohl das Ausmaß der Schwierigkeiten von der Korngröße des Rohmaterialpulvers und vom Sauerstoffgehalt abhängt. In diesem Fall werden die Eigenschaften, wie z. B. die Festigkeit und die thermische Leitfähigkeit unzureichend. Wenn das Sintern bei einer Temperatur von mehr als 1900ºC durchgeführt wird, erhöht sich der Dampfdruck des AIN in dem Sinterofen übermäßig, so dass eine Verdichtung der Struktur erschwert wird. Es besteht darüber hinaus ein Risiko dahingehend, dass sich die thermische Leitfähigkeit schnell verschlechtert. Daher soll die Sintertemperatur im vorstehend genannten Bereich liegen.
Durch Formen, Entwachsen und Sintern des Rohmaterial-Mischkörpers mit einer vorbestimmten Zusammensetzung, bei der das Sintermittel und die Si-Komponente dem AIN-Rohmaterialpulver zugesetzt werden, kann ein fester AIN-Sinterkörper erhalten werden, der eine feine Kristallstruktur aufweist, dessen durchschnittliche Korngröße 2,0 bis 4,5 um, dessen thermische Leitfähigkeit 150 W/m·K oder mehr und dessen Biegefestigkeit 490 MPa oder mehr beträgt.
Gemäß dem so strukturierten Aluminiumnitridsinterkörper und dem Verfahren zu seiner Herstellung wird der AIN-Sinterkörper durch Zugeben des Oxids eines Elements der Gruppe Illa oder von Ca, Sr oder Ba und der Si-Komponente in einer vorbestimmten Menge gebildet. Daher verhindert die Si-Komponente das Wachstum von Kristallkörnern effektiv, wodurch sich eine feine Kristallstruktur bilden kann. Als Ergebnis wird ein Aluminiumnitridsinterkörper mit hervorragenden Festigkeitseigenschaften erhalten werden.
Durch Formen, Entwachsen und Sintern des Rohmaterial-Mischkörpers mit einer vorbestimmten Zusammensetzung, die durch Zusetzen des Sintermittels und der Si- Komponente zu dem AIN-Rohmaterialpulver realisiert wird, kann ein fester und zäher AIN- Sinterkörper erhalten werden, der eine feine Kristallstruktur aufweist, dessen durchschnittliche Korngröße 2 bis 4,5 um beträgt, wobei die Kristallkorngrößenverteilung derart realisiert wird, dass der Anteil von Kristallkörnern mit einer Korngröße von weniger als 1 um 10 Vol.-% oder weniger, der Anteil von Kristallkörnern mit einer Korngröße von 1 um oder mehr und weniger als 2 um 10 bis 20 Vol.-%, der Anteil von Kristallkörnern mit einer Korngröße von 2 um oder mehr und weniger als 3 um 10 bis 30 Vol.-%, der Anteil von Kristallkörnern mit einer Korngröße von 3 um oder mehr und weniger als 4 um 30 bis 50 Vol.%, der Anteil von Kristallkörnern mit einer Korngröße von 4 um oder mehr und weniger als 5 um 5 bis 10 Vol.-% und der Anteil von Kristallkörnern mit einer Korngröße von 5 um 10 Vol.-% oder weniger beträgt, dessen Wärmeleitfähigkeit 150 W/m·K oder mehr, dessen Biegefestigkeit 490 MPa oder mehr und dessen Bruchzähigkeit 2,8 MN/m3/2 oder mehr beträgt.
Gemäß dem so strukturierten Aluminiumnitridsinterkörper und dem Verfahren zu seiner Herstellung werden die Si-Komponente in einer vorbestimmten Menge und gegebenenfalls Al&sub2;O&sub3; als Verbundmaterial zusammen mit dem Sintermittel, das aus einem Oxid eines Elements der Gruppe IIIa oder aus Ca, Sr oder Ba hergestellt worden ist, zugegeben, um den Aluminiumnitridsinterkörper auszubilden.
Daher kann eine Kristallstruktur erhalten werden, bei der die Größe der Kristallkörner und die Korngrößenverteilung in angemessener Weise durch die Si-Komponente gesteuert werden. So kann ein Aluminiumnitridsinterkörper mit hervorragenden Festigkeitseigenschaften und hervorragender Bruchzähigkeit erhalten werden.
Andere und weitere Aufgaben, Merkmale und Vorteile der Erfindung ergeben sich aus der nachstehenden Beschreibung.
In den Zeichnungen ist
Fig. 1 eine Photographie, die mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommen worden ist und die Kristallstruktur eines erfindungsgemäßen Aluminiumnitridsinterkörpers zeigt;
Fig. 2 eine Photographie, die mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommen worden ist und die Kristallstruktur eines herkömmlichen Aluminiumnitridsinterkörpers zeigt;
Fig. 3 eine Photographie, die mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommen worden ist und die Kristallstruktur eines erfindungsgemäßen Aluminiumnitridsinterkörpers zeigt;
Fig. 4 eine Photographie, die mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommen worden ist und die Kristallstruktur eines herkömmlichen Aluminiumnitridsinterkörpers zeigt; und
Fig. 5 eine Photographie, die mit einem Rasterelektronenmikroskop aufgenommen worden ist, und die Kristallstruktur eines Aluminiumnitridsinterkörpers gemäß Vergleichsbeispiel 9 mit einer niedrigen Bruchzähigkeit zeigt.
Unter Bezugnahme auf die nachstehenden Beispiele wird nachstehend ein erfindungsgemäßer Aluminiumnitridsinterkörper detailliert beschrieben.

Beispiele 1 bis 26

Vorbestimmte Mengen an Additiven wie Y&sub2;O&sub3;, WO&sub3;, TiO&sub2;, ZrO&sub2;, HfO&sub2;, Nb&sub2;O&sub5;, Ta&sub2;O&sub5;, MoO&sub3;, CaO, BaO, SrO, Nd&sub2;O&sub5;, als Sintermittel und Si-Komponenten, die in Tabelle 1 gezeigt sind, wurden Aluminiumnitridpulver mit einem durchschnittlichen Korndurchmesser von 1 um und 0,8% Sauerstoff als Dotierstoff zugesetzt, um Pulvergemische herzustellen. Dann wurde jedes der Pulvergemische in Ethylalkohol als Lösungsmittel eingetragen und 20 Stunden in einer Kugelmühle gemischt, so dass ein Rohmaterialgemisch hergestellt wurde. Anschließend wurden dem Rohmaterial 5,5 Gew.-% Polyvinylalkohol (PVA) zugesetzt, das als organisches Bindemittel dient, um Körner herzustellen.
Die jeweils erhaltenen Körner wurden in das Formwerkzeug einer Pressvorrichtung eingebracht, wobei sie in einer axialen Richtung unter einem Druck von 1200 kg/cm² komprimiert wurden. Dabei wurde eine Vielzahl von rechteckigen Formkörpern hergestellt, die jeweils eine Größe von 50 mm · 50 mm und eine Dicke von 5 mm aufwiesen. Anschließend wurde jeder Formkörper eine Stunde an der Luft auf 450ºC erhitzt, um eine Entwachsung zu bewirken.
Anschließend wurde jeder der entwachsten Formkörper in eine aus AIN hergestellte Sinterkammer eingebracht, wobei sie bei 1720ºC bis 1780ºC, was die niedrigsten Sintertemperaturen sind, wie es in Fig. 1 gezeigt ist, in einem Sinterofen zu verdichteten Körpern gesintert wurden. Anschließend wurden die verdichteten Körper mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 200ºC/Stunde abgekühlt, wobei AIN-Sinterkörper gemäß den Beispielen 1 bis 26 hergestellt wurden.

Vergleichsbeispiel 1

Es wurde ein Rohmaterial hergestellt und das Formen, Entwachsen und Sintern wurde unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 durchgeführt, jedoch wurde keine Si- Komponente zugegeben. Es wurde ein herkömmliches Sintermittel zugesetzt und das Sintern wurde bei 1800ºC durchgeführt, wobei ein AIN-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 1 hergestellt wurde.

Vergleichsbeispiel 2

Ein dem Beispiel 3 entsprechendes Verfahren wurde durchgeführt, jedoch wurde SiO&sub2; als Si-Komponente in einer Überschussmenge von 0,3 Gew.-% (berechnet als Si) zugegeben, wobei ein AIN-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 2 hergestellt wurde.

Vergleichsbeispiel 3

Ein dem Beispiel 3 entsprechendes Verfahren wurde durchgeführt, jedoch wurde Y&sub2;O&sub3; als Sintermittel in einer Überschussmenge von 15 Gew.-% zugegeben und das Sintern wurde bei 1800ºC durchgeführt, wobei ein AIN-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 3 hergestellt wurde.

Vergleichsbeispiel 4

Ein dem Beispiel 11 entsprechendes Verfahren wurde durchgeführt, jedoch wurde zusätzlich zu Y&sub2;O&sub3; 1 Gew.-% WO&sub3;, das auch als Sintermittel diente, zugegeben, Si&sub3;N&sub4; wurde als Si- Komponente in einer Überschussmenge von 0,3 Gew.-% (berechnet als Si) zugesetzt und das Sintern wurde bei 1800ºC durchgeführt, wobei ein AIN-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 4 hergestellt wurde.
Um die Festigkeitseigenschaften und die Wärmestrahlungseigenschaften der so erhaltenen AIN-Sinterkörper gemäß den Beispielen 1 bis 26 und den Vergleichsbeispielen 1 bis 4 zu bewerten, wurden die Drei-Punkt-Biegefestigkeit, die thermische (Wärme-) Leitfähigkeit und die durchschnittliche Kristallkorngröße (D50) jeder Probe gemessen. Dabei wurden die in Tabelle 1 gezeigten Ergebnisse erhalten. Die durchschnittliche Kristallkorngröße (D50) wurde als Korngröße definiert, die der Position entsprach, an der die Summe jedes Volumenanteils von geringen Korngrößen bis zu groben Korngrößen 50 Vol.% auf einer Korngrößenverteilungskurve erreicht, die den Anteil der Kristallkörner bezüglich jeder · Korngröße angibt. Tabelle 1
Wie es aus Tabelle 1 ersichtlich ist, führten die AIN-Sinterkörper gemäß den Beispielen 1 bis 26, bei denen die Si-Komponenten in kleinen Mengen zusätzlich zu den Sintermitteln wie Y&sub2;O&sub3; und CaO zugegeben worden sind, zu sehr feinen Kristallkorngrößen von 2,5 bis 4 um und zu einer hervorragenden Biegefestigkeit und zufriedenstellender thermischer Leitfähigkeit.
Obwohl der AIN-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 1 keine Si-Komponente enthielt, zeigte er gegenüber dem AIN-Sinterkörper der Beispiele 1 bis 26 eine überlegene thermische Leitfähigkeit. Die erhaltene Biegefestigkeit war jedoch nicht zufriedenstellend und es ergeben sich Probleme bezüglich einer nicht ausreichenden Beständigkeit und einer einfachen Handhabung. Die Proben gemäß den Vergleichsbeispielen 2 und 4, die jeweils die Si-Komponente in einer Überschussmenge enthalten, führten zu einer unzureichenden thermischen Leitfähigkeit. Die Probe gemäß Vergleichsbeispiel 4, bei der Y&sub2;O&sub3; als herkömmliches Sintermittel diente und in einer Überschussmenge zugesetzt wurde, wies eine sehr starke Verschlechterung der thermischen Leitfähigkeit und der Festigkeit auf, obwohl die Si-Komponente zugegeben worden ist.
Die Oberfläche jedes AIN-Sinterkörpers gemäß den Beispielen 1 bis 26 wurde mit einem Rasterelektronenmikroskop (SEM) betrachtet. Es wurde eine gleichförmige Bildung von dispergierten Korngrenzen um feine AIN-Kristallkörner beobachtet, wie es in Fig. 1 gezeigt ist. Der Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 1 führte zu einem nicht zufriedenstellenden Effekt einer Begrenzung des Wachstums von Körnern, die durch die Zugabe der Si- Komponente erhältlich sind. Daher bildeten sich grobe AIN-Körner, wie es in Fig. 2 gezeigt ist und um benachbarte AIN-Körner werden in einer koagulierten Weise grobe Korngrenzen gebildet.
Wie vorstehend beschrieben, sind der Aluminiumnitridsinterkörper und das Verfahren zu dessen Herstellung gemäß der vorstehenden Beispiele derart, dass der Aluminiumnitridsinterkörper durch Zugeben der Si-Komponente in einer vorbestimmten Menge als Verbundmaterial zusätzlich zu dem Sintermittel gebildet wird, das aus einem Oxid eines Elements der Gruppe IIIa, Ca, Sr und Ba besteht. Daher kann das Wachstum der Kristallkörner aufgrund der Si-Komponente effektiv verhindert werden und es können feine Kristallstrukturen erhalten werden. So kann ein Aluminiumnitridsinterkörper mit hervorragenden Festigkeitseigenschaften erhalten werden.

Beispiele 27 bis 56

Es wurden 3 Arten von Aluminiumnitrid-Rohmaterialpulver hergestellt, die aus Aluminiumnitridpulver (A), das durch ein Reduktions-Nitridierungssyntheseverfahren hergestellt worden ist, 0,8 Gew.-% Sauerstoff als Fremdstoff enthielt und eine durchschnittliche Korngröße von 1 um aufwies, Aluminiumnitridpulver (B), das durch ein Direkt-Nitridierungssyntheseverfahren hergestellt worden ist, 1,2 Gew.-% Sauerstoff als Fremdstoff enthielt und eine durchschnittliche Korngröße von 1,3 um aufwies und Aluminiumnitridpulver (C), das durch Mischen des Aluminiumnitridpulvers (A) und des Aluminiumnitridpulvers (B) in einem Gewichtsverhältnis von 1 : 1 hergestellt worden ist. Als Si- Komponenten und Sintermittel wurden den drei Arten des Aluminiumnitrid- Rohmaterialpulvers Y&sub2;O&sub3;, TiO&sub2;, Fe&sub2;O&sub3;, NiO, Cr&sub2;O&sub3;, CoO, Li&sub2;O, MgO, SiO&sub2;, Si&sub3;N&sub4;, SiC, Si&sub2;N&sub2;O, α-Sialon, β-Sialon, Poly-AIN, CaO, BaO, SrO und Al&sub2;O&sub3; in den jeweiligen vorbestimmten Mengen zugesetzt, wie es in den Tabellen 2 und 3 gezeigt ist. Unter Verwendung von Ethanol als Lösungsmittel wurden die vorstehend genannten Substanzen 20 Stunden in einer Kugelmühle gemischt, so dass ein jeweiliges Rohmaterialgemisch erhalten wurde. Anschließend wurden dem jeweiligen Rohmaterialgemisch 5,5 Gew.-% Polyvinylalkohol (PVA) zugesetzt, das als organisches Bindemittel dient, wobei Körner hergestellt wurden.
Die jeweils erhaltenen Körner wurden in das Formwerkzeug einer Pressvorrichtung eingebracht, wobei sie in einer axialen Richtung unter einem Druck von 1200 kg/cm² komprimiert wurden. Dabei wurde eine Vielzahl von rechteckigen Formkörpern hergestellt, die jeweils eine Größe von 50 mm · 50 mm und eine Dicke von 5 mm aufwiesen. Anschließend wurde jeder Formkörper eine Stunde an der Luft auf 450ºC erhitzt, um eine Entwachsung zu bewirken.
Anschließend wurde jeder der entwachsten geformten Körper in eine aus AIN hergestellte Sinterkammer eingebracht, wobei sie bei 1720ºC bis 1780ºC, was die niedrigsten Sintertemperaturen sind, wie es in den Tabellen 2 und 3 gezeigt ist, in einem Sinterofen zu verdichteten Körpern gesintert wurden. Anschließend wurden die verdichteten Körper mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 200ºC/Stunde abgekühlt, wobei AIN-Sinterkörper gemäß den Beispielen 27 bis 56 hergestellt wurden.

Vergleichsbeispiel 5

Es wurde ein Rohmaterial hergestellt und das Formen, Entwachsen und Sintern wurde unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 27 durchgeführt, jedoch wurde keine Si- Komponente zugegeben. Es wurde ein herkömmliches Sintermittel zugesetzt und das Sintern wurde bei 1800ºC durchgeführt, wobei ein AIN-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 5 hergestellt wurde.

Vergleichsbeispiel 6

Ein dem Beispiel 29 entsprechendes Verfahren wurde durchgeführt, jedoch wurde SiO&sub2; als Si-Komponente in einer Überschussmenge von 0,3 Gew.-% (berechnet als Si) zugegeben, wobei ein AIN-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 6 hergestellt wurde.

Vergleichsbeispiel 7

Ein dem Beispiel 29 entsprechendes Verfahren wurde durchgeführt, jedoch wurde Y&sub2;O&sub3; als Sintermittel in einer Überschussmenge von 15 Gew.-% zugegeben und das Sintern wurde bei 1800ºC durchgeführt, wobei ein AIN-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 7 hergestellt wurde.

Vergleichsbeispiel 8

Ein dem Beispiel 42 entsprechendes Verfahren wurde durchgeführt, jedoch wurde zusätzlich zu Y&sub2;O&sub3; 1 Gew.-% TiO&sub2;, das als Sintermittel diente, zugegeben, Si&sub3;N&sub4; wurde als Si- Komponente in einer Überschussmenge von 0,3 Gew.-% (berechnet als Si) zugesetzt und das Sintern wurde bei 1760ºC durchgeführt, wobei ein AIN-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 8 hergestellt wurde.

Vergleichsbeispiel 9

Ein dem Beispiel 42 entsprechendes Verfahren wurde durchgeführt, jedoch wurde zusätzlich zu Y&sub2;O&sub3; 1 Gew.-% WO&sub3;, das auch als Sintermittel diente, zugegeben, Si&sub3;N&sub4; wurde als Si- Komponente in einer Überschussmenge von 0,3 Gew.-% (berechnet als Si) zugesetzt und das Sintern wurde bei 1760ºC durchgeführt, wobei ein AIN-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 9 hergestellt wurde.

Vergleichsbeispiel 10

Die Herstellung des Rohmaterials, das Formen, Entwachsen und Sintern wurde unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 42 durchgeführt, jedoch wurde keine Si-Komponente zugegeben. Zusätzlich zu dem herkömmlichen Sintermittel wurden 0,2 Gew.-% TiO&sub2; zugesetzt, das als Sintermittel diente, und das Sintern wurde bei 1800ºC durchgeführt, wobei ein AIN-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 10 hergestellt wurde.

Vergleichsbeispiel 11

Ein dem Beispiel 46 entsprechendes Verfahren wurde durchgeführt, jedoch wurde zusätzlich zu Y&sub2;O&sub3; 0,2 Gew.-% TiO&sub2;, das auch als Sintermittel diente, zugegeben, Si&sub3;N&sub4; wurde als Si- Komponente in einer Überschussmenge von 0,05 Gew.-% (berechnet als Si) und Al&sub2;O&sub3; wurde in einer Überschussmenge von 2 Gew.-% zugesetzt und das Sintern wurde bei 1760ºC durchgeführt, wobei ein AIN-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 11 hergestellt wurde.

Vergleichsbeispiele 12 und 13

Die Herstellung des Rohmaterials, das Formen, Entwachsen und Sintern wurde unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 27 durchgeführt, jedoch wurde keine Si-Komponente zugegeben und lediglich das herkömmliche Sintermittel wurde den AIN-Rohmaterialien (B) und (C) gemäß den Beispielen 34 und 35 zugesetzt und das Sintern wurde bei 1800ºC durchgeführt, wobei AIN-Sinterkörper mit Abmessungen wie in den Vergleichsbeispielen 12 und 13 hergestellt wurden.
Um die Festigkeitseigenschaften und die Wärmestrahlungseigenschaften der so erhaltenen AIN-Sinterkörper gemäß den Beispielen 27 bis 56 und den Vergleichsbeispielen 5 bis 13 zu bewerten, wurden die Drei-Punkt-Biegefestigkeit, die thermische (Wärme-) Leitfähigkeit, die durchschnittliche Kristallkorngröße (D50) jeder Probe und die Korngrößenverteilung der Kristallkörner gemessen. Dabei wurden die in den Tabellen 4 und 5 gezeigten Ergebnisse erhalten. Die Bruchzähigkeit ist dabei der Wert, der durch das Niiharaverfahren in einem Mikrohärteprüfungsverfahren erhalten wurde. Tabelle 2 Tabelle 3 Tabelle 4 Tabelle 5
Wie es aus den Tabellen 4 und 5 ersichtlich ist, bildet jeder der AIN-Sinterkörper gemäß den Beispielen 27 bis 56, dem die Si-Komponenten in kleinen Mengen zusätzlich zu dem Sintermittel, wie z. B. Y&sub2;O&sub3; oder CaO, als Verbundmaterial zugesetzt worden sind, sehr feine Kristallkörner mit einer Korngröße von 2 bis 4,5 um. In der Kristallstruktur kann die Korngrößenverteilung derart gesteuert werden, dass der Anteil von Kristallkörnern mit einer Korngröße von weniger als 1 um 10 Vol.-% oder weniger, der Anteil von Kristallkörnern mit einer Korngröße von 1 um oder mehr und weniger als 2 um 10 bis 20 Vol.-%, der Anteil von Kristallkörnern mit einer Korngröße von 2 um oder mehr und weniger als 3 um 10 bis 30 Vol.-%, der Anteil von Kristallkörnern mit einer Korngröße von 3 um oder mehr und weniger als 4 um 30 bis 50 Vol.-%, der Anteil von Kristallkörnern mit einer Korngröße von 4 um oder mehr und weniger als 5 um 5 bis 10 Vol.-% und der Anteil von Kristallkörnern mit einer Korngröße von 5 um oder mehr 10 Vol.-% oder weniger beträgt. Da die Korngrößenverteilung der Kristallkörner im AIN-Sinterkörper angemessen verteilt ist, wurde gefunden, dass zusätzlich zu einer zufriedenstellenden Festigkeit eine hervorragende Bruchzähigkeit und eine hervorragende thermische Leitfähigkeit realisiert worden sind.
Obwohl ein Teil der AIN-Sinterkörper gemäß den Vergleichsbeispielen 5, 10, 12 und 13, denen keine Si-Komponente zugesetzt worden ist, im Vergleich zu den Beispielen 27 bis 56 eine überlegene thermische Leitfähigkeit aufwiesen, ist die Biegefestigkeit im Allgemeinen unzureichend und folglich weisen diese AIN-Sinterkörper eine nicht ausreichende Beständigkeit auf und sind schlecht handhabbar. Die Proben gemäß den Vergleichsbeispielen 6 und 8, denen die Si-Komponente in einer Überschussmenge zugesetzt worden ist, zeigten eine unzureichende thermische Leitfähigkeit. Die Probe gemäß Vergleichsbeispiel 7, der Y&sub2;O&sub3; als herkömmliches Sintermittel in einer Überschussmenge zugesetzt worden ist, zeigte eine unzureichende thermische Leitfähigkeit und Festigkeit, obwohl die Si-Komponente zugesetzt worden ist.
Obwohl der AIN-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 9, dem WO&sub3; anstelle des Sintermittels wie z. B. TiO&sub2; zugesetzt worden ist, eine den Beispielen 27 bis 56 ähnliche Biegefestigkeit und thermische Leitfähigkeit aufwies, war die Bruchzähigkeit unzureichend und folglich auch die Beständigkeit und Handhabbarkeit. Der AIN-Sinterkörper gemäß Vergleichsbeispiel 11, dem Al&sub2;O&sub3; in einer Überschussmenge zugesetzt worden ist, zeigte eine den Beispielen 27 bis 56 ähnliche Biegefestigkeit und Bruchzähigkeit. Es wurde jedoch bestätigt, dass die thermische Leitfähigkeit schlechter war.
Die Bruchfläche jedes der AIN-Sinterkörper gemäß den Beispielen 27 bis 56 wurde mit einem Rasterelektronenmikroskop (SEM) betrachtet, wie es in Fig. 3 gezeigt ist. Dabei wurden feine Kristallstrukturen, die jeweils eine breite Verteilung der Kristallkorngrößen aufwiesen, und eine gleichförmige Bildung von dispergierten Korngrenzen um die feinen AIN-Kristallkörner herum beobachtet. Die Sinterkörper gemäß den Vergleichsbeispielen 5, 10, 12 und 13 zeigten nur einen beschränkten Effekt der Verringerung des Körnerwachstums aufgrund der Zugabe der Si-Komponente. Daher bildeten sich, wie es in Fig. 4 gezeigt ist, große und grobe AIN-Körner und große und grobe Korngrenzen um benachbarte AIN-Körner in einer koagulierten Weise.
Der Sinterkörper gemäß dem Vergleichsbeispiel 9 zeigte eine übermäßige Beschränkung des Kornwachstums aufgrund der Zugabe der Si-Komponente als Verbundmaterial und WO&sub3;, wie es in Fig. 5 gezeigt ist. Als Ergebnis bildeten sich feine Kristallstrukturen einschließlich gleichförmiger Kristallkörner mit einer engen Korngrößenverteilung, was zu einer Verschlechterung der Bruchzähigkeit führte.
Wie vorstehend beschrieben, gemäß dem erfindungsgemäßen zweiten Aluminiumnitridsinterkörper und dem Verfahren zu dessen Herstellung, wird der AIN- Sinterkörper derart ausgebildet, dass die Si-Komponenten in einer vorbestimmten Menge zusätzlich zu den Sintermitteln zugegeben werden, die aus den Oxiden eines Elements der Gruppe IIIa, Ca, Sr und Ba bestehen, wodurch das Wachstum der Kristallkörner aufgrund der Si-Komponenten effektiv verhindert werden kann und feine Kristallstrukturen erhalten werden können, die jeweils eine breite Korngrößenverteilung aufweisen. So kann ein Aluminiumnitridsinterkörper mit sowohl hervorragenden Festigkeitseigenschaften als auch Bruchzähigkeitseigenschaften erhalten werden.
Obwohl die Erfindung in ihrer bevorzugten Form mit bestimmten Aspekten beschrieben worden ist, sollte beachtet werden, dass die vorliegende Offenbarung der bevorzugten Form in Details des Aufbaus verändert werden kann und die Kombination und Anordnung von Teilen kann umgeordnet werden, ohne von dem Wesen und dem Schutzumfang der Erfindung gemäß den nachstehenden Patentansprüchen abzuweichen.

Claims

1. Aluminiumnitridsinterkörper, der

- Aluminiumnitrid als die Hauptkomponente,

- 1 bis 10 Gewichts% eines Oxides von mindestens einem Element, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Gruppe-IIIa-Elementen und Ca, Sr und Ba besteht, und

- 0,01 bis 0,2 Gewichts% einer Si-Komponente (gerechnet als Si), und

- einen Gehalt von positiven Ionen von Dotierstoffen, ausgenommen Gruppe-IIIa- Elementen, Ca, Sr und Ba, von 0,2 Gewichts% oder weniger

aufweist, wobei die Drei-Punkt-Biegefestigkeit des gesinterten Körpers 490 MPa oder mehr ist, die Bruchzähigkeit des gesinterten Körpers gleich 2,8 MN/m3/2 oder mehr ist, und die thermische Leitfähigkeit des gesinterten Körpers gleich 150 W/m K oder mehr ist.

2. Aluminiumnitridsinterkörper nach Anspruch 1, bei dem die Si-Komponente als mindestens ein Typ einer Siliziumverbindung, die ausgewählt ist aus der Gruppe, die aus SiO&sub2;, Si&sub3;N&sub4;, SiC und Si&sub2;N&sub2;O besteht, enthalten ist.

3. Aluminiumnitridsinterkörper nach Anspruch 1 oder 2, bei dem mindestens ein Typ von Metallelement, der ausgewählt ist aus der Gruppe, die besteht aus Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo und W, in einer Menge von 0,1 bis 0,5 Gewichts%, gerechnet als ein Oxid desselben, enthalten ist.

4. Aluminiumnitridsinterkörper nach einem der Ansprüche 1 bis 3, bei dem der Gehalt von Fe gleich 0,05 bis 0,5 Gewichts% ist.

5. Aluminiumnitridsinterkörper nach einem der Ansprüche 1 bis 4, bei dem die durchschnittliche Kristallkorngröße des gesinterten Körpers gleich 1 bis 4 um ist.

6. Aluminiumnitridsinterkörper nach einem der Ansprüche 1 bis 5, bei dem der Anteil der Kristallkörner, die eine Korngröße von weniger als 1 um aufweisen, gleich 10 Volumen% oder weniger ist, der Anteil der Kristallkörner, die eine Korngröße von 1 um oder mehr und weniger als 2 um aufweisen, gleich 10 bis 20 Volumen% ist, der Anteil der Kristallkörner, die eine Korngröße von 2 um oder mehr und weniger als 3 um aufweisen, gleich 10 bis 30 Volumen% ist, der Anteil der Kristallkörner, die eine Korngröße von 3 um oder mehr und weniger als 4 um aufweisen, gleich 30 bis 50 Volumen% ist, der Anteil der Kristallkörner, die eine Korngröße von 4 um oder mehr und, weniger als 5 um aufweisen, gleich 5 bis 10 Volumen% ist, und der Anteil der Kristallkörner, die eine Korngröße von 5 um oder mehr aufweisen, gleich 10 Volumen% oder weniger ist.

7. Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumnitridsinterkörpers, wobei das Verfahren die Schritte des

- Ausbildens eines Mischungspulvers durch Hinzufügen von mindestens einem Element, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Gruppe-IIIa-Elementen und Ca, Sr und Ba besteht, in einer Menge von 1 bis 10 Gewichts% und einer Si- Komponente in einer Menge von 0,01 bis 0,2 Gewichts% (gerechnet als Si) zu einem Aluminiumnitridrohmaterialpulver, das positive Ionen von Dotierstoffen, ausgenommen Gruppe-IIIa-Elemente, Ca, Sr und Ba, in einer Menge von 0,2 Gewichts% oder weniger enthält,

- Formens des Mischungspulvers derart, daß ein geformter Körper mit einer vorbestimmten Gestalt geformt wird, und

- Sinterns des derart erhaltenen geformten Körpers bei einer Temperatur in einem Bereich von 1650ºC bis 1900ºC in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre aufweist, um so einen Aluminiumnitridsinterkörper zu erhalten, der eine Bruchzähigkeit von 2,8 MN/m3/2 oder mehr, eine Drei-Punkt-Biegefestigkeit von 490 MPa oder mehr, und eine thermische Leitfähigkeit des gesinterten Körpers von 150 W/m K oder mehr aufweist.

8. Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumnitridsinterkörpers nach Anspruch 7, bei dem der Gehalt von Sauerstoff in dem Aluminiumnitridrohmaterialpulver auf 1,3 Gewichts% oder weniger eingestellt ist.

9. Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumnitridsinterkörpers nach Anspruch 7 oder 8, bei dem die durchschnittliche Korngröße des Aluminiumnitridrohmaterialpulvers auf 1,5 um oder weniger eingestellt ist.