JP2004225149A - Method of producing aluminum-ceramics composite - Google Patents

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To obtain a composite having high thermal conductivity, and to expand its use application by obtaining a composite whose thermal expansion coefficient is controlled. <P>SOLUTION: In the method of producing an aluminum-ceramics composite, aluminum or metal with aluminum as a major component is impregnated into the voids of a porous ceramics formed body. The porous ceramics formed body is obtained by forming a powdery mixture of ceramics powder and the powder of aluminum or metal with aluminum as a major component. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO&NCIPI

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、混成集積回路基板のヒートシンクとして好適なアルミニウム−セラミックス複合体とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
高絶縁性・高熱伝導性を有するセラミックス基板、例えば窒化アルミニウム基板、窒化珪素基板等のセラミックス基板、の表面に銅製又はアルミニウム製の金属回路を、また裏面に銅製又はアルミニウム製の金属放熱板が設けられている回路基板が例えばパワーモジュール用の基板として使用されているが、この用途においては、今日、半導体素子の高集積化、大型化に伴い、前記半導体素子や回路からの発熱量が増加の一途をたどっており、いかに効率よく放熱するかが課題となっている。
【０００３】
回路基板からの放熱構造の典型は、回路基板の裏面（金属放熱板）にベース金属板（例えば銅板）を介してヒートシンクが半田付けされたものであり、ヒートシンク材としては銅、アルミニウムが一般的である。しかしながら、この構造においては、半導体素子に熱負荷がかかったときに、ヒートシンクと回路基板との熱膨張係数の差に起因して、セラミックス基板や半田層中にクラックが発生し、このために回路基板の放熱が不十分となって、半導体素子を誤作動させたり、破損させたりする問題が起こりやすかった。
【０００４】
そこで、熱膨張係数を回路基板のそれに近づけたヒートシンクとして、アルミニウム−炭化珪素質複合体が提案され注目されている（特許文献１参照）。このヒートシンクは、高圧鍛造法にてアルミニウム又はアルミニウムを主成分とする金属（以下、単にアルミニウム合金という）を炭化珪素質多孔体中に含浸するもので、無機質粒子又は繊維によるプリフォームを作製し、アルミニウム合金を複合化させたものであるが、従来、プリフォーム作成の際にバインダーとして熱伝導率阻害因子となるシリカゾルを用いているため、高い熱伝導率が得られないという問題が、また、プリフォームの相対密度を調整しづらく、溶融したアルミニウムとプリフォームとの濡れ性が悪いという問題があった。
【０００５】
【特許文献１】特開平３−５０９８６０号公報。
【０００６】
また、アルミニウム−セラミックス複合体の製法については、高圧鍛造法以外にも加圧を行わずに含浸を行う非加圧含浸法（特許文献２参照）、セラミックス粉末とアルミニウム粉末を混合して温度と圧力を加えて製造を行う粉末冶金法（特許文献３参照）等の製法があるが、高圧鍛造法に比べ、非加圧含浸法を用いて作成されたアルミニウム−セラミックス複合体は、熱伝導率、強度が低く、粉末冶金法を用いて作成されたアルミニウム−セラミックス複合体は、熱伝導率が低く、用いるアルミニウムの合金組成によっては製造が不可能であるという問題がある。
【０００７】
【特許文献２】特開平１１−１１６３６２号公報。
【０００８】
【特許文献３】特開平１０−８１６４号公報。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記従来技術に鑑みてなされたものであり、本発明の目的は、セラミックス粉とのプリフォームを作成する際に、熱伝導率阻害因子であるシリカバインダーに変えて、アルミニウム合金をバインダーとすることにより、プリフォームが溶融したアルミニウムと良く濡れ、高い熱伝導性の複合体が得ることにある、また、前記プリフォーム中のセラミックス成分とアルミニウム合金との割合を容易に変えることができ、その結果、得られる複合体の熱膨張率を調整出来るようになり、アルミニウム−セラミックス複合体の使用用途を拡大し得るようにすることにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
即ち、本発明は、多孔質セラミックス成形体の空隙中にアルミニウム又はアルミニウムを主成分とする金属を含浸するアルミニウム−セラミックス複合体の製造方法であって、前記多孔質セラミックス成形体がセラミックス粉末とアルミニウム又はアルミニウムを主成分とする金属の粉末との混合粉末を成形して得られたものであることを特徴とするアルミニウム−セラミックス複合体の製造方法である。
【００１１】
また、本発明は、セラミックス粉末が炭化珪素粉末からなることを特徴とする前記のアルミニウム−セラミックス複合体の製造方法であり、セラミックス粉末が窒化硼素粉末からなることを特徴とする前記のアルミニウム−セラミックス複合体の製造方法であり、更に、セラミックス粉末が炭化珪素粉末と窒化硼素粉末との混合粉末からなることを特徴とする前記のアルミニウム−セラミックス複合体の製造方法である。
【００１２】
また、本発明は、多孔質セラミックス成形体が、プレス成形後に、セラミックスが当該セラミックス成形体中に５０〜７５体積％含有され、当該セラミックス成形体の気孔率が１５〜４５体積％であり、曲げ強度が２．５ＭＰａ以上であることを特徴とする前記のアルミニウム−セラミックス複合体の製造方法である。
【００１３】
更に、本発明は、前記の製造方法で得られるアルミニウム−セラミックス複合体であって、２５℃における熱伝導率が１６０Ｗ／ｍＫ以上で、２５〜２５０℃の熱膨張率が１２×１０^−６／Ｋ以下であることを特徴とするアルミニウム−セラミックス複合体である。
【００１４】
【発明の実施の形態】
金属−セラミックス複合体の製法については、大別すると含浸法と粉末冶金法の２種がある。このうち粉末冶金法は熱伝導率等の特性面で十分なものが得られておらず、検討段階といえる。実際に商品化されているのは、含浸法によるものである。含浸法にも種々の製法が有り、常圧で行う方法と、高圧下で行う方法（高圧鍛造法）がある。更に、高圧下で行う製法としては、溶湯鍛造法とダイキャスト法がある。
【００１５】
本発明に適用出来る方法は、高圧下で含浸を行う製法であり、具体的には、溶湯鍛造法とダイキャスト法でアルミニウム又はアルミニウムを主成分とする金属（以下、単にアルミニウム合金という）からなるアルミニウム−セラミックス複合体を得る製法に関するものである。溶湯鍛造法やダイキャスト法は、型、或いは、枠と板で構成された型内に、ある程度の強度を有するセラミックス多孔体（以下、プリフォームという）を装填し、アルミニウム合金の溶湯を高圧で含浸させて複合体を得る方法である。
【００１６】
本発明に於いては、前記プリフォームとして、セラミックス粉末とアルミニウム又はアルミニウムを主成分とする金属の粉末との混合粉末をプレス成形して得られたものを用いることを特徴としている。アルミニウム又はアルミニウムを主成分とする金属の粉末は、延性に富んでいるので、セラミックス粉末と混合してプレス等の方法で成形を行うとき、圧力により変形しやすく、得られた成形体は含浸時に形が崩れない程度にまで十分な強度を得ることが出来るし、また、プリフォームにアルミニウム合金が含まれているために、含浸時に溶融したアルミニウム合金とプリフォームとの濡れ性を向上させることが出来る特徴も得られる。
【００１７】
本発明では、前記プリフォームを得て、例えば高圧鍛造法の場合には、これを型内にセットし、一つのブロックとし、ブロックを必要に応じて予備加熱した後、高圧容器内に配置し、ブロックの温度低下を防ぐために出来るだけ速やかにアルミニウム合金の溶湯を加圧し、アルミニウム合金を金型内に置いたプリフォームの空隙中に含浸することでアルミニウム−セラミックス複合体を容易に得ることができる。
【００１８】
また、本発明では、上記した通りに、セラミックス粉末とアルミニウム合金の粉末との混合粉末を成形して得られたものを用いることを特徴としているが、これは従来の方法、即ち、セラミックス粉末にシリカゾル或いはアルミナゾル等を結合材として添加して成形体を作製して８００℃以上で焼成する方法等に比較して、焼成工程を必要とせず、安価にアルミニウム−セラミックス複合体を提供できる特徴もあるし、更に、従来の方法ではシリカ、或いはアルミナ等の結合材が複合体の熱伝導率を阻害する因子として働き、高い熱伝導率の複合体が得られなかったが、結合材としてアルミニウム合金を用いることにより、高い熱伝導率の複合体が容易に得られるようになるし、アルミニウム合金とセラミックス粉末との混合比を変えることにより、いろいろな熱膨張率の複合体が容易に制御して得られるようになり、複合体の使用用途を拡大し得る効果もある。
【００１９】
尚、本発明に於いて、成形方法については特に制限は無いが、アルミニウム合金が十分に塑性変形する圧力が加えられる成形方法が好ましく、本発明者の実験的検討に拠れば、面圧３ＭＰａ以上のプレス成形が好ましい。
【００２０】
プリフォームを得るために用いる原料セラミックス粉については、粒度配合を行うことが好ましい。粗粉のみでは強度発現に乏しく、微粉のみでは得られる複合体が高い熱伝導率を有することが望み難いからである。本発明者の検討によれば、例えば４０μｍ以上の粒径のセラミックス粗粉４０〜８０質量％と、１５μｍ以下の粒径のセラミックス微粉６０〜２０質量％とを混合して用いると良い。
【００２１】
プリフォームを得るために用いる原料セラミックス粉とアルミニウム合金の粉末との混合粉末に関しては、例えば複合体の用途が回路基板の放熱構造体用途である場合には、セラミックス粉８５〜９５質量％と、アルミニウム合金粉末１５〜５質量％とを混合して用いると、複合体の熱膨張率を回路基板のそれに近づけることが出来、その結果、熱膨張係数の差に起因する基板た半田部でのクラックが低減できることから、放熱が不十分となって半導体を誤作動させたり、破損させたりする問題を低減することが可能となる。
【００２２】
更に、本発明で使用するセラミックス粉末としては、炭化珪素や窒化ホウ素を用いることが好ましい。セラミックス粉末として炭化珪素を用いた場合、炭化珪素自体の高熱伝導性及び低膨張率の特性を活かし、高熱伝導率と低熱膨張率の特性を有する複合体が得られる。また、セラミックス粉末として窒化ホウ素を用いた場合には、窒化ホウ素自体の加工性に優れた特性を活かし、高熱伝導率と加工性に優れる複合体が得られる。炭化珪素と窒化ホウ素とを混合した粉末を用いるときは、用途に応じて、高熱伝導率で適度の膨張率を有する加工性に富む複合体を提供できる。
【００２３】
アルミニウム−セラミックス複合体の特性の中で特に重要な特性は、熱伝導率と熱膨張率である。複合体中のセラミックス含有率の高い方が熱伝導率は高く、熱膨張率は低く、好ましいが、あまりにも含有率が高い場合には含浸操作が容易でなくなる。回路基板の放熱材料として使用する場合を例に挙げれば、セラミックス成形体の相対密度（プリフォーム中のセラミックス粉が占める体積割合）が５０〜７５体積％、プリフォームの気孔率が１５〜４５体積％の範囲にあって、構成するセラミックス粒子が粗いものを多く含むものが好ましい。
【００２４】
セラミックス成形体の相対密度が５０体積％以下であると、得られる複合体の熱膨張率が大きくなり、複合体の用途が回路基板の放熱材料として用いる場合、ヒートシンクと回路基板の熱膨張率差に起因して半田クラックが発生する問題が解決し得ないことがある。セラミックス成形体の相対密度が７５体積％以上であると含浸時に溶融したアルミニウム合金とセラミックス成形体の濡れ性が悪くなり含浸不良の原因となることがある。
【００２５】
また、セラミックス成形体の気孔率が４５体積％以上であると、得られる複合体の熱膨張率が大きくなり、複合体の用途が回路基板の放熱材料として用いる場合、ヒートシンクと回路基板の熱膨張率差に起因して半田クラックが発生することがある。気孔率が１５体積％以下であると含浸時に溶融したアルミニウムとセラミックス成形体の濡れ性が悪くなり含浸不良の原因となることもある。
【００２６】
また、プリフォームの強度は、曲げ強度で２．５ＭＰａ以上あれば、取り扱い時や含浸中の割れの心配もなく、好ましい。
【００２７】
最終的に得られるアルミニウム−セラミックス複合体は、２５℃における熱伝導率が１６０Ｗ／ｍＫ以上で、しかも、２５〜２５０℃の熱膨張率が１２×１０^−６／Ｋ以下であることが好ましい。熱伝導率が１６０Ｗ／ｍＫ未満であると、放熱が不十分となって半導体素子を誤作動させたり、破損させたりする問題が起こりやすいし、熱膨張率が１２×１０^−６／Ｋ未満であると、半導体素子に熱負荷がかかったときに、ヒートシンクと回路基板との熱膨張係数の差に起因してクラックが基板や半田層に発生し、放熱が不十分となって半導体素子を誤作動させたり、破損させたりする問題が生じることがあるからである。
【００２８】
本発明の複合体は、前記したとおりに高熱伝導率を有しているためセラミックス回路基板と放熱フィン等の間に用いられる放熱材料としてばかりでなく、いろいろな回路基板のヒートシンク、或いは前記回路基板を固定、放熱する部品として用いることができる。また、プリフォーム作成の際にアルミニウム又はアルミニウムを主成分とする合金粉末とセラミックス粉末の配合比を変え、熱膨張率を自在に変更出来る点から、構造材料等としても使用出来る特徴を有している。
【００２９】
本発明に於いて、アルミニウム合金としてはアルミニウムを９５質量％以上含むものを示す。アルミニウム成分が９５質量％未満になると、セラミックス粉末とアルミニウム残部の成分との金属間化合物が多くなり、熱伝導率が低下してしまう可能性があるからである。
【００３０】
【実施例】
以下、実施例、比較例に基づいて、本発明を更に詳細に説明する。
【００３１】
（実施例１）
炭化珪素粉末Ａ（太平洋ランダム社製：ＮＧ−１５０、平均粒径：９０μｍ）１４０ｇ、炭化珪素粉末Ｂ（屋久島電工社製：ＧＣ−１０００Ｆ、平均粒径：１０μｍ）６０ｇ、及び結合材として純度９９．５％のアルミニウム（アルコア社、平均粒径６０μｍ）２０ｇを攪拌混合機にて３０分間混合した後、１０ＭＰａの圧力でプレス成形して、１２０ｍｍ×１２０ｍｍ×５ｍｍの形状にした後、得られた成形体を大気中、温度１２０℃で１０時間乾燥して、炭化珪素の相対密度が６５体積％、気孔率が２８体積％のアルミニウム−炭化珪素多孔体を得た。
【００３２】
前記のアルミニウム−炭化珪素多孔体を、溶湯が流入出来る湯口のついた１２２ｍｍ×１２２ｍｍ×５．０５ｍｍの鉄製枠に入れ、両面をカーボンコートしたＳＵＳ板で挟んで一体物とした。次に、前記一体物を電気炉で６５０℃に予備加熱し、次に、あらかじめ加熱しておいた内径２００ｍｍφのプレス型内に収め、シリコンを１２質量％含有するアルミニウム合金の溶湯を注ぎ、１００ＭＰａの圧力で１０分間加圧して前記のアルミニウム−炭化珪素質多孔体にアルミニウム合金を含浸させブロックとした。室温まで冷却した後、得られたブロックを湿式バンドソーにて切断し、挟んだＳＵＳ及び鉄枠を剥がし、アルミニウム−炭化珪素質複合体を得た。
【００３３】
前記複合体より、研削加工により熱膨張率測定用試験体（直径３ｍｍ、長さ１０ｍｍ）、熱伝導率測定用試験体（直径１０ｍｍ、厚さ３ｍｍ）の試験片を作成した。それぞれの試験片を用いて、２５〜２５０℃の熱膨張係数を熱膨張計（セイコー電子工業社製；ＴＭＡ３００）で、２５℃での熱伝導率をレーザーフラッシュ法（理学電機社製；ＬＦ／ＴＣＭ−８５１０Ｂ）で測定した。また、バイト切削加工性測定用試験体（直径２０ｍｍ、長さ５ｍｍ）の試験片を作成し、ダイヤモンド砥石（♯１４０）を用いて、切り込み１．０ｍｍ、送り０．２５ｍｍ／ｒｅｖの条件で０．５ｍｍの摩耗帯幅に達する寿命を調べた。これらの結果を表１に示した。
【００３４】
【表１】

【００３５】
（実施例２）
炭化珪素粉末Ａ（太平洋ランダム社製：ＮＧ−１５０、平均粒径：９０μｍ）１４０ｇ、炭化珪素粉末Ｂ（屋久島電工社製：ＧＣ−１０００Ｆ、平均粒径：１０μｍ）６０ｇ、及び結合材として純度９９．５％のアルミニウム（アルコア社、平均粒径６０μｍ）１００ｇを攪拌混合機にて３０分間混合した後、１０ＭＰａの圧力でプレス成形して、１２０ｍｍ×１２０ｍｍ×５ｍｍの形状にした後、得られた成形体を大気中、温度１２０℃で１０時間乾燥して、炭化珪素の相対密度が５０体積％、気孔率２８％のアルミニウム−炭化珪素多孔体を得た。その後は実施例１と同じ操作で複合体を得て、実施例１と同じ評価を行った。この結果を表１に示した。
【００３６】
（実施例３）
窒化ホウ素粉末（電気化学工業社製：ＳＧＰ、平均粒径：２０μｍ）２００ｇ、及び結合材として純度９９．５％のアルミニウム（アルコア社、平均粒径６０μｍ）２０ｇを攪拌混合機にて３０分間混合した後、１０ＭＰａの圧力でプレス成形して、１２０ｍｍ×１２０ｍｍ×５ｍｍの形状にした後、得られた成形体を大気中、温度１２０℃で１０時間乾燥して、窒化ホウ素の相対密度が６５体積％、気孔率が２８体積％のアルミニウム−炭化珪素多孔体を得た。その後は実施例１と同じ操作で複合体を得て、実施例１と同じ評価を行った。この結果を表１に示した。
【００３７】
（実施例４）
炭化珪素粉末（太平洋ランダム社製：ＮＧ−１５０、平均粒径：９０μｍ）１００ｇ、窒化ホウ素粉末（電気化学工業社製：ＳＧＰ、平均粒径：２０μｍ）１００ｇ、及び結合材として純度９９．５％のアルミニウム（アルコア社、平均粒径６０μｍ）２０ｇを攪拌混合機にて３０分間混合した後、１０ＭＰａの圧力でプレス成形して、１２０ｍｍ×１２０ｍｍ×５ｍｍの形状にした後、得られた成形体を大気中、温度１２０℃で１０時間乾燥して、窒化ホウ素の相対密度が６５体積％、気孔率が２８体積％のアルミニウム−炭化珪素多孔体を得た。その後は実施例１と同じ操作で複合体を得て、実施例１と同じ評価を行った。この結果を表１に示した。
【００３８】
（比較例）
炭化珪素粉末Ａ（太平洋ランダム社製：ＮＧ−１５０、平均粒径：９０μｍ）１４０ｇ、炭化珪素粉末Ｂ（屋久島電工社製：ＧＣ−１０００Ｆ、平均粒径：１０μｍ）６０ｇ、及び結合材としてシリカゾル（日産化学社製：スノーテックス）５０ｇを秤取し、攪拌混合機で３０分間混合した後、１２０ｍｍ×１２０ｍｍ×５ｍｍの寸法の平板状に圧力１０ＭＰａでプレス成形した。得られた成形体を大気中、温度９００℃で２時間焼成して、相対密度が６５体積％、気孔率が２８体積％の炭化珪素多孔体を得た。その後は実施例１と同じ操作で複合体を得て、実施例１と同じ評価を行った。この結果を表１に示した。
【００３９】
【発明の効果】
本発明に拠れば、高熱伝導率で低熱膨張率のアルミニウム−セラミックス複合体や高熱伝導率で適度の熱膨張率を有し加工性に富むアルミニウム−セラミックス複合体を安価に提供でき、産業上非常に有用である。
【００４０】
また、本発明で得られるアルミニウム−セラミックス複合体は、高熱伝導率を有するとともに、制御された熱膨張率を有しているので、従来公知の半導体搭載用回路基板の放熱部品用途の他に、いろいろな用途に展開することができ、産業上非常に有用である。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to an aluminum-ceramic composite suitable as a heat sink for a hybrid integrated circuit board and a method for manufacturing the same.
[0002]
[Prior art]
A ceramic substrate having high insulation and high thermal conductivity, such as a ceramic substrate such as an aluminum nitride substrate or a silicon nitride substrate, is provided with a metal circuit made of copper or aluminum on the surface, and a metal radiator plate made of copper or aluminum on the back surface. For example, a circuit board that is used as a substrate for a power module is used in this application. In this application, the amount of heat generated from the semiconductor element and the circuit increases due to the high integration and size of the semiconductor element. The problem is how to radiate heat efficiently.
[0003]
A typical heat dissipation structure from a circuit board is one in which a heat sink is soldered to the back surface (metal heat sink) of the circuit board via a base metal plate (for example, a copper plate). Copper and aluminum are generally used as a heat sink material. It is. However, in this structure, when a thermal load is applied to the semiconductor element, cracks occur in the ceramic substrate and the solder layer due to the difference in the coefficient of thermal expansion between the heat sink and the circuit board. Insufficient heat radiation of the substrate easily causes a problem that the semiconductor element malfunctions or is damaged.
[0004]
Therefore, an aluminum-silicon carbide composite has been proposed and attracted attention as a heat sink having a thermal expansion coefficient close to that of a circuit board (see Patent Document 1). This heat sink impregnates a silicon carbide-based porous body with aluminum or a metal containing aluminum as a main component (hereinafter, simply referred to as an aluminum alloy) by a high-pressure forging method, and produces a preform using inorganic particles or fibers. Although it is a composite of an aluminum alloy, conventionally, since silica sol that is a thermal conductivity inhibitor is used as a binder at the time of preparing a preform, there is a problem that a high thermal conductivity cannot be obtained, There was a problem that it was difficult to adjust the relative density of the preform and the wettability between the molten aluminum and the preform was poor.
[0005]
[Patent Document 1] JP-A-3-509860.
[0006]
In addition to the method for producing an aluminum-ceramic composite, other than the high-pressure forging method, a non-pressurized impregnation method in which impregnation is performed without applying pressure (see Patent Document 2), a method in which a ceramic powder and an aluminum powder are mixed, There is a manufacturing method such as a powder metallurgy method in which pressure is applied to produce (see Patent Document 3). Compared with a high-pressure forging method, an aluminum-ceramic composite made using a non-pressure impregnation method has a higher thermal conductivity. However, aluminum-ceramic composites produced by powder metallurgy have low thermal conductivity and cannot be manufactured depending on the alloy composition of aluminum used.
[0007]
[Patent Document 2] JP-A-11-116362.
[0008]
[Patent Document 3] JP-A-10-8164.
[0009]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made in view of the above conventional technology, and an object of the present invention is to prepare a preform with ceramic powder, replacing an aluminum alloy with a silica binder that is a thermal conductivity inhibitor. By using the binder, the preform wets well with the molten aluminum, and a high heat conductive composite is obtained.Also, the ratio of the ceramic component and the aluminum alloy in the preform can be easily changed. As a result, it is possible to adjust the coefficient of thermal expansion of the obtained composite, and to expand the use of the aluminum-ceramic composite.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
That is, the present invention relates to a method for producing an aluminum-ceramic composite in which aluminum or a metal containing aluminum as a main component is impregnated in voids of a porous ceramic molded body, wherein the porous ceramic molded body is made of ceramic powder and aluminum. Alternatively, the present invention provides a method for producing an aluminum-ceramic composite, which is obtained by molding a mixed powder with a powder of a metal containing aluminum as a main component.
[0011]
The present invention also provides the method for producing an aluminum-ceramic composite, wherein the ceramic powder comprises silicon carbide powder, wherein the ceramic powder comprises boron nitride powder. A method for producing a composite, wherein the ceramic powder comprises a mixed powder of a silicon carbide powder and a boron nitride powder.
[0012]
Further, according to the present invention, the porous ceramic molded body contains 50 to 75% by volume of ceramic in the ceramic molded body after press molding, and the porosity of the ceramic molded body is 15 to 45% by volume. The method for producing an aluminum-ceramic composite according to the above, wherein the strength is 2.5 MPa or more.
[0013]
Furthermore, the present invention relates to an aluminum-ceramic composite obtained by the above-described production method, wherein the thermal conductivity at 25 ° C. is 160 W / mK or more, and the thermal expansion coefficient at 25 to 250 ° C. is 12 × 10 ⁻⁶ / It is an aluminum-ceramic composite characterized by being not more than K.
[0014]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
There are roughly two methods for producing a metal-ceramic composite, an impregnation method and a powder metallurgy method. Among them, the powder metallurgy method cannot be said to be sufficient in terms of characteristics such as thermal conductivity, so it can be said that it is in the examination stage. What is actually commercialized is based on the impregnation method. There are various production methods for the impregnation method, and there are a method performed at normal pressure and a method performed under high pressure (high-pressure forging method). Further, as a manufacturing method performed under high pressure, there are a molten metal forging method and a die casting method.
[0015]
The method applicable to the present invention is a production method in which impregnation is performed under a high pressure, and specifically, is made of aluminum or a metal containing aluminum as a main component (hereinafter, simply referred to as an aluminum alloy) by a molten metal forging method and a die casting method. The present invention relates to a method for producing an aluminum-ceramic composite. In the molten metal forging method or the die casting method, a ceramic or porous body (hereinafter, referred to as a preform) having a certain strength is charged into a mold or a mold composed of a frame and a plate, and the molten aluminum alloy is pressed at a high pressure. This is a method of obtaining a composite by impregnation.
[0016]
The present invention is characterized in that, as the preform, one obtained by press-molding a mixed powder of a ceramic powder and a powder of aluminum or a metal containing aluminum as a main component is used. Aluminum or a metal powder containing aluminum as a main component is rich in ductility, so when it is mixed with ceramic powder and molded by a method such as pressing, it is easily deformed by pressure, and the obtained molded body is impregnated at the time of impregnation. Sufficient strength can be obtained to the extent that the shape does not collapse, and since the preform contains an aluminum alloy, it is possible to improve the wettability between the aluminum alloy melted at the time of impregnation and the preform. The features that can be obtained are also obtained.
[0017]
In the present invention, obtaining the preform, for example, in the case of high-pressure forging, set this in a mold, as one block, after preheating the block as necessary, placed in a high-pressure container The aluminum-ceramic composite can be easily obtained by pressing the molten aluminum alloy as quickly as possible to prevent the temperature of the block from dropping and impregnating the aluminum alloy into the voids of the preform placed in the mold. it can.
[0018]
Further, in the present invention, as described above, it is characterized by using a powder obtained by molding a mixed powder of ceramic powder and aluminum alloy powder, but this is a conventional method, that is, the ceramic powder Compared to a method in which a molded body is prepared by adding silica sol or alumina sol as a binder and firing at 800 ° C. or higher, there is also a feature that an aluminum-ceramic composite can be provided at a low cost without a firing step. Furthermore, in the conventional method, a binder such as silica or alumina acts as a factor inhibiting the thermal conductivity of the composite, and a composite having a high thermal conductivity cannot be obtained. By using it, composites with high thermal conductivity can be easily obtained, and the mixing ratio between aluminum alloy and ceramic powder can be changed. More, now a complex of different thermal expansion coefficient is obtained by easily controlled, an effect that may expand the use application of the composite.
[0019]
In the present invention, there is no particular limitation on the forming method, but a forming method in which a pressure for sufficiently plastically deforming the aluminum alloy is applied is preferable. According to the experimental study of the present inventors, the surface pressure is 3 MPa or more. Press molding is preferred.
[0020]
As for the raw ceramic powder used for obtaining the preform, it is preferable to mix the particle size. This is because the strength expression is poor with only coarse powder, and it is difficult to expect that the composite obtained with only fine powder has a high thermal conductivity. According to the study of the present inventor, for example, it is preferable to use a mixture of 40 to 80% by mass of a ceramic coarse powder having a particle size of 40 μm or more and 60 to 20% by mass of a ceramic fine powder having a particle size of 15 μm or less.
[0021]
Regarding the mixed powder of the raw ceramic powder and the aluminum alloy powder used to obtain the preform, for example, when the composite is used for a heat dissipation structure of a circuit board, the ceramic powder is 85 to 95% by mass; When mixed with 15 to 5% by mass of aluminum alloy powder, the coefficient of thermal expansion of the composite can be made close to that of the circuit board, and as a result, cracks in the solder part of the board due to the difference in the coefficient of thermal expansion. , It is possible to reduce the problem of insufficient heat radiation, causing the semiconductor to malfunction or be damaged.
[0022]
Further, as the ceramic powder used in the present invention, it is preferable to use silicon carbide or boron nitride. When silicon carbide is used as the ceramic powder, a composite having characteristics of high thermal conductivity and low coefficient of thermal expansion can be obtained by utilizing the characteristics of silicon carbide itself having high thermal conductivity and low coefficient of thermal expansion. When boron nitride is used as the ceramic powder, a composite having high thermal conductivity and excellent workability can be obtained by utilizing the excellent workability of boron nitride itself. When a powder in which silicon carbide and boron nitride are mixed is used, a composite having high thermal conductivity and an appropriate expansion coefficient and excellent in processability can be provided depending on the application.
[0023]
Among the properties of the aluminum-ceramic composite, particularly important properties are thermal conductivity and coefficient of thermal expansion. The higher the ceramic content in the composite, the higher the thermal conductivity and the lower the thermal expansion coefficient, which is preferable. However, if the content is too high, the impregnation operation becomes difficult. For example, when used as a heat radiation material for a circuit board, the relative density of the ceramic molded body (volume ratio of ceramic powder in the preform) is 50 to 75% by volume, and the porosity of the preform is 15 to 45% by volume. %, It is preferable that the constituent ceramic particles contain many coarse particles.
[0024]
When the relative density of the ceramic molded body is 50% by volume or less, the thermal expansion coefficient of the obtained composite becomes large, and when the composite is used as a heat radiating material for a circuit board, the thermal expansion coefficient difference between the heat sink and the circuit board. In some cases, the problem that solder cracks occur due to the problem cannot be solved. When the relative density of the ceramic molded body is 75% by volume or more, the wettability between the aluminum alloy melted at the time of impregnation and the ceramic molded body is deteriorated, which may cause impregnation failure.
[0025]
Further, when the porosity of the ceramic molded body is 45% by volume or more, the thermal expansion coefficient of the obtained composite increases, and when the composite is used as a heat radiation material for a circuit board, the thermal expansion of the heat sink and the circuit board is increased. A solder crack may occur due to the rate difference. If the porosity is 15% by volume or less, the wettability between the aluminum and the ceramic molded body melted at the time of impregnation deteriorates, which may cause impregnation failure.
[0026]
Further, the strength of the preform is preferably 2.5 MPa or more in bending strength, since there is no fear of cracking during handling or during impregnation.
[0027]
It is preferable that the finally obtained aluminum-ceramic composite has a thermal conductivity at 25 ° C. of 160 W / mK or more and a thermal expansion coefficient at 25 to 250 ° C. of 12 × 10 ⁻⁶ / K or less. When the thermal conductivity is less than 160 W / mK, the heat dissipation becomes insufficient, and the problem that the semiconductor element is erroneously operated or damaged is likely to occur, and the thermal expansion coefficient is less than 12 × 10 ⁻⁶ / K. Otherwise, when a thermal load is applied to the semiconductor element, cracks occur in the substrate and the solder layer due to the difference in the thermal expansion coefficient between the heat sink and the circuit board, resulting in insufficient heat dissipation and erroneous operation of the semiconductor element. This is because there is a case where a problem of operating or breaking occurs.
[0028]
Since the composite of the present invention has a high thermal conductivity as described above, it is not only a heat dissipating material used between the ceramic circuit board and the heat dissipating fins, but also a heat sink of various circuit boards, or the circuit board Can be used as a component for fixing and dissipating heat. Also, it has a feature that it can be used as a structural material, etc., since the compounding ratio of aluminum or an alloy powder containing aluminum as a main component and a ceramic powder can be changed at the time of preparing a preform, and the coefficient of thermal expansion can be freely changed. I have.
[0029]
In the present invention, an aluminum alloy containing 95% by mass or more of aluminum is shown. If the aluminum component is less than 95% by mass, the amount of the intermetallic compound between the ceramic powder and the remaining aluminum component is increased, and the thermal conductivity may be reduced.
[0030]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described in more detail based on Examples and Comparative Examples.
[0031]
(Example 1)
140 g of silicon carbide powder A (NG-150, manufactured by Taiheiyo Random Co., average particle size: 90 μm), 60 g of silicon carbide powder B (GC-1000F, manufactured by Yakushima Electric Works, average particle size: 10 μm), and a purity of 99 as a binder 20 g of 0.5% aluminum (Alcoa, average particle size: 60 μm) was mixed for 30 minutes with a stirring mixer, and then press-molded at a pressure of 10 MPa to obtain a shape of 120 mm × 120 mm × 5 mm. The compact was dried in air at 120 ° C. for 10 hours to obtain an aluminum-silicon carbide porous body having a silicon carbide relative density of 65% by volume and a porosity of 28% by volume.
[0032]
The aluminum-silicon carbide porous body was placed in a 122 mm × 122 mm × 5.05 mm iron frame provided with a gate into which molten metal could flow, and was sandwiched between carbon coated SUS plates to form an integrated body. Next, the above-mentioned monolith was preheated to 650 ° C. in an electric furnace, and then placed in a preheated press die having an inner diameter of 200 mmφ. A molten aluminum alloy containing 12% by mass of silicon was poured, and 100 MPa Pressure for 10 minutes to impregnate the aluminum-silicon carbide porous body with an aluminum alloy to form a block. After cooling to room temperature, the obtained block was cut with a wet band saw, and the sandwiched SUS and iron frame were peeled off to obtain an aluminum-silicon carbide composite.
[0033]
From the composite, a test piece for measuring the thermal expansion coefficient (diameter 3 mm, length 10 mm) and a test piece for measuring the thermal conductivity (diameter 10 mm, thickness 3 mm) were prepared by grinding. Using each of the test pieces, the coefficient of thermal expansion at 25 to 250 ° C. was measured with a thermal dilatometer (manufactured by Seiko Denshi Kogyo; TMA300), and the thermal conductivity at 25 ° C. was measured using a laser flash method (manufactured by Rigaku Corporation; LF / TCM-8510B). In addition, a test piece of a cutting tool for measuring cutting workability (diameter 20 mm, length 5 mm) was prepared, and a diamond grindstone (# 140) was used for cutting at a depth of 1.0 mm and feeding 0.25 mm / rev. The life to reach a wear band width of 0.5 mm was investigated. Table 1 shows the results.
[0034]
[Table 1]

[0035]
(Example 2)
140 g of silicon carbide powder A (NG-150, manufactured by Taiheiyo Random Co., average particle size: 90 μm), 60 g of silicon carbide powder B (GC-1000F, manufactured by Yakushima Electric Works, average particle size: 10 μm), and purity 99 as a binder 100 g of 0.5% aluminum (Alcoa, average particle size: 60 μm) was mixed for 30 minutes with a stirring mixer, and then press-molded at a pressure of 10 MPa to obtain a shape of 120 mm × 120 mm × 5 mm, which was obtained. The molded body was dried in the air at a temperature of 120 ° C. for 10 hours to obtain an aluminum-silicon carbide porous body having a relative density of silicon carbide of 50% by volume and a porosity of 28%. Thereafter, a composite was obtained by the same operation as in Example 1, and the same evaluation as in Example 1 was performed. The results are shown in Table 1.
[0036]
(Example 3)
200 g of boron nitride powder (manufactured by Denki Kagaku Kogyo Co., Ltd .: SGP, average particle size: 20 μm) and 20 g of aluminum having a purity of 99.5% (Alcoa, average particle size: 60 μm) as a binder are mixed with a stirring mixer for 30 minutes. After press molding at a pressure of 10 MPa to form a shape of 120 mm × 120 mm × 5 mm, the obtained molded body was dried in air at a temperature of 120 ° C. for 10 hours, and the relative density of boron nitride was 65 vol. %, And a porosity of 28% by volume was obtained. Thereafter, a composite was obtained by the same operation as in Example 1, and the same evaluation as in Example 1 was performed. The results are shown in Table 1.
[0037]
(Example 4)
100 g of silicon carbide powder (NG-150, manufactured by Taiheiyo Random Co., average particle size: 90 μm), 100 g of boron nitride powder (SGP, manufactured by Denki Kagaku Kogyo Co., average particle size: 20 μm), and 99.5% purity as a binder 20 g of aluminum (Alcoa, average particle size 60 μm) was mixed with a stirring mixer for 30 minutes, and then press-molded at a pressure of 10 MPa to form a shape of 120 mm × 120 mm × 5 mm. After drying in air at a temperature of 120 ° C. for 10 hours, an aluminum-silicon carbide porous body having a boron nitride relative density of 65% by volume and a porosity of 28% by volume was obtained. Thereafter, a composite was obtained by the same operation as in Example 1, and the same evaluation as in Example 1 was performed. The results are shown in Table 1.
[0038]
(Comparative example)
140 g of silicon carbide powder A (NG-150, manufactured by Taiheiyo Random Co., average particle size: 90 μm), 60 g of silicon carbide powder B (GC-1000F, manufactured by Yakushima Electric Works, average particle size: 10 μm), and silica sol as a binder ( 50 g of Nissan Chemical Co., Ltd .: Snowtex) was weighed, mixed with a stirring mixer for 30 minutes, and then press-formed at a pressure of 10 MPa into a flat plate having a size of 120 mm × 120 mm × 5 mm. The obtained compact was fired in the air at 900 ° C. for 2 hours to obtain a silicon carbide porous body having a relative density of 65% by volume and a porosity of 28% by volume. Thereafter, a composite was obtained by the same operation as in Example 1, and the same evaluation as in Example 1 was performed. The results are shown in Table 1.
[0039]
【The invention's effect】
According to the present invention, an aluminum-ceramic composite having a high thermal conductivity and a low thermal expansion coefficient and an aluminum-ceramic composite having a high thermal conductivity and a moderate thermal expansion coefficient and having excellent workability can be provided at a low cost. Useful for
[0040]
In addition, the aluminum-ceramic composite obtained by the present invention has a high thermal conductivity and a controlled coefficient of thermal expansion. It can be developed for various uses and is very useful in industry.

Claims (6)

多孔質セラミックス成形体の空隙中にアルミニウム又はアルミニウムを主成分とする金属を含浸するアルミニウム−セラミックス複合体の製造方法であって、前記多孔質セラミックス成形体がセラミックス粉末とアルミニウム又はアルミニウムを主成分とする金属の粉末との混合粉末を成形して得られたものであることを特徴とするアルミニウム−セラミックス複合体の製造方法。A method for producing an aluminum-ceramic composite in which aluminum or a metal containing aluminum as a main component is impregnated in voids of the porous ceramic product, wherein the porous ceramic product contains ceramic powder and aluminum or aluminum as a main component. A method for producing an aluminum-ceramic composite, which is obtained by molding a mixed powder with a metal powder to be formed. セラミックス粉末が炭化珪素粉末からなることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム−セラミックス複合体の製造方法。The method for producing an aluminum-ceramic composite according to claim 1, wherein the ceramic powder is made of silicon carbide powder. セラミックス粉末が窒化硼素粉末からなることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム−セラミックス複合体の製造方法。2. The method for producing an aluminum-ceramic composite according to claim 1, wherein the ceramic powder comprises boron nitride powder. セラミックス粉末が炭化珪素粉末と窒化硼素粉末との混合粉末からなることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム−セラミックス複合体の製造方法。2. The method for producing an aluminum-ceramic composite according to claim 1, wherein the ceramic powder comprises a mixed powder of silicon carbide powder and boron nitride powder. 多孔質セラミックス成形体が、プレス成形後に、セラミックスが当該セラミックス成形体中に５０〜７５体積％含有され、当該セラミックス成形体の気孔率が１５〜４５体積％であり、曲げ強度が２．５ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１、請求項２、請求項３又は請求項４記載のアルミニウム−セラミックス複合体の製造方法。After press molding, the porous ceramic molded body contains 50 to 75% by volume of the ceramic in the ceramic molded body, the porosity of the ceramic molded body is 15 to 45% by volume, and the bending strength is 2.5 MPa or more. The method for producing an aluminum-ceramic composite according to claim 1, 2, 3, or 4, wherein 請求項１、請求項２、請求項３、請求項４又は請求項５記載の製造方法で得られるアルミニウム−セラミックス複合体であって、２５℃における熱伝導率が１６０Ｗ／ｍＫ以上で、２５〜２５０℃の熱膨張率が１２×１０^−６／Ｋ以下であることを特徴とするアルミニウム−セラミックス複合体。An aluminum-ceramic composite obtained by the production method according to claim 1, claim 2, claim 3, claim 4, or claim 5, wherein the thermal conductivity at 25 ° C is 160 W / mK or more and 25 to 25. An aluminum-ceramic composite having a coefficient of thermal expansion at 250 ° C. of 12 × 10 ⁻⁶ / K or less.