JP4127379B2 - Method for producing aluminum-silicon carbide composite - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、セラミックス基板やＩＣパッケージなどの半導体部品のヒートシンクなどの放熱体として好適な、熱伝導特性に優れ、且つ軽量な高熱伝導性の複合材に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来から、半導体素子を搭載するための回路基板として、セラミックス回路基板や樹脂回路基板等の種々の絶縁性回路基板が用いられている。近年、回路基板の小型化、半導体素子の高集積化が進むに従い、これらの回路基板の放熱特性の向上が望まれている。
【０００３】
前記セラミックス回路基板の基板材料としては、アルミナ（Ａｌ_２Ｏ_３）、ベレリア（ＢｅＯ）を添加した炭化珪素（ＳｉＣ）、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）、窒化珪素（Ｓｉ_３Ｎ_４）等が公知である。
【０００４】
セラミックス基板を回路基板、パッケージ用基体等として用いる場合、半導体素子からの発熱は回路基板裏面等に設けられるヒートシンクと呼ばれる放熱部品を介して外部に発散させ、半導体素子の過熱を防止し、その動作特性を確保している。しかし、ヒートシンクとして比較的軽量で放熱性に優れるＣｕやＡｌ等をヒートシンクとして用いる場合、セラミックス基板との熱膨張差が大きく、両者を加熱接合する時、或いは得られた回路基板が実使用される際に受ける熱サイクルの負荷を受けて、セラミックス基板にクラックや割れ等が生じることがある。
【０００５】
前記問題を解決し、信頼性の高いモジュールを得るために接合構造自体を工夫する試みもされているが、接合構造が非常に複雑になってしまい、製造コストの増加や放熱部品としての熱抵抗の増加等を招くといった問題があった。
【０００６】
上記事情から、セラミックス基板を信頼性が要求される分野に放熱部品として用いる場合には、セラミックス基板と熱膨張差の小さいＭｏやＷ等の低熱膨張材料をヒートシンクとして用いているのが現状である。
【０００７】
しかしながら、この様な低熱膨張材料としては、ＭｏやＷ等の重金属が中心であり、ヒートシンクの質量が重く、放熱部品の軽量化が望まれる用途には好ましくないばかりでなく、高価であるという欠点がある。
【０００８】
上述した通りに、セラミックス基板とヒートシンクの接合構造を有する放熱部品において、質量の低減や接合構造の簡略化を図り、且つ信頼性や放熱性の向上を図ることが課題とされている。
【０００９】
このため、近年、銅やアルミニウム合金を無機質繊維または粒子で強化したＭＭＣ（Ｍｅｔａｌ Ｍａｔｒｉｘ Ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ）と略称される金属−セラミックス複合体が注目されている（特許文献１参照）。
【００１０】
【特許文献１】
特開平１−５２０４０号公報
【００１１】
上記文献に記載された複合体において、ヒートシンクに適用するべく熱伝導率の向上を図ろうとするとき、強化材並びに金属又は合金として高熱伝導率を有する物質が選択され、炭化珪素−アルミニウム（合金）の複合体が主に研究されている。
【００１２】
しかし、強化材である炭化珪素とマトリックスであるアルミニウム合金の濡れ性、界面の反応層の形成等、いろいろな要因が絡み、高熱伝導率の炭化珪素−アルミニウム複合体（以下、炭化珪素質複合体という）を容易に得ることができないという問題がある。
【００１３】
また、この様な放熱部品を実際に使用する場合、表面にニッケル（Ｎｉ）めっき等の金属めっきが施される。しかし、アルミニウム合金のめっきは、一般に耐食性に問題があり、実使用環境での耐食性の向上が要望されている（非特許文献１参照）。
【００１４】
【非特許文献１】
「愛鋼技報」第１１巻第１号６８−７１頁（１９９１年）
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】
ＭＭＣにおいては、セラミックス基板に近い熱膨張係数を得ようとすると、熱膨張係数の低い強化材であるセラミックスの体積比率を上げる必要がある。しかし、セラミックスの体積比率を上げるためには、高い成形圧力でプリフォームを成形する必要があり、コストアップになると共に、その後のアルミ合金の十分な含浸が難しくなるという問題がある。このため、熱膨張係数がセラミックス基板に近く、しかも高い熱伝導率を有する金属−セラミックス複合体を安価に提供できることが課題としてある。
【００１６】
また、ＭＭＣに関して、複合体表面の状態は、接合される回路基板との半田付け性や放熱フィン等にネジ止めする際の放熱グリスとの密着性に大きく関与しており、且つ使用環境での耐食性も放熱特性に大きく影響する。このことより、複合体自体の熱伝導性と合わせてその表面状態の制御が重要な課題である。
【００１７】
本発明は、上記公知技術の事情に鑑みなされたものであって、高い熱伝導性を有し、セラミックス基板に近い線熱膨張係数を有する複合体であって、しかも金属めっき面の半田濡れ性、耐熱特性、耐食性が改良された半導体素子等の電気部品搭載用回路基板の放熱部品として好適な金属−セラミックス複合体を提供することを目的とする。
【００１８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記目的を達成するため鋭意研究した結果、アルミニウム合金とセラミックスの組成を調整することにより、複合体の熱膨張係数、熱伝導率を制御できること、また、得られた複合体の表面状態を調整することにより、金属めっき面の半田濡れ性、耐熱特性、耐食性を向上できることを見出し、本発明を完成するに至ったものである。
【００１９】
即ち、本発明は、セラミックス多孔体にアルミニウムを主成分とする金属を含浸してなる複合体であって、５ｍｏｌ／ｌのＮａＯＨ溶液中での質量変化速度が１ｍｇ／ｃｍ^２ｍｉｎ以上であるように、表面を粗化してな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。
【００２０】
又、本発明は、セラミックス多孔体にアルミニウムを主成分とする金属を含浸し、表面に金属めっきをしてなる複合体であって、金属めっき面の表面粗さ（Ｒａ）が０．７〜３．０μｍであり、且つ表面の光沢度が５〜２０、前記金属めっきのピール強度が５ｋＮ／ｍ以上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。
【００２１】
本発明は、金属めっき層の厚みが３〜３０μｍであり、前記金属めっき層中に幅０．５μｍ以下のマイクロクラックが存在す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。
【００２２】
又、本発明は、熱伝導率が１５０Ｗ／ｍＫ以上であり、しかも２５℃の線熱膨張係数が１２×１０^−６Ｋ^−１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。
【００２３】
更に、本発明は、セラミックスが炭化珪素であって、その体
積含有率が５０〜８０％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。
【００２４】
【発明の実施の形態】
前記した通りに、ＭＭＣの線熱膨張係数は、強化材であるセラミックスと基材である金属の線熱膨張係数とその配合比率に支配されている。セラミックスの線熱膨張係数は金属の線熱膨張係数に比べかなり小さく、複合体の線熱膨張係数を下げるためには、セラミックスの比率を増やすことが効果である。
【００２５】
一方、ＭＭＣの熱伝導率も、基本的には、強化材であるセラミックスと基材である金属の熱伝導率とその配合比率で支配されているが、熱伝導率の場合には、強化材と基材との界面の結合状態も大きな要因となる。
【００２６】
セラミックスと金属では、一般に金属の方が熱伝導率が高いが、炭化珪素（ＳｉＣ）、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）、窒化硼素（ＢＮ）等は、金属と同等以上（３００Ｗ／ｍＫ以上）の理論熱伝導率を有して、強化材として非常に有望である。
【００２７】
本発明者らは、ＭＭＣのマトリックスとなる金属について種々検討した結果、アルミニウムを主成分とする金属を用いることにより、良好な複合体を製造できることを見いだした。すなわち、本発明の複合体は、セラミックス多孔体にアルミニウムを主成分とする金属を含浸してなるものである。
【００２８】
本発明の複合体中の金属は、アルミニウムを主成分とする金属であり、好ましくはシリコンを２０質量％以下、マグネシウムを５質量％以下含有する。金属中のアルミニウム、シリコン、マグネシウム以外の成分に関しては、極端に金属の特性が変化しない範囲であれば銅等も含有することができる。尚、金属中のアルミニウム以外の成分を調整することにより、金属自体の熱伝導率や線熱膨張係数を変えることができ、その結果として、得られる複合体の線熱膨張係数や熱伝導率も調整することができる。
【００２９】
また、本発明者らは、強化材についても種々検討した結果、炭化珪素を主成分とする多孔体を用いることが、高熱伝導率と低熱膨張を兼ね備えたＭＭＣを製造するのに適していることを見出した。
【００３０】
更に、高熱伝導率と低熱膨張係数を兼ね備えたＭＭＣを製造する場合、強化材と金属との濡れ性が緻密なＭＭＣを得るためには重要である。このため、一般に、強化材であるセラミックスを所定形状に成形した多孔体に、マトリックスとなる金属を高温高圧下で含浸させる高圧鋳造法で緻密なＭＭＣを製造しているのが実状である。
【００３１】
本発明の複合体中のセラミックス多孔体の体積含有率は、５０〜８０％であることが好ましく、更に好ましくは６０〜７０％であることが一層好ましい。セラミックス多孔体の体積含有率が５０％未満では、得られる複合体の線熱膨張係数が高くなり、本発明が目的とする信頼性の高い放熱部品が得られなくなることがある。一方、セラミックス多孔体の体積含有率を高くすることは、複合体の高熱伝導率、低熱膨張といった点では有効であるが、体積含有率が８０％を越える多孔体を製造するには、非常に高い成形圧力を必要とする等の問題があり、得られる金属−セラミックス複合体のコストが極端に高くなってしまう。
【００３２】
本発明の複合体は、複合体表面を均一に、且つ所定の粗さに粗化することにより、複合体表面に金属めっきを施した際のめっき密着性、半田濡れ性、耐熱性、耐食性等の向上を達成することが出来る特徴がある。具体的には、５ｍｏｌ／ｌのＮａＯＨ溶液中での質量変化速度が１ｍｇ／ｃｍ²ｍｉｎ以上である。本発明者は、ＭＭＣの表面状態と金属めっき性状との関係を詳細に調べ、理由は不明であるが、上記条件の表面性状を有するＭＭＣにおいて金属めっき性状に優れ、密着性、半田濡れ性、耐熱性、耐食性等において優れた金属めっき表面を有するＭＭＣが得ることができ、いろいろな回路基板用の放熱部材として好適であることを見出し、本発明に至ったものである。
【００３３】
本発明に於いて、質量変化速度が１ｍｇ／ｃｍ^２ｍｉｎ以下では、表面の粗化が不十分であり、金属めっきを施した場合のめっき密着強度、半田濡れ性、耐熱性、耐食性の向上が不十分となる。質量変化速度の上限に関しては、本発明の目的を達成できれば良い。
【００３４】
質量変化速度が１ｍｇ／ｃｍ^２ｍｉｎ以下となる表面粗化の手法としては、ＭＭＣの表面に所定粒度のセラミックス砥粒を加圧気流下で噴霧する方法や水等の溶媒中に分散させて同様に噴霧する方法等が採用できる。また、複合体表面を酸又はアルカリにてエッチングすることによっても達成することができる。
【００３５】
又、本発明は、複合体表面に金属めっきをしてなる複合体であって、金属めっき面の表面粗さ（Ｒａ）が０．７〜３．０μｍであり、表面の光沢度が５〜２０、めっきのピール強度が５ｋＮ／ｍ以上であることを特徴とする。
【００３６】
本発明に於いて、金属めっき面の表面粗さ（Ｒａ）が０．７〜３．０μｍである。表面粗さが０．７μｍ未満では、複合体表面の粗化が不十分であり、得られるめっきの特性が不十分となるからである。一方、表面粗さが３．０μｍを超えるとめっき面の凹凸が顕著になり過ぎて半田付け時の半田厚みが不均一になる等の問題や、放熱フィン等にネジ止めする場合の放熱グリス厚等が不均一となり十分な放熱特性が得られなくなる問題がある。上記と同じ理由から、０．８〜２．０μｍがより好ましい範囲である。
【００３７】
本発明において、金属めっき面の光沢度が５〜２０である。光沢度が５未満では、めっき面の粗さが粗くなりすぎ実使用に適用した際に放熱特性の劣化してしまうことがある。一方、光沢度が２０を超えるとめっき面の粗さが小さく、めっき密着性等のめっき特性の向上効果が不十分となる。尚、光沢度については、日本電色社製の光沢度計ＰＧ−１Ｍにて測定することができる。
【００３８】
又、本発明において、金属めっきのピール強度が５ｋＮ／ｍ以上である。複合体表面の粗化により、金属めっきの密着性の改善効果がある。金属めっきのピール強度が５ｋＮ／ｍ未満では、めっき膜の密着性が低く、放熱部品として使用する際にめっき面に加わる応力によりめっき剥離等が発生して放熱特性の劣化が起こることがある。
【００３９】
本発明の複合体の金属めっき層の厚みは、３〜３０μｍであることが好ましい。金属めっき層の厚みが３μｍ未満では、めっき膜が薄くなることにより、めっきピンホール等が発生することがあり、そのためめっき膜の耐食性が低下する問題が生じることがある。一方、金属めっき層の厚みが３０μｍを超えると、めっき層と複合体の熱膨張差による発生応力が大きくなりすぎて、外部からの応力及び熱応力が加わった際にめっき剥離が発生したり、めっきにクラックが発生する等の問題が生じることがある。
【００４０】
更に、本発明の複合体は、理由は不明であるが、めっきに幅０．５μｍ以下のマイクロクラックが存在しているとき、本発明の効果が際立つことから、好ましい。図１に本発明の複合体表面部の断面の走査型電子顕微鏡像を示す。めっき部の凹凸の境界部に幅０．１μｍ程度の微細なマイクロクラックが存在している。
【００４１】
一般に、複合体を半田付けする際等に加熱処理すると、複合体と表面の金属めっきの熱膨張差によりめっきにクラックが発生することがある。本発明の複合体においては、金属めっき層中に幅０．５μｍ以下のマイクロクラックが存在することにより、加熱時に発生する応力を、このマクロクラックが吸収することにより、クラック発生を抑制する効果があり、この結果として、本発明の複合体表面の金属めっきは、加熱処理後もめっきの密着性、耐食性の低下が殆どないといった特徴を示すと推察されている。
【００４２】
本発明の金属めっきについては、複合体表面を所定の粗度に処理した後に、無電解めっき又は電気めっきすることによってめっき膜を形成することができる。
【００４３】
また、本発明の複合体は、半導体回路基板のヒートシンク等の放熱部品に用いられことから、２５℃での熱伝導率が１５０Ｗ／ｍＫ以上であり、しかも２５℃の線熱膨張係数が１２×１０^-6Ｋ^−１以下であることが好ましい。
【００４４】
熱伝導率が１５０Ｗ／ｍＫ未満では、半導体回路基板のヒートシンク等の放熱部品として用いる場合に、十分な放熱特性が得られない問題がある。熱伝導率の上限に関しては、用途上の制限はなく、より高い方が好ましい。
【００４５】
また、２５℃の線熱膨張係数が１２×１０^−６Ｋ^−１を越えると、セラミックス回路基板のヒートシンク等の放熱部品として用いる場合に、セラミックス回路基板との熱膨張係数の差が大きくなり過ぎて、加熱接合時や熱サイクル負荷等により、セラミックス回路基板にクラックや割れ等が生じることがあり、信頼性が要求される放熱部品として用いる場合の用途が限定されてしまうという問題があるからである。
【００４６】
本発明の複合体は、熱伝導特性に優れ、低熱膨張係数が低く、ヒートシンク等の放熱部品として用いる場合、従来の銅等を用いた場合に比べて、放熱部品と接合されるセラミックス回路基板との熱膨張差が小さく、環境温度の変化や基板上の半導体素子の作動時に発生する熱サイクル等によるセラミックス回路基板のクラックや割れ等を抑えることができる上に、更に、密着性、半田濡れ性、耐熱性、耐食性等において優れた金属めっき表面が強いピール強さをもって形成されているので、高い信頼性が要求される自動車等のいろいろな分野に用いられる電気、電子機器に用いる放熱部品として好適である。
【００４７】
加えて、本発明の複合体は、密度が３ｇ／ｃｍ^３程度であり、銅等の金属に比べ軽く、放熱部品等として用いる場合に、部品の軽量化に有効である。また、本発明の複合体は、曲げ強度が３００ＭＰａ以上と高く、放熱部品等として用いるに十分な機械的特性を有しているので、高比強度を要求される自動車や電鉄等の移動機器搭載用の部品、材料として用いても好適である。
【００４８】
尚、本発明の複合体は、上述した通りに、セラミックス多孔体を含有しているが、前記セラミックス多孔体を作製する場合、高温で焼結を利用して製造する方法と、シリカやアルミナ等の前駆体をバインダーとして添加し加熱処理して製造する方法等がある。後者の場合、コスト的には有利であるが、得られる複合体中にアルミナやシリカといった熱伝導率の低い物質が存在し、複合体自体の熱伝導率を低下させてしまう。特に、これらの酸化物がセラミックスと金属の界面に存在する場合、熱伝導率の低下が顕著であることから、前者によることが好ましい。
【００４９】
また、高圧鋳造法等で複合体を製造する場合、セラミックスの成形体または粉末を高温に予熱して、アルミニウムを主成分とする溶融金属を加圧含浸して複合体を製造するのが一般的である。複合体の製造方法に関しては、この他にガス圧を介してセラミックス多孔体に溶融金属を含浸する方法等が知られている。本発明に於いては、高圧鋳造法が安価に、安定して本発明の複合体を得られることから好ましい方法ではあるが、本発明の効果を損なわない限り、他の方法を採用できる。
【００５０】
【実施例】
（実施例１〜９、比較例１〜５）
炭化珪素粉末Ａ（大平洋ランダム社製：ＮＧ−２２０、平均粒径：６０μｍ）６５質量％、炭化珪素粉末Ｂ（屋久島電工社製：ＧＣ−１０００Ｆ、平均粒径：１０μｍ）３５質量％及びシリカゾル（日産化学社製：スノーテックス）を固形分換算量で４質量％を配合し、攪拌混合機で３０分間混合した後、９９ｍｍ×９９ｍｍ×５ｍｍの形状に１０ＭＰａの圧力でプレス成形した。得られた成形体は、大気雰囲気中乾燥後、温度９００℃で２時間加熱して、炭化珪素質多孔体とした。得られた炭化珪素質多孔体は、２０ｍｍφ×５ｍｍの形状に加工して、その寸法と質量より相対密度（嵩密度）を算出した結果、相対密度６５％であった。
【００５１】
次に、得られた炭化珪素質多孔体１０枚を、各試料間に離型剤を塗布した０．８ｍｍ厚の鉄板で区切り、両端に１２ｍｍ厚の鉄板を配した後、１０ｍｍφのボルト、ナットで固定して、一つのブロックを形成した。得られたブロックを電気炉で温度７００℃に予備加熱し、予め加熱しておいた内寸２５０ｍｍφ×３００ｍｍの空隙を有するプレス型内に載置した後、温度８５０℃に加熱してある、ＡＣ４Ｃアルミニウム合金の溶湯を流し込み、１００ＭＰａの圧力で１０分間プレスして、炭化珪素質多孔体にアルミニウム金属を含浸させた。得られた複合体を含む金属塊は、室温まで冷却したのち、湿式バンドソーにて切断して、炭化珪素質複合体を離型した。得られた複合体は、外周部を機械加工して、１００ｍｍ×１００ｍｍ×５ｍｍの形状とした。更に、得られた複合体は、大気中、温度５００℃で１時間加熱処理し徐冷して複合体の歪み除去を行った。
【００５２】
また、得られた複合体は、ダイヤモンド加工治具を用いて、熱膨張率測定用試験体（３×４×１０ｍｍ）、熱伝導率測定用試験体（１０ｍｍφ×３ｍｍ）、３点曲げ強さ評価用試験体（３ｍｍ×４ｍｍ×４０ｍｍ）に研削加工し評価した。その結果、複合体の密度は２．９８ｇ／ｃｍ^３であり、熱伝導率は２０５Ｗ／ｍＫ、熱膨張係数は７．１×１０^-6／Ｋ、曲げ強さは４００ＭＰａであった。
【００５３】
尚、実施例９は炭化珪素粉末の代わりに平均粒径１０μmの窒化アルミニウム粉末１００質量部を用い実施例１と同様の手法で複合体を作製したものであり、比較例５は、プリフォームを作製せず、炭化珪素粉末Ｂを含有量が３０体積％なるように鉄製の金型に充填して、実施例１と同じ操作で含浸操作を行い、複合体を作製したもので、得られた複合体の特性を評価した結果、実施例９の複合体の密度は２．９６ｇ／ｃｍ^３であり、熱伝導率は１８０Ｗ／ｍＫ、熱膨張係数は７．０×１０^-6／Ｋ、曲げ強さは４２０ＭＰａであり、比較例５の複合体の密度は２．７６ｇ／ｃｍ^３であり、熱伝導率は１７０Ｗ／ｍＫ、熱膨張係数は１３．５×１０^-6／Ｋ、曲げ強さは２７０ＭＰａであった。
【００５４】
次に、得られた複合体を用いて、表１に示す条件にて乾式ブラスト装置にて表面処理をおこなった。尚、比較例４は、バフ研磨機にて＃１８０のバフロールを用いて表面処理を行った。また、実施例１〜７、比較例１〜４で得られた複合体を５ｍｏｌ／ｌのＮａＯＨ溶液に浸漬し、質量変化速度を評価した。その結果を表１に示す。
【００５５】
【表１】

【００５６】
更に、実施例１〜７、比較例１〜４の複合体について、めっき前処理を行い表２に示す厚さになる様に無電解ニッケル（Ｎｉ）−リン（Ｐ）めっき及び無電解Ｎｉ−硼素（Ｂ）めっきを施した。実施例８、実施例９は、実施例１の複合体を用いてめっき厚を変更した。得られためっき品について、表面粗さ（Ｒａ）及び光沢度、ピール強度の測定を行った。その結果を表２に示す。また、実施例１について表面部の断面を走査型電子顕微鏡にて観察した結果を図１に示す。表面のめっき層中に、幅０．１μｍ程度の微細なマイクロクラックが観察された。
【００５７】
また、実施例１及び比較例１、比較例４を温度３００℃に加熱したホットプレート上で１０分間加熱処理を行い冷却後、表面を倍率４００倍の光学顕微鏡にて観察した結果、実施例１は、めっき面にクラックの発生は認められず、比較例１は、めっき面に幅１μｍのクラック（一般に云うヘアークラック）が観察され、比較例４は、加熱中にめっき剥離が発生した。また、実施例１〜９、比較例１〜４のめっき品を０．５質量％ＮａＣｌ水溶液中に５０時間浸積し、その表面状態を観察した。その結果、実施例１〜９については、めっき剥離、腐食等のめっき面の異常は認められなかった。一方、比較例１〜４は、部分的にめっきの剥離が発生し、剥離部の周辺に白色の生成物が観察された。
これらの結果を表２に一覧した。
【００５８】
【表２】

【００５９】
（実施例１０）
実施例１の複合体を用い、湿式ホーニング装置で＃２２０のアルミナ砥粒を使用し、噴霧圧力０．４ＭＰａで表面処理を行った。得られた複合体は５ｍｏｌ／ｌのＮａＯＨ溶液中での質量変化速度が１．５ｍｇ／ｃｍ^２ｍｉｎであった。また、実施例１と同一条件にてめっき処理を行ったところ、得られためっき品は、めっき厚みが８μｍ、表面粗さ（Ｒａ）が１．４μｍ、光沢度が１０．５、ピール強度が１１．０ｋＮ／ｍであった。更に、０．５質量％ＮａＣｌ水溶液中に５０ｈ浸積後もめっき面に腐食等の異常発生は認められなかった。
【００６０】
（実施例１１）
実施例１の複合体を用い、めっき処理を電気めっきにて厚さ８μｍのＮｉめっきを施した。得られためっき品は、表面粗さ（Ｒａ）が１．２μｍ、光沢度が１５、ピール強度が１０．５ｋＮ／ｍであった。更に、０．５質量％ＮａＣｌ水溶液中に５０ｈ浸積後もめっき面に腐食等の異常発生は認められなかった。
【００６１】
【発明の効果】
本発明の複合体は、複合体表面を所定性状に粗化されており、当該複合体表面に金属めっきをした際には、めっきの密着性、耐熱性、耐食性等を向上させることができ、しかも熱伝導率が高く、線熱膨張係数がセラミックス回路基板に近く、かつ軽量であるという特徴を有するので、半導体搭載用セラミックス回路基板と接合して用いる放熱部品として好適であり、ことに信頼性に優れかつ自動車や電鉄等の移動機器等に好適であり、産業上非常に有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の実施例１に係る複合体の表面断面を走査型電子顕微鏡にて観察した写真。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a composite material having excellent heat conduction characteristics and light weight, which is suitable as a heat radiating body such as a heat sink for semiconductor components such as ceramic substrates and IC packages.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, various insulating circuit boards such as ceramic circuit boards and resin circuit boards have been used as circuit boards for mounting semiconductor elements. In recent years, with the progress of miniaturization of circuit boards and higher integration of semiconductor elements, it is desired to improve the heat dissipation characteristics of these circuit boards.
[0003]
Known substrate materials for the ceramic circuit board include alumina (Al ₂ O ₃ ), silicon carbide (SiC) to which beryllia (BeO) is added, aluminum nitride (AlN), silicon nitride (Si ₃ N ₄ ), and the like. .
[0004]
When a ceramic substrate is used as a circuit board, package substrate, etc., the heat generated from the semiconductor element is dissipated to the outside through a heat dissipation component called a heat sink provided on the back surface of the circuit board to prevent the semiconductor element from overheating and its operation. The characteristics are secured. However, when using Cu, Al, etc., which is relatively lightweight and excellent in heat dissipation as a heat sink, there is a large difference in thermal expansion from the ceramic substrate, and when the two are heat-bonded, or the obtained circuit board is actually used. The ceramic substrate may be cracked or cracked due to the load of the thermal cycle received.
[0005]
Attempts have been made to devise the joint structure itself in order to solve the above problems and obtain a highly reliable module, but the joint structure becomes very complicated, resulting in increased manufacturing costs and thermal resistance as a heat dissipation component. There was a problem of causing an increase in
[0006]
In view of the above circumstances, when using a ceramic substrate as a heat dissipation component in a field where reliability is required, a low thermal expansion material such as Mo or W having a small thermal expansion difference from the ceramic substrate is currently used as a heat sink. .
[0007]
However, as such a low thermal expansion material, heavy metals such as Mo and W are mainly used, and the mass of the heat sink is heavy, which is not preferable for applications where a reduction in the weight of the heat dissipation component is desired, but is also expensive. There is.
[0008]
As described above, in heat dissipation components having a ceramic substrate and heat sink bonding structure, it is an object to reduce mass, simplify the bonding structure, and improve reliability and heat dissipation.
[0009]
For this reason, in recent years, a metal-ceramic composite abbreviated as MMC (Metal Matrix Composite) in which copper or an aluminum alloy is reinforced with inorganic fibers or particles has attracted attention (see Patent Document 1).
[0010]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Laid-Open No. 1-52040
In the composite described in the above document, when trying to improve the thermal conductivity to be applied to a heat sink, a material having high thermal conductivity is selected as the reinforcing material and the metal or alloy, and silicon carbide-aluminum (alloy) The complex is mainly studied.
[0012]
However, various factors such as the wettability of the reinforcing material silicon carbide and the matrix aluminum alloy, the formation of the interface reaction layer, etc. are involved, and the silicon carbide-aluminum composite with high thermal conductivity (hereinafter referred to as silicon carbide composite). There is a problem that it cannot be easily obtained.
[0013]
Further, when such a heat dissipation component is actually used, the surface is subjected to metal plating such as nickel (Ni) plating. However, plating of an aluminum alloy generally has a problem in corrosion resistance, and improvement of corrosion resistance in an actual use environment is desired (see Non-Patent Document 1).
[0014]
[Non-Patent Document 1]
"Aikko Technical Report," Vol. 11, No. 1, pp. 68-71 (1991)
[0015]
[Problems to be solved by the invention]
In MMC, in order to obtain a thermal expansion coefficient close to that of a ceramic substrate, it is necessary to increase the volume ratio of ceramics, which is a reinforcing material having a low thermal expansion coefficient. However, in order to increase the volume ratio of ceramics, it is necessary to mold the preform at a high molding pressure, which increases the cost and makes it difficult to sufficiently impregnate the aluminum alloy thereafter. For this reason, it is a problem that a metal-ceramic composite having a thermal expansion coefficient close to that of a ceramic substrate and having a high thermal conductivity can be provided at low cost.
[0016]
Regarding the MMC, the state of the composite surface is greatly related to the solderability with the circuit board to be joined and the adhesion to the heat radiation grease when screwed to the heat radiation fins, etc. Corrosion resistance also greatly affects heat dissipation characteristics. For this reason, control of the surface state together with the thermal conductivity of the composite itself is an important issue.
[0017]
The present invention has been made in view of the circumstances of the above-mentioned known technology, and is a composite having high thermal conductivity and a linear thermal expansion coefficient close to that of a ceramic substrate, and solder wettability of a metal plating surface An object of the present invention is to provide a metal-ceramic composite suitable as a heat dissipation component for a circuit board for mounting an electrical component such as a semiconductor element having improved heat resistance and corrosion resistance.
[0018]
[Means for Solving the Problems]
As a result of intensive studies to achieve the above object, the inventors of the present invention can control the thermal expansion coefficient and thermal conductivity of the composite by adjusting the composition of the aluminum alloy and the ceramic, and the obtained composite It has been found that the solder wettability, heat resistance and corrosion resistance of the metal plating surface can be improved by adjusting the surface state of the metal, and the present invention has been completed.
[0019]
That is, the present invention is a composite formed by impregnating a porous ceramic body with a metal mainly composed of aluminum, and the mass change rate in a 5 mol / l NaOH solution is 1 mg / cm ² min or more. And an aluminum-ceramic composite having a roughened surface.
[0020]
Further, the present invention is a composite formed by impregnating a ceramic porous body with a metal containing aluminum as a main component and plating the surface with metal, and the surface roughness (Ra) of the metal plating surface is 0.7 to An aluminum-ceramic composite having a surface gloss of 5 to 20 and a peel strength of the metal plating of 5 kN / m or more.
[0021]
The present invention is the aluminum-ceramic composite, wherein the metal plating layer has a thickness of 3 to 30 μm, and microcracks having a width of 0.5 μm or less exist in the metal plating layer.
[0022]
The present invention also provides an aluminum-ceramic composite having a thermal conductivity of 150 W / mK or more and a linear thermal expansion coefficient at 25 ° C. of 12 × 10 ⁻⁶ K ⁻¹ or less.
[0023]
Furthermore, the present invention is the aluminum-ceramic composite, wherein the ceramic is silicon carbide and the volume content thereof is 50 to 80%.
[0024]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
As described above, the linear thermal expansion coefficient of MMC is governed by the linear thermal expansion coefficient of ceramics as a reinforcing material and the metal as a base material and the blending ratio thereof. The linear thermal expansion coefficient of ceramics is considerably smaller than the linear thermal expansion coefficient of metals, and in order to lower the linear thermal expansion coefficient of the composite, it is effective to increase the ceramic ratio.
[0025]
On the other hand, the thermal conductivity of MMC is basically governed by the thermal conductivity of ceramics as a reinforcing material and the metal as a base material and its blending ratio. The bonding state at the interface between the substrate and the substrate is also a major factor.
[0026]
Ceramics and metals generally have higher thermal conductivity, but silicon carbide (SiC), aluminum nitride (AlN), boron nitride (BN), etc. have theoretical heat equal to or higher than metal (300 W / mK or higher). It has conductivity and is very promising as a reinforcing material.
[0027]
As a result of various studies on the metal used as the matrix of MMC, the present inventors have found that a good composite can be produced by using a metal mainly composed of aluminum. That is, the composite of the present invention is formed by impregnating a ceramic porous body with a metal mainly composed of aluminum.
[0028]
The metal in the composite of the present invention is a metal mainly composed of aluminum, and preferably contains 20% by mass or less of silicon and 5% by mass or less of magnesium. With respect to components other than aluminum, silicon, and magnesium in the metal, copper or the like can be contained as long as the characteristics of the metal do not change extremely. In addition, by adjusting components other than aluminum in the metal, the thermal conductivity and linear thermal expansion coefficient of the metal itself can be changed. As a result, the linear thermal expansion coefficient and thermal conductivity of the resulting composite are also improved. Can be adjusted.
[0029]
In addition, as a result of various studies on the reinforcing material, the present inventors have found that the use of a porous body mainly composed of silicon carbide is suitable for manufacturing MMC having both high thermal conductivity and low thermal expansion. I found.
[0030]
Furthermore, when manufacturing an MMC having both high thermal conductivity and a low thermal expansion coefficient, the wettability between the reinforcing material and the metal is important for obtaining a dense MMC. For this reason, in general, a dense MMC is manufactured by a high-pressure casting method in which a metal, which is a matrix, is impregnated at a high temperature and high pressure into a porous body formed of ceramics as a reinforcing material in a predetermined shape.
[0031]
The volume content of the ceramic porous body in the composite of the present invention is preferably 50 to 80%, more preferably 60 to 70%. When the volume content of the ceramic porous body is less than 50%, the linear thermal expansion coefficient of the obtained composite becomes high, and it may not be possible to obtain a highly reliable heat radiation component intended by the present invention. On the other hand, increasing the volume content of the ceramic porous body is effective in terms of high thermal conductivity and low thermal expansion of the composite. However, in order to produce a porous body having a volume content exceeding 80%, There is a problem that a high molding pressure is required, and the cost of the obtained metal-ceramic composite becomes extremely high.
[0032]
The composite of the present invention is obtained by uniformly roughening the surface of the composite to a predetermined roughness, thereby providing plating adhesion, solder wettability, heat resistance, corrosion resistance, etc. when metal plating is performed on the composite surface. There is a feature that can achieve the improvement. Specifically, the mass change rate in a 5 mol / l NaOH solution is 1 mg / cm ² min or more. The inventor has investigated in detail the relationship between the surface state of MMC and the metal plating properties, and the reason is unknown, but the MMC having the surface properties of the above conditions has excellent metal plating properties, adhesion, solder wettability, The present inventors have found that an MMC having a metal plating surface excellent in heat resistance, corrosion resistance and the like can be obtained and is suitable as a heat radiating member for various circuit boards.
[0033]
In the present invention, when the mass change rate is 1 mg / cm ² min or less, the surface is not sufficiently roughened, and the plating adhesion strength, solder wettability, heat resistance, and corrosion resistance are improved when metal plating is applied. It becomes insufficient. Regarding the upper limit of the mass change rate, it is only necessary to achieve the object of the present invention.
[0034]
As a surface roughening method with a mass change rate of 1 mg / cm ² min or less, ceramic abrasive particles having a predetermined particle size are sprayed on the surface of the MMC under a pressurized air flow or dispersed in a solvent such as water. A spraying method can be employed. It can also be achieved by etching the surface of the composite with acid or alkali.
[0035]
Further, the present invention is a composite obtained by performing metal plating on the composite surface, the surface roughness (Ra) of the metal plating surface is 0.7 to 3.0 μm, and the glossiness of the surface is 5 to 5. 20. Peel strength of plating is 5 kN / m or more.
[0036]
In the present invention, the surface roughness (Ra) of the metal plating surface is 0.7 to 3.0 μm. This is because if the surface roughness is less than 0.7 μm, the surface of the composite is not sufficiently roughened and the properties of the resulting plating are insufficient. On the other hand, if the surface roughness exceeds 3.0 μm, the unevenness of the plated surface becomes too prominent and the solder thickness becomes uneven during soldering, or the heat dissipation grease thickness when screwing to heat dissipation fins etc. And the like become non-uniform and sufficient heat dissipation characteristics cannot be obtained. For the same reason as described above, 0.8 to 2.0 μm is a more preferable range.
[0037]
In this invention, the glossiness of a metal plating surface is 5-20. If the glossiness is less than 5, the roughness of the plated surface becomes so rough that the heat dissipation characteristics may deteriorate when applied to actual use. On the other hand, when the glossiness exceeds 20, the roughness of the plating surface is small, and the effect of improving the plating characteristics such as plating adhesion becomes insufficient. The glossiness can be measured with a gloss meter PG-1M manufactured by Nippon Denshoku.
[0038]
In the present invention, the peel strength of the metal plating is 5 kN / m or more. By roughening the surface of the composite, there is an effect of improving the adhesion of metal plating. When the peel strength of the metal plating is less than 5 kN / m, the adhesion of the plating film is low, and when it is used as a heat dissipation component, plating peeling or the like may occur due to the stress applied to the plating surface, resulting in deterioration of heat dissipation characteristics.
[0039]
The thickness of the metal plating layer of the composite of the present invention is preferably 3 to 30 μm. When the thickness of the metal plating layer is less than 3 μm, the plating film becomes thin, so that plating pinholes and the like may be generated, which may cause a problem that the corrosion resistance of the plating film is lowered. On the other hand, when the thickness of the metal plating layer exceeds 30 μm, the generated stress due to the difference in thermal expansion between the plating layer and the composite becomes too large, and plating peeling occurs when external stress and thermal stress are applied, Problems such as cracking in plating may occur.
[0040]
Furthermore, although the reason is unknown, the composite of the present invention is preferable when the microcracks having a width of 0.5 μm or less are present in the plating because the effects of the present invention stand out. FIG. 1 shows a scanning electron microscope image of a cross section of the surface of the composite of the present invention. Fine microcracks having a width of about 0.1 μm are present at the uneven part of the plated part.
[0041]
Generally, when heat treatment is performed when soldering the composite, cracks may occur in the plating due to a difference in thermal expansion between the composite and the metal plating on the surface. In the composite of the present invention, the presence of micro cracks having a width of 0.5 μm or less in the metal plating layer has the effect of suppressing the generation of cracks by absorbing the stress generated during heating by the macro cracks. As a result, it is presumed that the metal plating on the surface of the composite of the present invention exhibits the characteristics that there is almost no decrease in the adhesion and corrosion resistance of the plating even after the heat treatment.
[0042]
About the metal plating of this invention, after processing the composite surface to predetermined | prescribed roughness, a plating film can be formed by electroless plating or electroplating.
[0043]
In addition, since the composite of the present invention is used for heat radiation components such as a heat sink of a semiconductor circuit board, the thermal conductivity at 25 ° C. is 150 W / mK or more, and the linear thermal expansion coefficient at 25 ° C. is 12 ×. It is preferably 10 ⁻⁶ K ⁻¹ or less.
[0044]
When the thermal conductivity is less than 150 W / mK, there is a problem that sufficient heat dissipation characteristics cannot be obtained when used as a heat dissipation component such as a heat sink of a semiconductor circuit board. Regarding the upper limit of the thermal conductivity, there is no limitation in use, and a higher one is preferable.
[0045]
When the linear thermal expansion coefficient at 25 ° C. exceeds 12 × 10 ⁻⁶ K ⁻¹ , the difference in thermal expansion coefficient from the ceramic circuit board becomes too large when used as a heat dissipation component such as a heat sink of the ceramic circuit board. In addition, cracks and cracks may occur in the ceramic circuit board due to heat bonding and thermal cycle load, etc., and there is a problem that the application when used as a heat dissipation component that requires reliability is limited. is there.
[0046]
The composite of the present invention is excellent in heat conduction characteristics, has a low low thermal expansion coefficient, and when used as a heat dissipation component such as a heat sink, the ceramic circuit board to be bonded to the heat dissipation component compared to the case of using conventional copper or the like, The thermal expansion difference is small, and it is possible to suppress cracks and cracks in the ceramic circuit board due to changes in environmental temperature and thermal cycles that occur during the operation of semiconductor elements on the substrate, as well as adhesion and solder wettability. The metal plating surface with excellent heat resistance, corrosion resistance, etc. is formed with strong peel strength, so it is suitable as a heat dissipating part used in various fields such as automobiles that require high reliability. It is.
[0047]
In addition, the composite of the present invention has a density of about 3 g / cm ³ , is lighter than metals such as copper, and is effective in reducing the weight of components when used as a heat dissipation component. In addition, the composite of the present invention has a bending strength as high as 300 MPa or more, and has sufficient mechanical properties for use as a heat dissipation component, etc., so that it is mounted on a mobile device such as an automobile or electric railway that requires high specific strength. It is also suitable for use as a part or material for use.
[0048]
As described above, the composite of the present invention contains a ceramic porous body. However, when producing the ceramic porous body, a method of manufacturing using high temperature sintering, silica, alumina, etc. And the like, and the like. In the latter case, although it is advantageous in terms of cost, a substance having low thermal conductivity such as alumina or silica exists in the obtained composite, and the thermal conductivity of the composite itself is lowered. In particular, when these oxides are present at the interface between the ceramic and the metal, the former is preferable because the decrease in thermal conductivity is significant.
[0049]
Also, when a composite is manufactured by a high pressure casting method or the like, it is common to preheat a ceramic compact or powder to a high temperature, and press impregnate a molten metal containing aluminum as a main component to manufacture the composite. It is. In addition to this, a method of impregnating a ceramic porous body with a molten metal via a gas pressure is known as a method for producing a composite. In the present invention, the high-pressure casting method is a preferable method because the composite of the present invention can be stably obtained at a low cost, but other methods can be adopted as long as the effects of the present invention are not impaired.
[0050]
【Example】
(Examples 1-9, Comparative Examples 1-5)
65% by mass of silicon carbide powder A (manufactured by Taiyo Random Co., Ltd .: NG-220, average particle size: 60 μm), 35% by mass of silicon carbide powder B (manufactured by Yakushima Electric Works: GC-1000F, average particle size: 10 μm) and silica sol (Nissan Chemical Co., Ltd .: Snowtex) was blended in an amount of 4% by mass in terms of solid content, mixed for 30 minutes with a stirring mixer, and then press-molded into a shape of 99 mm × 99 mm × 5 mm at a pressure of 10 MPa. The obtained molded body was dried in an air atmosphere and then heated at a temperature of 900 ° C. for 2 hours to obtain a silicon carbide based porous body. The obtained silicon carbide based porous material was processed into a shape of 20 mmφ × 5 mm, and the relative density (bulk density) was calculated from its dimensions and mass. As a result, the relative density was 65%.
[0051]
Next, 10 obtained silicon carbide based porous bodies were separated by 0.8 mm-thick iron plates coated with a release agent between the samples, and 12 mm-thick iron plates were arranged on both ends, and then 10 mmφ bolts and nuts To form one block. The obtained block is preheated to a temperature of 700 ° C. in an electric furnace, placed in a pre-heated press die having an internal dimension of 250 mmφ × 300 mm, and then heated to a temperature of 850 ° C. AC4C A molten aluminum alloy was poured and pressed at a pressure of 100 MPa for 10 minutes to impregnate the silicon carbide based porous material with aluminum metal. The obtained metal mass containing the composite was cooled to room temperature and then cut with a wet band saw to release the silicon carbide composite. The obtained composite was machined at the outer periphery to obtain a shape of 100 mm × 100 mm × 5 mm. Furthermore, the obtained composite was heat-treated in the atmosphere at a temperature of 500 ° C. for 1 hour and then slowly cooled to remove the distortion of the composite.
[0052]
In addition, the obtained composite was prepared using a diamond processing jig, a thermal expansion coefficient test specimen (3 × 4 × 10 mm), a thermal conductivity measurement specimen (10 mmφ × 3 mm), and a three-point bending strength. A test specimen for evaluation (3 mm × 4 mm × 40 mm) was ground and evaluated. As a result, the density of the composite was 2.98 g / cm ³ , the thermal conductivity was 205 W / mK, the thermal expansion coefficient was 7.1 × 10 ⁻⁶ / K, and the bending strength was 400 MPa.
[0053]
In Example 9, instead of silicon carbide powder, 100 parts by mass of aluminum nitride powder having an average particle size of 10 μm was used to produce a composite by the same method as in Example 1, and Comparative Example 5 Without being produced, the silicon carbide powder B was filled in an iron mold so that the content was 30% by volume, and impregnation operation was performed in the same manner as in Example 1 to produce a composite. As a result of evaluating the properties of the composite, the density of the composite of Example 9 is 2.96 g / cm ³ , the thermal conductivity is 180 W / mK, the thermal expansion coefficient is 7.0 × 10 ⁻⁶ / K, and the bending The strength is 420 MPa, the density of the composite of Comparative Example 5 is 2.76 g / cm ³ , the thermal conductivity is 170 W / mK, the thermal expansion coefficient is 13.5 × 10 ⁻⁶ / K, the bending strength. Was 270 MPa.
[0054]
Next, using the obtained composite, surface treatment was performed with a dry blasting apparatus under the conditions shown in Table 1. In Comparative Example 4, surface treatment was performed with a buffing machine of # 180 using a buffing machine. Moreover, the composite_body | complex obtained in Examples 1-7 and Comparative Examples 1-4 was immersed in 5 mol / l NaOH solution, and mass change rate was evaluated. The results are shown in Table 1.
[0055]
[Table 1]

[0056]
Further, the composites of Examples 1 to 7 and Comparative Examples 1 to 4 were subjected to pre-plating treatment, and electroless nickel (Ni) -phosphorus (P) plating and electroless Ni— so that the thicknesses shown in Table 2 were obtained. Boron (B) plating was performed. In Example 8 and Example 9, the plating thickness was changed using the composite of Example 1. About the obtained plated product, surface roughness (Ra), glossiness, and peel strength were measured. The results are shown in Table 2. Moreover, the result of having observed the cross section of the surface part about Example 1 with the scanning electron microscope is shown in FIG. Fine microcracks having a width of about 0.1 μm were observed in the surface plating layer.
[0057]
Moreover, after heat-processing Example 1 and Comparative Example 1 and Comparative Example 4 for 10 minutes on the hotplate heated at the temperature of 300 degreeC, and cooling, the surface was observed with the optical microscope of 400-times multiplication factor, Example 1 No cracks were observed on the plated surface. In Comparative Example 1, cracks having a width of 1 μm (generally referred to as hair cracks) were observed on the plated surface, and in Comparative Example 4, plating peeling occurred during heating. Moreover, the plated products of Examples 1 to 9 and Comparative Examples 1 to 4 were immersed in a 0.5 mass% NaCl aqueous solution for 50 hours, and the surface states thereof were observed. As a result, about Examples 1-9, the abnormality of the plating surface, such as plating peeling and corrosion, was not recognized. On the other hand, in Comparative Examples 1 to 4, peeling of plating partially occurred, and a white product was observed around the peeling portion.
These results are listed in Table 2.
[0058]
[Table 2]

[0059]
(Example 10)
Using the composite of Example 1, surface treatment was performed with a spray pressure of 0.4 MPa using # 220 alumina abrasive grains in a wet honing apparatus. The obtained composite had a mass change rate of 1.5 mg / cm ² min in a 5 mol / l NaOH solution. Further, when the plating treatment was performed under the same conditions as in Example 1, the obtained plated product had a plating thickness of 8 μm, a surface roughness (Ra) of 1.4 μm, a glossiness of 10.5, and a peel strength. It was 11.0 kN / m. Further, no abnormality such as corrosion was observed on the plated surface even after 50 hours of immersion in a 0.5 mass% NaCl aqueous solution.
[0060]
(Example 11)
Using the composite body of Example 1, Ni plating with a thickness of 8 μm was applied by electroplating. The obtained plated product had a surface roughness (Ra) of 1.2 μm, a glossiness of 15, and a peel strength of 10.5 kN / m. Further, no abnormality such as corrosion was observed on the plated surface even after 50 hours of immersion in a 0.5 mass% NaCl aqueous solution.
[0061]
【The invention's effect】
The composite of the present invention has a roughened composite surface, and when metal plating is performed on the composite surface, the adhesion of the plating, heat resistance, corrosion resistance, etc. can be improved, In addition, it has the features of high thermal conductivity, linear thermal expansion coefficient close to that of ceramic circuit board, and light weight. And is suitable for mobile equipment such as automobiles and electric railways, and is very useful in industry.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a photograph of a surface cross section of a composite according to Example 1 of the present invention observed with a scanning electron microscope.

Claims (3)

炭化珪素多孔体にアルミニウムを主成分とする金属を含浸してなる複合体の製造方法であって、炭化珪素多孔体にアルミニウムを主成分とする金属を含浸後、表面処理により複合体表面を均一に且つ所定の粗さに粗化して、５ｍｏｌ／ｌのＮａＯＨ溶液中での質量変化速度が１．２ｍｇ／ｃｍ^２ｍｉｎ以上であるようにすることを特徴とするめっき密着性に優れたアルミニウム−炭化珪素複合体の製造方法。A method of manufacturing a composite in which a silicon carbide porous body is impregnated with a metal containing aluminum as a main component , the silicon carbide porous body is impregnated with a metal containing aluminum as a main component, and then the surface of the composite is uniformly treated by surface treatment. and then roughened to a predetermined roughness, aluminum mass change rate of the NaOH solution in 5 mol / l is excellent in plating adhesion, wherein to Rukoto such that 1.2 mg ^/ cm 2 min or more -Manufacturing method of a silicon carbide composite. 表面処理方法が、アルミニウム−炭化珪素複合体の表面に所定粒度のセラミックス砥粒を加圧気流下で噴霧する方法、所定粒度のセラミックス砥粒を水等の溶媒中に分散させて前記と同様に噴霧する方法、複合体表面を酸又はアルカリにてエッチングする方法から選ばれることを特徴とする請求項１記載のめっき密着性に優れたアルミニウム−炭化珪素複合体の製造方法。The surface treatment method is a method in which ceramic abrasive grains having a predetermined particle size are sprayed on the surface of the aluminum-silicon carbide composite under a pressurized air flow, and ceramic abrasive particles having a predetermined particle size are dispersed in a solvent such as water and sprayed in the same manner as described above. The method for producing an aluminum-silicon carbide composite excellent in plating adhesion according to claim 1, wherein the method is selected from a method of etching and a method of etching the surface of the composite with an acid or an alkali. 請求項１又は２記載の製造方法により得られるアルミニウム−炭化珪素複合体に金属めっきを施してなり、前記金属めっきのピール強度が１０．５ｋＮ／ｍ以上であることを特徴とするアルミニウム−炭化珪素複合体。An aluminum-silicon carbide obtained by performing metal plating on the aluminum-silicon carbide composite obtained by the production method according to claim 1 or 2, wherein a peel strength of the metal plating is 10.5 kN / m or more. Complex.

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