JP4764357B2 - Aluminum-ceramic composite and method for producing the same - Google Patents
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Description
本発明は、アルミニウム−セラミックス複合体及びその製造方法に関する。 The present invention relates to an aluminum-ceramic composite and a method for producing the same.
セラミックスを分散粒子として添加し、マトリックスを金属とする金属−セラミックス複合体は、金属とセラミックスの両方の特性を兼ね備えており、セラミックスの持つ低熱膨張特性、高剛性等の特徴を活かしながら、金属の持つ高靱性、加工性を付加した材料であり、いろいろな分野での利用が期待されている。従来、この様な材料としては、Ｃｕ−Ｗ、Ｃｕ−Ｍｏ等の材料が検討されていたが、比重が大きく、大型の装置部品として用いる場合に問題があり、機械装置メーカー等の業界より、次世代材料として金属−セラミックス複合体が注目されている。 Metal-ceramic composites with ceramics added as dispersed particles and a matrix as a metal combine the characteristics of both metals and ceramics, while taking advantage of the characteristics of ceramics such as low thermal expansion and high rigidity. It is a material with added high toughness and workability, and is expected to be used in various fields. Conventionally, materials such as Cu-W and Cu-Mo have been studied as such materials, but the specific gravity is large and there is a problem when used as a large-sized device part. Metal-ceramic composites are attracting attention as next-generation materials.
金属−セラミックス複合体としては、金属としてアルミニウムをマトリックスとする材料が、近年、活発に研究されている（特許文献１）。アルミニウムは、軽量で熱伝導特性に優れ且つ融点が低い為、比較的容易に複合化できる特徴がある。この様な、アルミニウム−セラミックス複合体の製造方法としては、従来、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アルミニウム合金を含浸するものが知られており、セラミックス粒子又は繊維による多孔体（以下プリフォームと云う）を作製し、高温、高圧下でアルミニウム合金を複合化させる方法である。
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）、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）等の製法がある。
As for the production method of the aluminum-ceramic composite, in addition to the high-pressure forging method, non-pressure impregnation method in which impregnation is performed without applying pressure (Patent Document 2), ceramic powder and aluminum powder are mixed, and temperature and pressure are applied. There is a manufacturing method such as a powder metallurgy method (Patent Document 3).
粉末冶金法や非加圧含浸法では、溶解している金属がセラミックス粒子に濡れ難い為、強化材を多くすると強化材の均一な混合が難しくなり、強化材を高充填した複合体の製造が難しいという課題があった。従来の複合体の製造方法においては、強化材の充填量が少なく、高剛性や低熱膨張が要求される用途には用いることができなかった。無理に強化材の含有率を上げると、強化材の界面と金属の濡れ性が確保できず、熱伝導率、強度の低下等の課題が発生する。 In powder metallurgy and non-pressure impregnation methods, the dissolved metal is difficult to get wet with the ceramic particles. There was a difficult problem. In the conventional method for producing a composite, the filling amount of the reinforcing material is small, and it cannot be used for applications requiring high rigidity and low thermal expansion. When the content of the reinforcing material is forcibly increased, the interface between the reinforcing material and the metal cannot be secured, and problems such as a decrease in thermal conductivity and strength occur.
半導体製造治具等として、熱膨張率の小さいチタンやアルミニウム−セラミックス複合体を用いることが検討されているが、チタンやアルミニウム−セラミックス複合体は、非常に硬く加工が難しいため、穴加工や溝加工を必要とする部材では、加工費用が高価となるといった課題があった。 The use of titanium or aluminum-ceramic composites with a low coefficient of thermal expansion as semiconductor manufacturing jigs, etc. has been studied, but since titanium and aluminum-ceramic composites are very hard and difficult to process, drilling and grooves For members that require processing, there has been a problem that the processing cost is high.
アルミニウム−セラミックス複合体の加工コストを低減する方法として、穴や溝加工する部分を加工性に優れるアルミニウム合金層とする方法が検討されているが、大型部品を作製する場合、加工を施すアルミニウム合金層とアルミニウム−セラミックス複合体の熱膨張差に起因する残留応力により、両者の界面で剥離や、クラックが発生すると云った課題があった。 As a method for reducing the processing cost of an aluminum-ceramic composite, a method of making an aluminum alloy layer with excellent workability at a hole or groove processing portion has been studied, but when manufacturing a large part, an aluminum alloy to be processed There was a problem that peeling or cracking occurred at the interface between the two due to residual stress caused by the difference in thermal expansion between the layer and the aluminum-ceramic composite.
本発明は、上述した課題に鑑みてなされたものであり、その目的は、加工部分の加工性を確保しつつ熱膨張率を調整することで、低熱膨張であり、且つ熱伝導率等の特性が損なわれることのない大型部品にも適用可能なアルミニウム−セラミックス複合体を安価に提供することにある。 The present invention has been made in view of the above-described problems, and its purpose is to adjust the thermal expansion coefficient while ensuring the workability of the processed portion, and to achieve low thermal expansion and characteristics such as thermal conductivity. An object of the present invention is to provide an aluminum-ceramic composite that can be applied to a large-sized component that is not damaged at low cost.
本発明者らは、上記目標を達成するため鋭意検討した結果、被加工部分に最終形状に加工する際に除去される形状より小さい形状のカーボン又は窒化硼素成形体を挿入して、これらとアルミニウム合金を複合化させることで、得られる複合体をアルミニウム−セラミックス複合体と熱膨張差の小さいものとし、両者の界面部分に発生する残留応力を低減させ、加工時に発生するクラック等を低減すると共に、加工性を改善した。更に、強化材であるセラミックスとその含有率を調整し、得られる複合体の特性を調整することができるという知見を得て本発明を完成した。以下本発明について詳細に説明する。 As a result of intensive investigations to achieve the above-mentioned goal, the present inventors have inserted carbon or boron nitride molded bodies having a shape smaller than the shape to be removed when processing into a final shape into the processed portion, and these and aluminum By compounding the alloy, the resulting composite has a small difference in thermal expansion from that of the aluminum-ceramic composite, reduces the residual stress generated at the interface between the two, reduces cracks, etc. that occur during processing. Improved workability. Furthermore, the present invention was completed by obtaining the knowledge that the ceramics which are reinforcing materials and the content thereof can be adjusted, and the characteristics of the resulting composite can be adjusted. The present invention will be described in detail below.
即ち、本発明は、アルミニウム−セラミックス複合体の製造において、
（１）セラミックス多孔体を製品形状より大きな形状に成形又は加工し、且つ、穴部及び溝部を最終形状より大きな形状に成形又は加工する工程、
（２）最終形状に加工する際に除去される部分より小さい形状のカーボン又は窒化硼素成形体をセラミックス繊維で円周方向に包み穴部に挿入する工程及び溝部にセラミックス繊維を配し、更に、最終形状に加工する際に除去される部分より小さい形状のカーボン又は窒化硼素成形体を溝部に挿入する工程、
（３）アルミニウムを主成分とする金属を含浸する工程、
（４）アルミニウム−セラミックス複合体外周部のアルミニウムを主成分とする層を除去し、穴部及び溝部分を最終形状に加工する工程、
を経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。
That is, the present invention provides an aluminum-ceramic composite,
(1) forming or processing the ceramic porous body into a shape larger than the product shape, and forming or processing the hole and groove into a shape larger than the final shape;
(2) A step of inserting a carbon or boron nitride molded body having a shape smaller than a portion removed when processing into a final shape with ceramic fibers in the circumferential direction and inserting the ceramic fibers in the groove portion, and further, Inserting a carbon or boron nitride molded body having a shape smaller than a portion to be removed when processing into a final shape into the groove ,
(3) impregnating a metal mainly composed of aluminum;
(4) The step of removing the aluminum-ceramic composite outer peripheral layer containing aluminum as a main component and processing the hole and the groove into a final shape;
It is a manufacturing method of the aluminum-ceramics composite characterized by passing through.
また、本発明は、セラミックス繊維が、アルミナ、シリカ又はカーボンを含有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の製造方法である。 Moreover, this invention is a manufacturing method of the aluminum-ceramics composite body whose ceramic fiber contains an alumina, a silica, or carbon.
更に、本発明は、上記製造方法により得られたアルミニウム−セラミックス複合体であって、平板状で、両主面においてアルミニウム−セラミックス複合体が露出してなることを特徴とする構造部品である。 Furthermore, the present invention is an aluminum-ceramic composite body obtained by the above-described manufacturing method, which is a flat plate and has a structure in which the aluminum-ceramic composite body is exposed on both main surfaces.
加えて、本発明は、セラミックス多孔体が、炭化珪素、窒化珪素、窒化アルミニウム、アルミナの少なくとも１種以上からなることを特徴とする構造部品であり、温度２５℃の熱伝導率が１２０Ｗ／ｍＫ以上、並びに、温度１５０℃の熱膨張係数が１０×１０−６／Ｋ以下であることを特徴とする構造部品である。 In addition, the present invention is a structural component in which the ceramic porous body is made of at least one of silicon carbide, silicon nitride, aluminum nitride, and alumina, and has a thermal conductivity of 120 W / mK at a temperature of 25 ° C. In addition, the structural component is characterized in that the coefficient of thermal expansion at a temperature of 150 ° C. is 10 × 10 −6 / K or less.
本発明の放熱部品は、低熱膨張、並びに高熱伝導という特性を有しており、半導体製造治具等の大型の装置部品として用いる放熱部品として好適である。加えて、穴部及び溝部分を加工性に優れるアルミニウム−セラミックス繊維複合体とすることで加工費用が抑えられ、特性の優れた放熱部品を安価に提供することができる。 The heat dissipation component of the present invention has characteristics of low thermal expansion and high thermal conductivity, and is suitable as a heat dissipation component used as a large-sized device component such as a semiconductor manufacturing jig. In addition, by making the hole part and the groove part into an aluminum-ceramic fiber composite having excellent processability, the processing cost can be suppressed, and a heat dissipation component having excellent characteristics can be provided at low cost.
アルミニウム−セラミックス複合体の製法は、大別すると含浸法と粉末冶金法の２種がある。このうち大型部品としては、熱伝導率等の特性面から、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。高圧鍛造法には、溶湯鍛造法とダイキャスト法がある。 The manufacturing method of the aluminum-ceramic composite can be roughly classified into two types: an impregnation method and a powder metallurgy method. Of these, the large parts are actually commercialized by impregnation methods from the viewpoint of characteristics such as thermal conductivity. There are various methods of impregnation, and there are a method of performing under normal pressure and a method of performing under high pressure (high pressure forging method). High pressure forging methods include a molten metal forging method and a die casting method.
本発明に好適な方法は、高圧下で含浸を行う高圧鍛造法であり、大型で緻密な複合体を得るには溶湯鍛造法が好ましい。高圧鍛造法は、高圧容器内に、セラミックスのプリフォームを装填し、これにアルミニウム合金の溶湯を高温、高圧下で含浸させて複合体を得る方法である。 A method suitable for the present invention is a high-pressure forging method in which impregnation is performed under high pressure, and a molten metal forging method is preferable for obtaining a large and dense composite. The high-pressure forging method is a method in which a ceramic preform is loaded into a high-pressure vessel, and a molten aluminum alloy is impregnated at a high temperature and high pressure to obtain a composite.
以下、本発明について、溶湯鍛造法による製法例を説明する。原料であるセラミックス粉末（必要に応じて例えばシリカ等の結合材を添加する）を、成形、焼成してプリフォームを作製する。得られたプリフォームは、所定の平面度を確保する為に、必要に応じて面加工を行う場合もある。また、最終製品で穴加工や溝加工を施す部分については、最終製品での穴寸法や溝寸法より大きな寸法の穴や溝を、プリフォームに加工する。一方、厚み及び外周形状は、最終製品にてアルミニウム−セラミックス複合体を露出させるために、最終製品の厚み寸法や外形寸法より大きな寸法とする。 Hereinafter, the example of a manufacturing method by the molten metal forging method is demonstrated about this invention. Ceramic powder as a raw material (adding a binder such as silica as necessary) is molded and fired to prepare a preform. The obtained preform may be subjected to surface processing as necessary in order to ensure a predetermined flatness. In addition, with respect to a portion to be subjected to hole processing or groove processing in the final product, holes or grooves having dimensions larger than those of the final product are processed into a preform. On the other hand, in order to expose the aluminum-ceramic composite in the final product, the thickness and the outer peripheral shape are set to dimensions larger than the thickness dimension and the outer dimension of the final product.
次に、図１に示す様に、プリフォームに穴加工、溝加工を施した部分にセラミックス繊維を配した後、更に、最終形状に加工する際に除去される部分より小さい形状のカーボン又は窒化硼素成形体を挿入する。これらの部分は、後述する含浸工程を経て、アルミニウム−セラミックス繊維複合体及びアルミニウム−カーボン複合体又はアルミニウム−窒化硼素複合体となる（図２）。アルミニウム−セラミックス繊維複合体、アルミニウム−カーボン複合体及びアルミニウム−窒化硼素複合体は、加工性に優れ、穴加工、溝加工等を行う場合に、通常の機械加工で容易に加工することができる。 Next, as shown in FIG. 1, after placing ceramic fibers in the hole-drilled and grooved parts of the preform, carbon or nitridized in a smaller shape than the part removed when further processed into the final shape Insert the boron compact. These portions become an aluminum-ceramic fiber composite and an aluminum-carbon composite or an aluminum-boron nitride composite through an impregnation step described later (FIG. 2). Aluminum-ceramic fiber composites, aluminum-carbon composites, and aluminum-boron nitride composites are excellent in processability, and can be easily processed by ordinary machining when performing drilling, grooving, and the like.
アルミニウム−カーボン複合体及びアルミニウム−窒化硼素複合体は、加工性に優れる反面、製品表面に露出した場合、ダスト発生や、欠け等の機械的特性の問題があり、半導体製造装置等の部材として用いるには好ましくない。このため、本発明では、最終製品形状に加工した際に、除去される部分より小さい形状のカーボン又は窒化硼素成形体を挿入することで、アルミニウム−カーボン複合体又はアルミニウム−窒化硼素複合体を加工時に除去することができる。用いるカーボン又は窒化硼素成形体の気孔率は、複合体とした際の熱膨張率をアルミニウム−セラミックス複合体に近づける必要性から４０体積％以下であり、好ましくは、２０体積％以下である。 Aluminum-carbon composites and aluminum-boron nitride composites are excellent in workability, but when exposed on the product surface, there are problems with mechanical properties such as dust generation and chipping, and they are used as members of semiconductor manufacturing equipment and the like. Is not preferred. Therefore, in the present invention, when processing into the final product shape, a carbon or boron nitride molded body having a shape smaller than the portion to be removed is inserted to process the aluminum-carbon composite or the aluminum-boron nitride composite. Sometimes it can be removed. The porosity of the carbon or boron nitride molded body to be used is 40% by volume or less, preferably 20% by volume or less, because it is necessary to make the thermal expansion coefficient close to that of the aluminum-ceramic composite.
本発明で用いるセラミックス繊維は、アルミナ、シリカ又はカーボンを含有するセラミックス繊維が好ましい。当該セラミックス繊維は、上述したカーボン又は窒化硼素成形体とプリフォームの位置関係を保つスペーサーとしての機能があると同時に、セラミックス繊維等を充填して複合化すると、アルミニウム合金部分の強度向上に効果がある。更に、アルミニウム合金部を取り囲む複合体部との熱膨張差を小さくすることにより、アルミニウム合金と複合体の境界部に発生する応力を低減する効果もある。このため、セラミックス繊維としては、アルミニウム合金との濡れ性、複合化時の高温での安定性、更には、熱膨張率の制御の面から、アルミナ、シリカ又はカーボンを含有するセラミックス繊維が好ましい。 The ceramic fiber used in the present invention is preferably a ceramic fiber containing alumina, silica or carbon. The ceramic fiber has a function as a spacer for maintaining the positional relationship between the carbon or boron nitride molded body and the preform described above, and at the same time, if the ceramic fiber is filled and combined, it is effective in improving the strength of the aluminum alloy portion. is there. Furthermore, by reducing the difference in thermal expansion from the composite part surrounding the aluminum alloy part, there is an effect of reducing the stress generated at the boundary part between the aluminum alloy and the composite part. For this reason, as the ceramic fiber, ceramic fiber containing alumina, silica or carbon is preferable from the viewpoints of wettability with an aluminum alloy, stability at high temperature at the time of compounding, and control of thermal expansion coefficient.
本発明のアルミニウム−セラミックス複合体に用いられるセラミックスは、炭化珪素、窒化珪素、窒化アルミニウム、アルミナの群から選ばれる少なくとも１種以上からなることが好ましい。本発明のアルミニウム−セラミックス複合体は、その用途から高熱伝導性が要求される。アルミニウム−セラミックス複合体の熱伝導率は、セラミックス材料自体の熱伝導率と、アルミニウム合金との界面状態により決まる。この為、セラミックス材料は、熱伝導率、アルミニウム合金との濡れ性、並びに密着性の点から、炭化珪素、窒化珪素、窒化アルミニウム、アルミナの群から選ばれることが好ましい。更に、本発明に係る多孔体には、本発明の前記効果を阻害しない限りに於いて、少量のシリカ、アルミナ、マグネシア等の酸化物又は複合酸化物を含有することもできる。 The ceramic used for the aluminum-ceramic composite of the present invention is preferably composed of at least one selected from the group consisting of silicon carbide, silicon nitride, aluminum nitride, and alumina. The aluminum-ceramic composite of the present invention is required to have high thermal conductivity from its application. The thermal conductivity of the aluminum-ceramic composite is determined by the thermal conductivity of the ceramic material itself and the interface state with the aluminum alloy. For this reason, the ceramic material is preferably selected from the group of silicon carbide, silicon nitride, aluminum nitride, and alumina from the viewpoints of thermal conductivity, wettability with an aluminum alloy, and adhesion. Furthermore, the porous body according to the present invention may contain a small amount of an oxide or composite oxide such as silica, alumina, magnesia and the like as long as the effects of the present invention are not impaired.
本発明に係るプリフォームの製造方法に関して特に制限はなく、公知の方法で製造することが可能である。例えば、セラミックスが炭化珪素の場合、炭化珪素粉末にコロイダルシリカ或いはアルミナ等を結合材として添加して混合、成形し、８００℃以上で焼成することによって得ることができる。成形方法についても特に制限は無く、プレス成形、押し出し成形、鋳込み成形等公知の方法を用いることができ、必要に応じて保形用バインダーの併用が可能である。 There is no restriction | limiting in particular regarding the manufacturing method of the preform which concerns on this invention, It can manufacture by a well-known method. For example, when the ceramic is silicon carbide, it can be obtained by adding colloidal silica or alumina as a binder to the silicon carbide powder, mixing, molding, and firing at 800 ° C. or higher. There is no restriction | limiting in particular also about a shaping | molding method, Well-known methods, such as press molding, extrusion molding, and casting, can be used, and the shape-retaining binder can be used together as needed.
本発明に用いるプリフォームの気孔率は、１０〜５０体積％が好ましく、１５〜４０体積％がより好ましい。アルミニウム−セラミックス複合体の特性、特に膨張係数は、用いるセラミックスの膨張係数、弾性率とその含有量により決まる。本発明のアルミニウム−セラミックス複合体を、例えば静電チャックモジュールの放熱部品として用いる場合、静電チャックの素材（アルミナ、窒化アルミニウム等）との膨張係数の差が大きくなると、接合時に接合部に応力が発生し、部品が反る場合がある。この為、アルミニウム−セラミックス複合体の膨張係数を小さくする為、気孔率の上限は５０体積％が好ましく、４０体積％がより好ましい。一方、気孔率が１０体積％未満では、アルミニウム合金との複合化が難しく、複合化時に気孔が残留する等の弊害が生じ、その結果、熱伝導率が低下する場合がある。プリフォームの気孔率は、用いるセラミックス粉末の種類、粒子形態、粒度及び配合比を調整することにより制御できる。また、プリフォームの気孔率は、成形方法によっても調整することができる。 10-50 volume% is preferable and, as for the porosity of the preform used for this invention, 15-40 volume% is more preferable. The characteristics of the aluminum-ceramic composite, particularly the expansion coefficient, are determined by the expansion coefficient, elastic modulus and content of the ceramic used. When the aluminum-ceramic composite of the present invention is used as, for example, a heat radiating component of an electrostatic chuck module, if the difference in expansion coefficient from the electrostatic chuck material (alumina, aluminum nitride, etc.) increases, May occur and parts may warp. For this reason, in order to reduce the expansion coefficient of the aluminum-ceramic composite, the upper limit of the porosity is preferably 50% by volume, more preferably 40% by volume. On the other hand, when the porosity is less than 10% by volume, it is difficult to form a composite with an aluminum alloy, and there are problems such as pores remaining during the composite, resulting in a decrease in thermal conductivity. The porosity of the preform can be controlled by adjusting the type, particle form, particle size and blending ratio of the ceramic powder used. Further, the porosity of the preform can be adjusted by a molding method.
プリフォームを積層して一つのブロックとする方法は特に限定されるものではないが、例えば、次の方法が挙げられる。前記プリフォームを、離型剤を塗布した離型板で挟み積層して一つのブロックとする方法、前記プリフォームの両面に、アルミナまたはシリカを主成分とする繊維を直接接するように配置し、離型板で挟み、一つのブロックとする方法である。 The method of laminating the preform to form one block is not particularly limited, but for example, the following method may be mentioned. A method in which the preform is sandwiched and laminated with a release plate coated with a release agent to form one block, arranged on both surfaces of the preform so that fibers mainly composed of alumina or silica are in direct contact with each other, It is a method of sandwiching between release plates to form one block.
前記ブロックを５００〜７５０℃程度で予備加熱後、高圧容器内に１個または２個以上配置し、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給湯して２０ＭＰａ以上の圧力で加圧し、アルミニウム合金をプリフォームの空隙中に含浸させることで、アルミニウム−セラミックス複合体が得られる。なお、含浸時の歪み除去の目的で、含浸品のアニール処理を行うこともある。 After preheating the block at about 500 to 750 ° C., one or more of them are placed in a high-pressure vessel, and a molten aluminum alloy is supplied as quickly as possible to prevent the temperature of the block from dropping, and at a pressure of 20 MPa or more. The aluminum-ceramic composite is obtained by pressurizing and impregnating the aluminum alloy into the voids of the preform. For the purpose of removing distortion during impregnation, the impregnated product may be annealed.
本発明のアルミニウム−セラミックス複合体中のアルミニウム合金は、アルミニウムの他にマグネシウム等が含まれることがある。このようなアルミニウム合金として、例えばマグネシウム０．２〜３質量％含有したアルミニウム合金を用いる場合がある。マグネシウムを含有させることにより、セラミックス粒子と金属部分との結合がより強固になり好ましい。更に、含浸時にプリフォームの空隙内に十分にアルミニウム合金を浸透させるため、アルミニウム合金の融点がなるべく低いことが好ましいため、例えばシリコンを５〜２５質量％含有したアルミニウム合金を用いる場合もある。アルミニウム合金中のアルミニウム、マグネシウム以外の金属成分に関しては、極端に特性が変化しない範囲であれば特に制限はなく、例えば銅等が含まれていても良い。 The aluminum alloy in the aluminum-ceramic composite of the present invention may contain magnesium or the like in addition to aluminum. As such an aluminum alloy, for example, an aluminum alloy containing 0.2 to 3% by mass of magnesium may be used. By containing magnesium, the bond between the ceramic particles and the metal portion becomes stronger, which is preferable. Furthermore, since the aluminum alloy is sufficiently penetrated into the voids of the preform at the time of impregnation, the melting point of the aluminum alloy is preferably as low as possible. For example, an aluminum alloy containing 5 to 25% by mass of silicon may be used. The metal components other than aluminum and magnesium in the aluminum alloy are not particularly limited as long as the characteristics do not change extremely. For example, copper or the like may be included.
得られたアルミニウム−セラミックス複合体の加工方法の例を説明する。本発明のアルミニウム−セラミックス複合体は、高圧鍛造法で作製するため、周囲をアルミニウム合金で覆われている。先ず、この表面アルミニウム合金層をグラインダー等で除去した後、ダイヤモンド製の工具を用いて平面研削盤等により面加工を行い平板状のアルミニウム−セラミックス複合体とする。尚、表面のアルミニウム合金層を除去せずに、直接、ダイヤモンド製の工具を用いて平面研削盤等により面加工することもできる。次に、マシニングセンター、ウォータージェット加工機、放電加工機等により、外周加工、溝加工及び穴加工を行う。特に、複雑なタップ穴等を加工する場合、必要に応じて穴部の強度向上の目的でステンレス製のヘリサートを挿入することもある。前述したように、予め穴加工や溝加工を行う部分のプリフォームを最終形状より大きめに加工しているため、この部分は、アルミニウム−セラミックス繊維複合体及びアルミニウム−カーボン複合体又はアルミニウム−窒化硼素複合体となり、通常の機械加工により容易に加工することができ、加工コストを低減できる。 An example of a method for processing the obtained aluminum-ceramic composite will be described. Since the aluminum-ceramic composite of the present invention is produced by a high-pressure forging method, the periphery is covered with an aluminum alloy. First, this surface aluminum alloy layer is removed with a grinder or the like, and then surface processing is performed with a surface grinder using a diamond tool to obtain a flat aluminum-ceramic composite. In addition, it is also possible to directly perform surface processing with a surface grinder or the like using a diamond tool without removing the surface aluminum alloy layer. Next, peripheral machining, grooving, and hole machining are performed by a machining center, a water jet machining machine, an electric discharge machine, or the like. In particular, when processing a complicated tap hole or the like, a stainless steel helicate may be inserted as needed for the purpose of improving the strength of the hole. As described above, since the preform of the portion to be drilled or grooved is processed to be larger than the final shape in advance, this portion is made of an aluminum-ceramic fiber composite and an aluminum-carbon composite or aluminum-boron nitride. It becomes a composite and can be easily processed by ordinary machining, and the processing cost can be reduced.
本発明のアルミニウム−セラミックス複合体は、上述した加工を行うことにより、平板で両主面においてアルミニウム−セラミックス複合体が露出してなることを特徴とする。表面のアルミニウム合金層が完全に除去できず残留した場合、アルミニウム−セラミックス複合体とアルミニウム合金層の熱膨張率の差より、使用時の温度変化で反りが発生し、温度勾配のある環境下で高精度の平坦度等が要求される用途で用いられる治具、例えば半導体製造治具等に用いる場合、必要とする平坦度等が確保できなくなることがある。 The aluminum-ceramic composite of the present invention is characterized in that the aluminum-ceramic composite is exposed on both main surfaces of a flat plate by performing the above-described processing. If the aluminum alloy layer on the surface cannot be completely removed and remains, warping occurs due to temperature changes during use due to the difference in thermal expansion coefficient between the aluminum-ceramic composite and the aluminum alloy layer, and in an environment with a temperature gradient. When used for jigs used in applications requiring high precision flatness, for example, semiconductor manufacturing jigs, the required flatness may not be ensured.
本発明のアルミニウム−セラミックス複合体は、温度１５０℃の熱膨張係数が１０×１０−６／Ｋ以下であることが好ましく、温度勾配のある環境下で高精度の平坦度等が要求される用途で用いられる治具、例えば半導体製造治具等に好適である。温度１５０℃の熱膨張係数が１０×１０−６／Ｋを超えると、上記した半導体製造治具等に用いる場合、使用時の微妙な温度勾配により、複合体自体の熱膨張により平坦度等が確保できなくなることがある。熱膨張係数については、例えばセラミックス製の静電チャック等の部材と接合して用いる場合、接合する部材の熱膨張係数に合わせることが好ましい。 The aluminum-ceramic composite of the present invention preferably has a thermal expansion coefficient of 10 × 10 −6 / K or less at a temperature of 150 ° C., and uses that require high-precision flatness in an environment with a temperature gradient. It is suitable for a jig used in the above, for example, a semiconductor manufacturing jig. When the thermal expansion coefficient at a temperature of 150 ° C. exceeds 10 × 10 −6 / K, the flatness and the like may be reduced due to the thermal expansion of the composite itself due to a subtle temperature gradient when used in the semiconductor manufacturing jig described above. It may become impossible to secure. About a thermal expansion coefficient, when joining and using members, such as ceramic electrostatic chucks, for example, it is preferable to match | combine with the thermal expansion coefficient of the member to join.
また、本発明の複合体は、温度２５℃における熱伝導率が１２０Ｗ／ｍＫ以上であることが好ましい。これは、放熱が要求される部品に用いる場合に好適であり、且つ上記した半導体製造治具等に用いる場合にも、熱伝導特性に優れる材料は、複合体自他の熱勾配を低減する効果があり好ましい。 The composite of the present invention preferably has a thermal conductivity of 120 W / mK or higher at a temperature of 25 ° C. This is suitable for use in parts that require heat dissipation, and even when used in the above-mentioned semiconductor manufacturing jigs, etc., the material having excellent heat conduction characteristics is effective in reducing the thermal gradient of the composite itself. Is preferable.
（実施例１）
炭化珪素（以下、ＳｉＣという）粉末Ａ（大平洋ランダム社製：ＮＧ−８０、平均粒径：２００μｍ）１０００ｇ、炭化珪素粉末Ｂ（大平洋ランダム社製：ＮＧ−１５０、平均粒径：１００μｍ）１０００ｇ、炭化珪素粉末Ｃ（屋久島電工社製：ＧＣ−１０００Ｆ、平均粒径：１０μｍ）１０００ｇ、及びシリカゾル（日産化学社製：スノーテックス）３００ｇを秤取し、攪拌混合機で３０分間混合した後、３２０ｍｍ×２４０ｍｍ×２０ｍｍの寸法の平板状に圧力１０ＭＰａでプレス成形した。
Example 1
1000 g of silicon carbide (hereinafter referred to as SiC) powder A (manufactured by Taiyo Random Company: NG-80, average particle size: 200 μm), silicon carbide powder B (manufactured by Taiyo Random Company: NG-150, average particle size: 100 μm) 1000 g, 1000 g of silicon carbide powder C (manufactured by Yakushima Electric Works: GC-1000F, average particle size: 10 μm) and 300 g of silica sol (manufactured by Nissan Chemical Industries: Snowtex) are weighed and mixed for 30 minutes with a stirring mixer. , 320 mm × 240 mm × 20 mm in a flat plate shape with a pressure of 10 MPa.
得られた成形体を、温度１２０℃で２時間乾燥後、大気中、温度９５０℃で２時間焼成して、気孔率が３０％のＳｉＣプリフォームを得た。得られたＳｉＣプリフォームは、平面研削盤でダイヤモンド製の砥石を用いて、１５ｍｍの厚みに面加工した後、マシニングセンターで外形寸法が３１０×２３０ｍｍの形状に外周部を加工した。 The obtained molded body was dried at a temperature of 120 ° C. for 2 hours and then fired in the atmosphere at a temperature of 950 ° C. for 2 hours to obtain a SiC preform having a porosity of 30%. The obtained SiC preform was subjected to surface processing to a thickness of 15 mm using a diamond grindstone with a surface grinder, and then the outer peripheral portion was processed into a shape with an external dimension of 310 × 230 mm using a machining center.
得られたＳｉＣプリフォームは、図１の形状にダイヤモンド製の工具を用いてΦ１２ｍｍの穴及び２５２ｍｍ×２０２ｍｍ×１０ｍｍｔの溝加工を行った。次に、Φ９ｍｍの気孔率１５％のカーボン材を、２ｍｍｔのアルミナ／シリカ繊維（アルミナ／シリカ＝９５／５）で円周方向に包み、６カ所の穴部に挿入した。また、２４８ｍｍ×１９８ｍｍ×８ｍｍｔの気孔率１５％のカーボン材を、２ｍｍｔのアルミナ／シリカ繊維（アルミナ／シリカ＝９５／５）を介してＳｉＣプリフォームの溝部分に挿入した。その後、個々に、両面をカーボンコートした３３０ｍｍ×２５５ｍｍ×０．８ｍｍの寸法のステンレス板で挟んで、上下に１２ｍｍ厚みの鉄板を配置して、Ｍ１０のボルト８本で連結して一つのブロックとした。次に、このブロックを電気炉で７００℃に予備加熱した後、あらかじめ加熱しておいた内径５００ｍｍのプレス型内に収め、マグネシウムを０．８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２５分間加圧してＳｉＣプリフォームにアルミニウム合金を含浸させた。室温まで冷却した後、湿式バンドソーにて離型板の形状に沿って切断し、挟んだステンレス板をはがした後、含浸時の歪み除去のために５３０℃の温度で３時間アニール処理を行い、アルミニウム−炭化珪素複合体を得た。 The obtained SiC preform was subjected to Φ12 mm hole and 252 mm × 202 mm × 10 mmt groove processing using a diamond tool in the shape of FIG. Next, a carbon material with a porosity of 15% having a diameter of 9 mm was wrapped with 2 mmt of alumina / silica fiber (alumina / silica = 95/5) in the circumferential direction and inserted into six holes. Further, a carbon material of 248 mm × 198 mm × 8 mmt with a porosity of 15% was inserted into a groove portion of the SiC preform via a 2 mmt alumina / silica fiber (alumina / silica = 95/5). Then, individually sandwiched between stainless steel plates with dimensions of 330 mm x 255 mm x 0.8 mm with carbon coating on both sides, 12 mm thick iron plates are placed on top and bottom, and connected with eight M10 bolts to form one block. did. Next, the block was preheated to 700 ° C. in an electric furnace, and then placed in a preheated press mold having an inner diameter of 500 mm, and a molten aluminum alloy containing 0.8% by mass of magnesium was poured, The SiC preform was impregnated with an aluminum alloy by applying pressure for 25 minutes. After cooling to room temperature, cut along the shape of the release plate with a wet band saw, peel off the sandwiched stainless steel plate, and then anneal at 530 ° C for 3 hours to remove strain during impregnation An aluminum-silicon carbide composite was obtained.
得られたアルミニウム−炭化珪素複合体より、研削加工により熱膨張係数測定用試験体（直径３ｍｍ長さ１０ｍｍ）、熱伝導率測定用試験体（２５ｍｍ×２５ｍｍ×１ｍｍ）を作製した。それぞれの試験片を用いて、温度１５０℃の熱膨張係数を熱膨張計（セイコー電子工業社製；ＴＭＡ３００）で、温度２５℃での熱伝導率をレーザーフラッシュ法（アルバック社製；ＴＣ３０００）で測定した。その結果、温度１５０℃の熱膨張係数は６．５×１０-6／Ｋ、温度２５℃での熱伝導率は２１５Ｗ／ｍＫであった。 From the obtained aluminum-silicon carbide composite, a thermal expansion coefficient measurement specimen (diameter 3 mm, length 10 mm) and a thermal conductivity measurement specimen (25 mm × 25 mm × 1 mm) were prepared by grinding. Using each test piece, the thermal expansion coefficient at a temperature of 150 ° C. was measured by a thermal dilatometer (Seiko Electronics Industry Co., Ltd .; TMA300), and the thermal conductivity at a temperature of 25 ° C. was measured by a laser flash method (manufactured by ULVAC; TC3000). It was measured. As a result, the thermal expansion coefficient at a temperature of 150 ° C. was 6.5 × 10 −6 / K, and the thermal conductivity at a temperature of 25 ° C. was 215 W / mK.
次に、得られたアルミニウム−炭化珪素複合体を、平面研削盤にてダイヤモンド工具を用いて、厚みが：１３ｍｍとなるように両面を均一に研削加工した。その後、部材を外形寸法が３００×２２５ｍｍの形状に外周部を研削加工した。次に、研削加工を施したアルミニウム−炭化珪素複合体は、図２の形状にアルミニウム−カーボン複合体部及びアルミニウム−セラミックス繊維複合体部を機械加工し、Φ１０ｍｍの穴及び２５０ｍｍ×２００ｍｍ×８ｍｍｔの溝加工を形成した。得られた加工品は、加工時の歪み除去の為、温度４００℃で１時間の加熱処理を行った後、上下面の平面度が０．０３ｍｍ以下になるように、平面研削盤にて各面を０．５ｍｍ厚み研削加工して構造部品を作製した。得られた構造部品は、穴加工及び溝加工を施した部分のアルミニウム合金層部分とアルミニウム−炭化珪素複合体の境界部分にクラックの発生は無かった。 Next, both sides of the obtained aluminum-silicon carbide composite were uniformly ground using a diamond tool with a surface grinder so that the thickness was 13 mm. Thereafter, the outer peripheral portion of the member was ground into a shape having an outer dimension of 300 × 225 mm. Next, the aluminum-silicon carbide composite subjected to grinding is machined into an aluminum-carbon composite part and an aluminum-ceramic fiber composite part in the shape of FIG. 2, and a φ10 mm hole and 250 mm × 200 mm × 8 mmt Grooving was formed. The obtained processed product was subjected to a heat treatment at a temperature of 400 ° C. for 1 hour to remove distortion during processing, and each surface grinder was adjusted so that the flatness of the upper and lower surfaces was 0.03 mm or less. The surface was ground by 0.5 mm to produce a structural part. In the obtained structural component, no crack was generated in the boundary portion between the aluminum alloy layer portion and the aluminum-silicon carbide composite portion where the hole processing and the groove processing were performed.
（比較例１）
実施例１のＳｉＣプリフォームの穴部及び溝部分に何も配置せずに、両面をカーボンコートした３３０ｍｍ×２５５ｍｍ×０．８ｍｍの寸法のステンレス板で挟んで、上下に１２ｍｍ厚みの鉄板を配置して、Ｍ１０のボルト８本で連結して一つのブロックとした。次に、このブロックを電気炉で７００℃に予備加熱した後、あらかじめ加熱しておいた内径５００ｍｍのプレス型内に収め、マグネシウムを０．８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２５分間加圧してＳｉＣプリフォームにアルミニウム合金を含浸させた。室温まで冷却した後、湿式バンドソーにて離型板の形状に沿って切断し、挟んだステンレス板をはがした後、含浸時の歪み除去のために５３０℃の温度で３時間アニール処理を行い、アルミニウム−炭化珪素複合体を得た。
(Comparative Example 1)
Without placing anything in the holes and groove portions of the SiC preform of Example 1, 12 mm thick iron plates are placed up and down, sandwiched between 330 mm × 255 mm × 0.8 mm size stainless steel plates coated on both sides with carbon. And it connected with eight M10 bolts to form one block. Next, the block was preheated to 700 ° C. in an electric furnace, and then placed in a preheated press mold having an inner diameter of 500 mm, and a molten aluminum alloy containing 0.8% by mass of magnesium was poured, The SiC preform was impregnated with an aluminum alloy by applying pressure for 25 minutes. After cooling to room temperature, cut along the shape of the release plate with a wet band saw, peel off the sandwiched stainless steel plate, and then anneal at 530 ° C for 3 hours to remove strain during impregnation An aluminum-silicon carbide composite was obtained.
得られたアルミニウム−炭化珪素複合体は、溝部分側が凹面となる形状に反っており、その反り量は、長さ２００ｍｍ当たり１．２ｍｍであった。次に、このアルミニウム−炭化珪素複合体を、平面研削盤にてダイヤモンド工具を用いて、厚みが：１２ｍｍとなるように両面を均一に研削加工した。その後、部材を外形寸法が３００×２２５ｍｍの形状に外周部を研削加工した。得られたアルミニウム−炭化珪素複合体は、ＳｉＣプリフォームにΦ１２ｍｍの穴加工を施した部分のアルミニウム合金層部分とアルミニウム−炭化珪素複合体の境界部分にクラックの発生があった。また、ＳｉＣプリフォームに溝加工を施した部分のアルミニウム合金層部分とアルミニウム−炭化珪素複合体の境界部分にも同様のクラックの発生があった。 The obtained aluminum-silicon carbide composite was warped in a shape in which the groove portion side was concave, and the amount of warpage was 1.2 mm per 200 mm length. Next, both sides of this aluminum-silicon carbide composite were uniformly ground using a diamond tool with a surface grinder so that the thickness was 12 mm. Thereafter, the outer peripheral portion of the member was ground into a shape having an outer dimension of 300 × 225 mm. In the obtained aluminum-silicon carbide composite, cracks were generated at the boundary between the aluminum alloy layer and the aluminum-silicon carbide composite in the part where the SiC preform was subjected to Φ12 mm hole machining. Similar cracks were also generated at the boundary between the aluminum alloy layer portion and the aluminum-silicon carbide composite portion where the SiC preform was grooved.
（実施例２）
実施例１にて、穴部及び溝部分に実施例１と同形状の気孔率２０％の窒化硼素材を配置し、アルミニウム合金として、シリコンを１２質量％とマグネシウムを０．８質量％含有するアルミニウム合金の溶湯を用いた以外は、実施例１と同様にしてアルミニウム−炭化珪素複合体を作製した。得られたアルミニウム−炭化珪素複合体より、研削加工により熱膨張係数測定用試験体（直径３ｍｍ長さ１０ｍｍ）、熱伝導率測定用試験体（２５ｍｍ×２５ｍｍ×１ｍｍ）を作製した。それぞれの試験片を用いて、温度１５０℃の熱膨張係数、温度２５℃での熱伝導率を測定した。その結果、温度１５０℃の熱膨張係数は６．１×１０-6／Ｋ、温度２５℃での熱伝導率は２１０Ｗ／ｍＫであった。
(Example 2)
In Example 1, a boron nitride material having a porosity of 20% and having the same shape as in Example 1 is disposed in the hole and groove part, and contains 12% by mass of silicon and 0.8% by mass of magnesium as an aluminum alloy. An aluminum-silicon carbide composite was produced in the same manner as in Example 1 except that a molten aluminum alloy was used. From the obtained aluminum-silicon carbide composite, a thermal expansion coefficient measurement specimen (diameter 3 mm, length 10 mm) and a thermal conductivity measurement specimen (25 mm × 25 mm × 1 mm) were prepared by grinding. Using each test piece, the thermal expansion coefficient at a temperature of 150 ° C. and the thermal conductivity at a temperature of 25 ° C. were measured. As a result, the thermal expansion coefficient at a temperature of 150 ° C. was 6.1 × 10 −6 / K, and the thermal conductivity at a temperature of 25 ° C. was 210 W / mK.
次に、得られたアルミニウム−炭化珪素複合体は、平面研削盤にてダイヤモンド工具を用いて、厚みが：１３ｍｍとなるように両面を均一に研削加工した。その後、部材を外形寸法が３００×２２５ｍｍの形状に外周部を研削加工した。次に、研削加工を施したアルミニウム−炭化珪素複合体は、図２の形状にアルミニウム−カーボン複合体部及びアルミニウム−セラミックス繊維複合体部を機械加工し、Φ１０ｍｍの穴及び２５０ｍｍ×２００ｍｍ×８ｍｍｔの溝加工を形成した。得られた加工品は、上下面の平面度が０．０３ｍｍ以下になるように、平面研削盤にて各面を０．５ｍｍ厚み研削加工して構造部品を作製した。得られた構造部品は、穴加工及び溝加工を施した部分のアルミニウム合金層部分とアルミニウム−炭化珪素複合体の境界部分にクラックの発生は無かった。 Next, both sides of the obtained aluminum-silicon carbide composite were uniformly ground using a diamond tool with a surface grinder so that the thickness was 13 mm. Thereafter, the outer peripheral portion of the member was ground into a shape having an outer dimension of 300 × 225 mm. Next, the aluminum-silicon carbide composite subjected to grinding is machined into an aluminum-carbon composite part and an aluminum-ceramic fiber composite part in the shape of FIG. 2, and a φ10 mm hole and 250 mm × 200 mm × 8 mmt Grooving was formed. The obtained processed product was subjected to 0.5 mm thickness grinding on each surface with a surface grinder so that the flatness of the upper and lower surfaces was 0.03 mm or less to produce a structural part. In the obtained structural component, no crack was generated in the boundary portion between the aluminum alloy layer portion and the aluminum-silicon carbide composite portion where the hole processing and the groove processing were performed.
（実施例３）
炭化珪素（以下、ＳｉＣという）粉末Ａ（大平洋ランダム社製：ＮＧ−８０、平均粒径：２００μｍ）１０００ｇ、炭化珪素粉末Ｂ（大平洋ランダム社製：ＮＧ−１５０、平均粒径：１００μｍ）１０００ｇ、窒化珪素粉末（電気化学工業社製：ＳＮ−９Ｓ、平均粒径：２μｍ）１０００ｇ、及びシリカゾル（日産化学社製：スノーテックス）３００ｇを秤取し、攪拌混合機で３０分間混合した後、３２０ｍｍ×２４０ｍｍ×２０ｍｍの寸法の平板状に圧力１０ＭＰａでプレス成形した。
(Example 3)
1000 g of silicon carbide (hereinafter referred to as SiC) powder A (manufactured by Taiyo Random Company: NG-80, average particle size: 200 μm), silicon carbide powder B (manufactured by Taiyo Random Company: NG-150, average particle size: 100 μm) 1000 g, 1000 g of silicon nitride powder (manufactured by Denki Kagaku Kogyo Co., Ltd .: SN-9S, average particle size: 2 μm), and 300 g of silica sol (Nissan Chemical Co., Ltd .: Snowtex) are weighed and mixed for 30 minutes with a stirring mixer. , 320 mm × 240 mm × 20 mm in a flat plate shape with a pressure of 10 MPa.
得られた成形体を、温度１２０℃で２時間乾燥後、窒素雰囲気中、温度１２００℃で２時間焼成して、気孔率が２５％のプリフォームを得た。得られたプリフォームは、平面研削盤でダイヤモンド製の砥石を用いて、１５ｍｍの厚みに面加工した後、マシニングセンターで外形寸法が３１０×２３０ｍｍの形状に外周部を加工した。 The obtained molded body was dried at a temperature of 120 ° C. for 2 hours and then fired in a nitrogen atmosphere at a temperature of 1200 ° C. for 2 hours to obtain a preform having a porosity of 25%. The obtained preform was subjected to surface processing to a thickness of 15 mm using a diamond grindstone with a surface grinder, and then the outer peripheral portion was processed into a shape having an outer dimension of 310 × 230 mm using a machining center.
得られたプリフォームは、図１の形状にダイヤモンド製の工具を用いてΦ１２ｍｍの穴及び２５２ｍｍ×２０２ｍｍ×１０ｍｍｔの溝加工を行った。次に、Φ９ｍｍの気孔率１５％のカーボン材を、２ｍｍｔのアルミナ／シリカ繊維（アルミナ／シリカ＝９５／５）で円周方向に包み、６カ所の穴部に挿入した。また、２４８ｍｍ×１９８ｍｍ×８ｍｍｔの気孔率１５％のカーボン材を、２ｍｍｔのアルミナ／シリカ繊維（アルミナ／シリカ＝９５／５）を介してプリフォームの溝部分に挿入した。その後、個々に、両面をカーボンコートした３３０ｍｍ×２５５ｍｍ×０．８ｍｍの寸法のステンレス板で挟んで、上下に１２ｍｍ厚みの鉄板を配置して、Ｍ１０のボルト８本で連結して一つのブロックとした。次に、このブロックを電気炉で７００℃に予備加熱した後、あらかじめ加熱しておいた内径５００ｍｍのプレス型内に収め、シリコンを１２質量％とマグネシウムを０．８質量％含有するアルミニウム合金の溶湯を注ぎ、３０ＭＰａの圧力で２５分間加圧してプリフォームにアルミニウム合金を含浸させた。室温まで冷却した後、湿式バンドソーにて離型板の形状に沿って切断し、挟んだステンレス板をはがした後、含浸時の歪み除去のために５３０℃の温度で３時間アニール処理を行い、アルミニウム−炭化珪素／窒化珪素複合体を得た。 The obtained preform was subjected to Φ12 mm hole and 252 mm × 202 mm × 10 mmt groove processing using a diamond tool in the shape of FIG. Next, a carbon material with a porosity of 15% having a diameter of 9 mm was wrapped with 2 mmt of alumina / silica fiber (alumina / silica = 95/5) in the circumferential direction and inserted into six holes. Further, a carbon material of 248 mm × 198 mm × 8 mmt with a porosity of 15% was inserted into a groove portion of the preform through 2 mmt of alumina / silica fiber (alumina / silica = 95/5). Then, individually sandwiched between stainless steel plates with dimensions of 330 mm x 255 mm x 0.8 mm with carbon coating on both sides, 12 mm thick iron plates are placed on top and bottom, and connected with eight M10 bolts to form one block. did. Next, this block was preheated to 700 ° C. in an electric furnace, and then placed in a pre-heated press mold having an inner diameter of 500 mm, and an aluminum alloy containing 12% by mass of silicon and 0.8% by mass of magnesium. The molten metal was poured and pressurized at 30 MPa for 25 minutes to impregnate the preform with the aluminum alloy. After cooling to room temperature, cut along the shape of the release plate with a wet band saw, peel off the sandwiched stainless steel plate, and then anneal at 530 ° C for 3 hours to remove strain during impregnation An aluminum-silicon carbide / silicon nitride composite was obtained.
得られたアルミニウム−炭化珪素／窒化珪素複合体より、研削加工により熱膨張係数測定用試験体（直径３ｍｍ長さ１０ｍｍ）、熱伝導率測定用試験体（２５ｍｍ×２５ｍｍ×１ｍｍ）を作製した。それぞれの試験片を用いて、温度１５０℃の熱膨張係数、温度２５℃での熱伝導率を測定した。その結果、温度１５０℃の熱膨張係数は４．８×１０-6／Ｋ、温度２５℃での熱伝導率は１３５Ｗ／ｍＫであった。 From the obtained aluminum-silicon carbide / silicon nitride composite, a thermal expansion coefficient measurement specimen (diameter 3 mm length 10 mm) and a thermal conductivity measurement specimen (25 mm × 25 mm × 1 mm) were prepared by grinding. Using each test piece, the thermal expansion coefficient at a temperature of 150 ° C. and the thermal conductivity at a temperature of 25 ° C. were measured. As a result, the thermal expansion coefficient at a temperature of 150 ° C. was 4.8 × 10 −6 / K, and the thermal conductivity at a temperature of 25 ° C. was 135 W / mK.
得られたアルミニウム−炭化珪素／窒化珪素複合体は、実施例１と同様の加工及び熱処理を行い、図２の形状の構造部品を作製した。得られた構造部品は、穴加工及び溝加工を施した部分のアルミニウム合金層部分とアルミニウム−炭化珪素複合体の境界部分にクラックの発生は無かった。
The obtained aluminum-silicon carbide / silicon nitride composite was processed and heat-treated in the same manner as in Example 1 to produce a structural component having the shape shown in FIG. In the obtained structural component, no crack was generated in the boundary portion between the aluminum alloy layer portion and the aluminum-silicon carbide composite portion where the hole processing and the groove processing were performed.
１）セラミックス多孔体
２）セラミックス繊維
３）カーボン又は窒化硼素
４）アルミニウム−セラミックス複合体
５）アルミニウム−セラミックス繊維複合体
６）貫通穴（φ１０ｍｍ）
７）溝部（２５０ｍｍ×２００ｍｍ×８ｍｍ）
1) Ceramic porous body 2) Ceramic fiber 3) Carbon or boron nitride 4) Aluminum-ceramic composite 5) Aluminum-ceramic fiber composite 6) Through hole (φ10 mm)
7) Groove (250mm x 200mm x 8mm)
Claims (5)
（１）セラミックス多孔体を製品形状より大きな形状に成形又は加工し、且つ、穴部及び溝部を最終形状より大きな形状に成形又は加工する工程、
（２）最終形状に加工する際に除去される部分より小さい形状のカーボン又は窒化硼素成形体をセラミックス繊維で円周方向に包み穴部に挿入する工程及び溝部にセラミックス繊維を配し、更に、最終形状に加工する際に除去される部分より小さい形状のカーボン又は窒化硼素成形体を溝部に挿入する工程、
（３）アルミニウムを主成分とする金属を含浸する工程、
（４）アルミニウム−セラミックス複合体外周部のアルミニウムを主成分とする層を除去し、穴部及び溝部分を最終形状に加工する工程、
を経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。 In the production of an aluminum-ceramic composite,
(1) forming or processing the ceramic porous body into a shape larger than the product shape, and forming or processing the hole and groove into a shape larger than the final shape;
(2) A step of inserting a carbon or boron nitride molded body having a shape smaller than a portion removed when processing into a final shape with ceramic fibers in the circumferential direction and inserting the ceramic fibers in the groove portion, and further, Inserting a carbon or boron nitride molded body having a shape smaller than a portion to be removed when processing into a final shape into the groove ,
(3) impregnating a metal mainly composed of aluminum;
(4) The step of removing the aluminum-ceramic composite outer peripheral layer containing aluminum as a main component and processing the hole and the groove into a final shape;
The manufacturing method of the aluminum-ceramics composite characterized by passing through.
5. The structural component according to claim 3, wherein the thermal conductivity at a temperature of 25 ° C. is 120 W / mK or more, and the thermal expansion coefficient at a temperature of 150 ° C. is 10 × 10 −6 / K or less.
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