散热基板和该散热基板的制造方法与流程

日期:2019-05-16 04:56:01


本发明涉及CuMo或CuW的散热基板、及其制造方法,所述CuMo或CuW的散热基板安装于高性能的半导体组件的半导体封装体(以下简称为封装体,有时简称为PKG)的,具有(1)适于半导体组件的线膨胀系数和(2)大的热导率,并且(3)在表面具有缺陷少的金属层。



背景技术:

对于半导体组件,有LSI、IGBT功率半导体、电波/光通信用半导体、激光、LED、传感器等用途,根据它们所需的性能,结构也多种多样。半导体组件是由不同的线膨胀系数和不同的热导率的材料构成的、非常高精密的仪器,对于在其PKG中使用的散热基板,也提出了许多各式各样的复合材料、各式各样的形状。

对于半导体组件的散热基板,在PKG的制作、半导体器件的软钎焊中,为了确保性能、寿命,需要适于半导体组件的线膨胀系数。为了使半导体器件的热冷却来确保性能、寿命,热导率也需要高的值。此外,为了接合各种构件、半导体器件,容易实施良好的镀覆也是极其重要的。

另外,若对散热基板的形状进行大致划分,则有厚度3mm以下的数mm见方的底座(submount)、平板、螺纹固定平板、三维形状等,期望容易得到这些形状的制法。

对于高性能的散热基板,最初使用了Cu,但伴随近些年的半导体组件的高性能化而放热量增大,目前为止的Cu线膨胀系数过大,因而在PKG的制造工序和耐久性、进而半导体器件的性能和寿命方面出现了问题。因此,要求具有与高性能半导体组件相对应的线膨胀系数的散热基板。

作为其对策,开发了能够变更/调整线膨胀系数、能够对应于高性能半导体组件的线膨胀系数的CuW系的散热基板,且为了降低成本和获得高热导率而开发了CuMo系的散热基板。进而,作为制作PKG需要轻量化而无银硬钎焊的情况下的应对方式,开发了AlSiC。然而,这些复合材料均存在如下问题:若想得到适合于半导体组件的线膨胀系数,则与Cu相比热导率大幅减少。

CuW系散热基板在室温25℃(以下简记为RT)以上且800℃以下的最大线膨胀系数为10ppm/K以下,是适合作为半导体组件用的线膨胀系数。因此,在制作PKG时,可以在800℃的高温下对线膨胀系数不同的各种构件实施银硬钎焊。另外,在作为半导体器件用途使用时,在200℃以上且400℃以下的温度下进行软钎焊也没有问题,进而,也可对应于一直以来在半导体组件中使用的Si、GaAs器件的结温。因此,CuW被用于IC、LSI、功率半导体、通信用半导体、光器件、激光、传感器等广泛的半导体组件中。

另外,即使在不需要银硬钎焊的半导体组件的情况下,在半导体器件的软钎焊和结温方面也要求具有适合的线膨胀系数。若为在RT以上且800℃以下的范围的最大线膨胀系数为10ppm/K以下的CuW,则不会出现起因于线膨胀系数的问题,因此CuW被广泛地用于更多的半导体组件中。

然而,CuW存在如下问题:在RT下的热导率为200W/m·K以下,与Cu相比大幅减小,于是进行了热导率的改善。虽然进行了通过将Cu的比例增加至30wt%Cu的CuW(图1、表1)来使热导率提高的开发,但温度增高时线膨胀系数超过10ppm/K,因出现这样的问题而未实现实用化。

[表1]

另一方面,CuMo具有如下优点:Mo比W的比重小且粉末价格也便宜,但由于与Cu的润湿性差,因而存在如下问题:在利用熔渗法、烧结法制造时,相对密度(实际的密度相对于假定原料粉末完全致密化了的状态的理论密度的比)变小,无法得到满足作为散热基板所需的特性、品质的材料。因此,开发了通过实施锻造、热压(HP)、轧制等来制造相对密度为99%以上且热导率200W/m·K以上的散热基板的技术并实用化(表1)。然而,CuMo的情况也会产生如下问题:增加了Cu的比例的50wt%Cu以上的高热导率材料(表1),在温度增高时,线膨胀系数超过10ppm/K。

进而,由半导体组件的技术进步带来的高性能化使得Si器件的结温从125℃上升至175℃,由此而进行了采用可在高温下工作的GaN、SiC器件的研究。然而,对于散热基板而言,在某温度下需要程度多高的热导率,尚未公开明确的温度、值。散热基板制造商开发了在RT或100℃下具有250W/m·K以上的热导率、且为了实现最终的Ni系镀覆性的提高的Cu/CuMo/Cu、Cu/Mo/Cu、多层Cu/Mo/Cu等包层材料。然而,基于如下情况可知半导体组件的寿命、性能存在问题:由于双金属现象而发生翘曲;该高热导率材料在100℃以上且200℃以下的温度下线膨胀系数存在高的峰(图1)且该值超过10ppm/K;此外由于在截面具有低热导率的Mo层而使厚度方向的热导率减小。

对目前为止所开发的CuW、CuMo、AlSiC的散热基板进行调查并研究了所必需的特性。

图1中示出CuW、CuMo的代表性的散热基板的温度与线膨胀系数的关系的图。表1中示出了现有的散热基板在RT下的线膨胀系数、和在RT以上且800℃以下的范围内的最大线膨胀系数、和在RT下的热导率的关系。

由该调查结果可知:散热基板在RT以上且800℃以下的范围的最大线膨胀系数为10ppm/K以上的情况下,有时会在PKG制造、半导体组件的性能方面产生问题。另外,可知:对于散热基板的热导率而言,要求在半导体器件达到结温时的散热基板的温度下的值高。

另外还可知:现有的CuW、CuMo、AlSiC的散热基板材料在比RT高的温度下热导率均进一步变小,因此目前不存在如下的散热基板材料:在RT以上且800℃以下的范围内的最大线膨胀系数为10ppm/K以下、且在从100℃至200℃的范围内为250W/m·K以上。

近些年,开始使用结温达到200~225℃的高温的GaN、SiC器件。用于这些器件的散热基板为高热导率、且尺寸大,因此散热基板的温度比半导体器件的温度低。可知:结温为225℃时,散热基板的温度会达到200℃左右,因此需要在200℃下的热导率高的散热基板材料。另外,为了确保半导体组件的性能,而强烈期待开发出在200℃下的线膨胀系数为10ppm/K以下的散热基板。

半导体器件向GaN、SiC的转移使得结温变为超过200℃的值,超过了树脂的使用极限温度。虽然也研究半导体组件的设计通过制成使用了大型的散热基板的PKG而开发了不会达到树脂的极限温度的半导体组件,但由于大型且价格昂贵,存在不经济的问题。因此,需要对陶瓷等耐热性高的构件进行了银硬钎焊的PKG。CuW、CuMo具有与Cu相同程度的可银硬钎焊的耐热性,但存在比Cu的热导率还小这样的问题。因此,期待开发出如下散热基板:在维持被视为适合的线膨胀系数的、在RT以上且800℃以下的最大线膨胀系数为10ppm/K以下这样的必要条件的同时在200℃下的热导率为250W/m·K以上。然而,目前并不存在符合上述必要条件的CuW、CuMo的散热基板材料。

由于AlSiC的耐热性不足,因而无法银硬钎焊,且随着温度增高主要成分的SiC的热导率会大幅降低,因此作为高性能半导体组件的散热基板存在问题。

另外,对于金属金刚石系的散热基板材料,虽然有满足要求特性的散热基板材料,但存在难以确保Ni系镀覆的品质,此外价格昂贵而不适合实用化这样的问题。

此外,对于高性能组件的散热基板而言,存在如下问题:在对半导体器件进行软钎焊时,若孔隙多则阻碍冷却,发生由半导体器件的热导致的破坏、剥离。CuW、CuMo中的Mo/W露出的面与最终的Ni系镀覆的密合性差,因此为了改善密合性而通过实施在每次镀覆时进行热处理的多层镀覆处理以试图解决问题。由于像这样对散热基板的表层进行良好的最终的Ni系镀覆,因此现有的CuW、CuMo要实施多次镀覆处理和热处理,因而存在镀覆费用高这样的问题。

(现有技术的调查)

截至目前,进行了用于试图提高CuMo、CuW的热导率的研究开发并作了报告。

专利文献1中公开了:对10wt%Cu的CuW的散热基板实施Ni-P镀覆并对陶瓷进行了银硬钎焊的LSI的半导体组件。

专利文献2中公开了:利用熔渗法制造的、在相对密度100%的5~22wt%Cu的CuW上接合了陶瓷的半导体组件。另外还记载了:无论Cu多或少,半导体组件的制造、性能均出现问题。

专利文献3中公开了:对增加Cu量并使用粗粒的W粉末来形成骨架、熔渗了Cu的CuW而言提高了热导率的散热基板。

然而,使用粗粒的W粉末来制作相对密度高的CuW的难度很高。另外,热导率大的材质的Cu为30wt%以上(图1),与一直以来的30wt%CuW相同地存在在高温下的线膨胀系数变大这样的问题。

专利文献4中公开了:对利用烧结法制造的相对密度为90~98%、10~70wt%Cu的CuMo进行轧制加工而成的散热基板。

CuMo的线膨胀系数与CuW相同时,热导率差,另外,存在如下问题:为了制成作为适合的线膨胀系数(适于半导体组件的线膨胀系数)的10ppm/K以下而设为50wt%Cu以下的组成时,难以利用烧结法制作相对密度90%以上的复合材料。

专利文献5中公开了:通过热压(以下简记为HP)分多阶段制造Cu/Mo/Cu、Cu/W/Cu的散热基板的方法。

专利文献6中公开了:Cu/CuW/Cu、Cu/CuMo/Cu的散热基板、及使用其的半导体组件。

专利文献7中公开了:使用0.5~8μm的Mo粉末、50μm的Cu粉末,利用烧结法制造相对密度90%以上的复合材料,在650℃以上利用一轴和多轴进行了轧制的良好率高的(裂纹、断裂少的)散热基板的制造方法。然而,在650℃以上的轧制在表层和内部会发生Cu、Mo的氧化而产生裂纹,被轧制性未必好。而且,热导率也非常不稳定,因此作为散热基板存在问题。

专利文献8中公开了:对利用烧结法制造的CuMo进行锻造而使相对密度提高,对其进行轧制而制造的、线膨胀系数为12ppm/K以下的、在200℃下的热导率为230W/m·K以上的散热基板、及使用其的半导体组件。

然而,若对相对密度低的CuMo的复合材料进行冷锻,会发生断裂。另外,在进行热锻时在表层和内部的Cu、Mo发生氧化而容易产生裂纹,被轧制性未必好。进而,热导率也非常不稳定,因此作为散热基板存在问题。

专利文献9中公开了:通过冷轧或温轧对使用2~6μm的Mo粉末来制作骨架并利用在该骨架中浸渗Cu的熔渗法制作的20~60wt%Cu的CuMo进行轧制而制造的、可冲裁加工、3D形状加工的线膨胀系数为7~12ppm/K、热导率为170~280W/m·K的散热基板。

然而,对于不在2~6μm的范围内的Mo粉末例如1μm以下的Mo粉末、超过6μm那样的Mo颗粒的情况,难以制造且可制造的范围窄。另外,在该制法中无法得到被视为适合的线膨胀系数的、在RT以上且800℃以下的最大线膨胀系数为10ppm/K以下、且在温度200℃下的热导率为250W/m·K以上的散热基板。

专利文献10中公开了:Cu/Mo/Cu/Mo/Cu……Cu和Mo层叠而成的包层的散热基板。另外,报告有:即使为少的Mo量也可得到小的线膨胀系数、大的热导率,且表层为Cu而被镀覆性优异。

然而,在高热导率的材质中,存在如下问题:虽然在高温下的线膨胀系数为小的值,但在100~200℃附近存在线膨胀系数的峰,超过作为适合的线膨胀系数的10ppm/K。另外,存在如下问题:相对于平面方向,厚度方向的热导率小。进而,包层材料的上下未取得平衡时,若温度增高则结构上因双金属效果而发生翘曲,因此性能和寿命出现问题。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本特开平4-340752号公报

专利文献2:日本特开平6-13494号公报

专利文献3:日本特开2002-356731号公报

专利文献4:日本特开平5-1255407号公报

专利文献5:日本特开平6-268115号公报

专利文献6:日本特开平6-26117号公报

专利文献7:日本特开平10-72602号公报

专利文献8:日本特开平11-26966号公报

专利文献9:日本特开平11-307701号公报

专利文献10:日本特开2010-56148号公报



技术实现要素:

发明要解决的问题

半导体组件正逐渐高性能化,对于作为散热基板具有成效的CuMo或CuW,强烈期望开发出如下的散热基板:适合作为半导体组件用散热基板的线膨胀系数的RT以上且800℃以下的范围的最大线膨胀系数为10ppm/K以下、在200℃下的热导率为250W/m·K以上。

以往,对于CuW,尝试了通过增加Cu的比例、使用粗粒粉来提高热导率,但这样的高热导率材料存在在高温下的线膨胀系数大于适合作为散热基板的值的10ppm/K的问题而尚未实用化。

另外,对于CuMo也尝试了通过增加Cu的比例、制成包层材料来提高热导率,但这样的高热导率材料也存在线膨胀系数大于适合作为散热基板的值的10ppm/K这样的问题,作为散热基板的用途受到限制。

本发明人进行了现有的CuMo和CuW的各种散热基板的技术调查、测定。表1中示出了在RT以上且800℃以下的最大线膨胀系数与在RT下的热导率的关系图。

没有发现满足热导率为250W/m·K以上这样的条件的材质。另外,温度从RT上升至100℃时热导率变小。进而,达到200℃时热导率会进一步变小。因此,一直以来认为不可能有满足在200℃下热导率为250W/m·K以上的材质。

用于解决问题的方案

为了解决这样的问题,本发明人发现:通过对由粗粒的Mo或W、和Cu构成的CuMo或CuW的合金复合体进行致密化,然后进行横轧,从而可得到在平行于表面的面内的任意方向上、在RT以上且800℃以下的线膨胀系数的最大值为10ppm/K以下、在200℃下的热导率为250W/m·K以上的散热基板。

即,本发明的散热基板的特征在于:

以将Mo或W、和Cu作为主要成分的合金复合体为主体,

在平行于表面的面内的任意方向上、在25℃以上且800℃以下的最大线膨胀系数为10ppm/K以下、在200℃下的热导率为250W/m·K以上。

另外,本发明的散热基板的制造方法的特征在于:

制作将Mo或W、和Cu的混合颗粒作为主要成分的合金复合体,

对所述合金复合体进行致密化,

对所述致密化后的合金复合体进行横轧。

此处,“合金复合体”是指如将金属的粉体、颗粒的混合物压实而成的物质;向金属的粉体群、颗粒群中流入熔融金属并使其固化而成的物质那样,具有一定的自支撑的形状的复合体。本发明的合金复合体可以通过例如对上述混合颗粒进行模压并烧结来制作。另外,还可以利用熔渗法等其它方法来制作合金复合体。

已知的是:使用Mo/W的粗粒粉并利用粉末冶金法来制造合金复合体时,电导率、热导率等特性提高。然而,使用粗粒的Mo/W来制造高的相对密度(实际的合金复合体的密度相对于假定原料粉末完全致密化了的状态的理论密度的比)的合金复合体是非常难的,一直以来使用10μm以下的微粒粉末,进行制造条件的最优化来制作散热基板。对于CuW的情况,利用熔渗法能够制造出可作为散热基板使用的相对密度为99%以上的散热基板。另一方面,对于CuMo的情况,因Cu对Mo的润湿性差而难以制作相对密度为99%以上的散热基板,因此首先制作90%以上的合金复合体,对其进行加热并锻造、轧制等,从而可得到相对密度为99%以上的散热基板。

Mo/W为粗粒时,即使利用CuW的熔渗法也仅能得到相对密度小的合金复合体。对于CuMo的情况,仅能得到相对密度更小的合金复合体,因此存在如下问题:在利用温轧、热轧进行轧制时,在合金复合体的表层部、端部产生裂纹、断裂,由轧制材料得到的良好的部分的量变少。其原因在于:对相对密度小的合金复合体进行温轧、热轧的轧制时,由于强度不足,另外,由于在加热时表层、内部的Cu、Mo、W发生氧化,因而会产生缺陷。

进而,为了得到用于进行良好的轧制的致密的合金复合体,存在需要为高温且高的压力、需要大型的装置、制作大尺寸的合金复合体的难度增大的问题。

特别是,CuMo比CuW轻,且Mo粉末价格便宜。然而,与W相比,Mo对Cu的润湿性差,粗粒的Mo粉末的情况难以得到均可利用熔渗法、烧结法进行轧制的合金复合体。因此,存在如下问题:即使进行轧制,制造CuMo的难度也高这样的问题。然而,与CuW相比,CuMo中Mo的原料费用便宜,且作为散热基板为轻量,具有最多的使用效果,因此强烈要求CuMo的在RT以上且800℃以下的线膨胀系数的最大值为10ppm/K以下、在200℃下的热导率为250W/m·K以上的散热基板。另一方面,CuW的机械加工性优异,因此要求能够用于3D形状品的散热基板。

本发明人使用60μm的Mo粉末并利用熔渗法和烧结法来制作40wt%Cu的CuMo,除去这些合金复合体的表层部,重复进行温轧的450℃下的低压下率的横轧,自得到的轧制材料的良好的部分上切取测定试样并测定线膨胀系数和热导率。其结果,确认了利用熔渗法和烧结法得到的合金复合体的测定值没有显著差异。

然而,由于轧制体的内部的裂纹、氧化,与现有的40wt%Cu的CuMo相比,热导率大幅减小。另外,为了确认被镀覆性,与现有的CuMo相同地,针对如下2种镀层:在对该合金复合体进行热处理后,通过5μm的Ni镀覆处理、热处理、3μm的Ni-B镀覆处理进行了多层镀覆处理的镀层;对合金复合体直接进行3μm的Ni-B镀覆处理作为单层镀覆的镀层,进行在大气中、400℃下保持30分钟的隆起试验,结果产生了多个隆起。判断隆起的原因是由于散热基板的表层氧化,在热处理时产生Mo的脱落、毛刺等缺陷。

另外,CuW的情况下,利用熔渗法和烧结法来制作合金复合体,在轧制后进行了确认,得到与CuMo相同的结果。

另外,与上述相同地,使用60μm的Mo粉末,利用熔渗法和烧结法来制作40wt%Cu的CuMo。除去这些合金复合体的表层部,为了防止氧化而用不锈钢(以下简记为SUS)制的盒子通过装罐进行密封(图2),在800℃下进行横轧来制作相对密度99%以上的合金复合体。将该合金复合体从SUS盒子中取出,并在氢气中在950℃下进行60分钟的固相烧结,从而使氧化物还原而修复了轧制时的缺陷。然后,形成厚度10μm的Cu镀覆,在450℃下重复温轧的横轧。最后,在氢气中在400℃下进行10分钟的热处理,然后,通过轻微的冷轧对表面进行调整。而且,分别自利用熔渗法和烧结法制作的材料上切取试样来测定线膨胀系数和热导率。线膨胀系数与现有的40wt%Cu的CuMo没有显著差异,但热导率大幅提高。另外,针对如下2种镀层:在对该合金复合体进行热处理后,通过5μm的Ni镀覆处理、热处理、3μm的Ni-B镀覆处理来实施多层镀覆的镀层;对合金复合体直接进行3μm的Ni-B镀覆处理作为单层镀覆的镀层,进行在大气中、在400℃下保持30分钟的隆起试验,结果未发现隆起。

另外,CuW的情况下,也利用熔渗法和烧结法来制作合金复合体,进行致密化并进行Cu镀覆处理,在轧制后进行了确认,得到与CuMo相同的结果。

发明的效果

根据本发明,通过在对由粗粒的Mo/W、和Cu构成的CuMo、CuW的致密化了的合金复合体进行固相烧结后进行横轧,从而可得到满足如下条件的材料:在平行于表面的面内的任意方向上、在RT以上且800℃以下的最大线膨胀系数为10ppm/K以下、且200℃下的热导率为250W/m·K以上。

另外,对于最终的Ni系镀覆的品质而言,在表面具有Cu层的情况下,可与Cu的散热基板相同地直接进行最终的Ni系镀覆处理,因而很经济。

利用本发明的制造方法,可得到高热导率且线膨胀系数小,且镀覆处理容易的CuMo和CuW的散热基板。

本发明创新性地通过对使用粗粒的Mo/W的粉末而成的CuMo、CuW进行横轧,从而得到低热膨胀且高热导率的CuMo、CuW的散热基板。

进而,对于使用不进行银硬钎焊的PKG的半导体组件而言,也需要应对软钎焊、结温。本发明的CuMo和CuW的散热基板具有适于它们的线膨胀系数和大的热导率,因此可用于广范围的半导体组件的存储器、IC、LSI、功率半导体、通信用半导体、光器件、激光、LED、传感器等。

针对本发明的CuMo、CuW的散热基板的各实施方式,表2中示出了在RT以上且800℃以下的最大线膨胀系数和在温度200℃下的热导率。另外,还同时示出比较材料的值。

[表2]

附图说明

图1是示出CuW、CuMo的代表性的散热基板的温度和线膨胀系数的关系的图。

图2是用SUS盒子进行装罐的结构的截面图。

具体实施方式

(原料)

通过使用了粗粒的Mo/W的CuMo、CuW,变得可以制作热导率大的散热基板。在本实施方式中,只要Mo/W的颗粒的90%以上为15μm以上且200μm以下的范围的大小即可,剩余的10%中即使包含不在该范围内的大小的粉末也没问题。包含10%以上的15μm以下大小的颗粒时,无法实现作为适合的线膨胀系数的10ppm/K以下、且在温度200℃下的热导率为250W/m·K以上。另外,包含10%以上的200μm以上大小的颗粒时,热导率的提高效果降低、且粉末的价格也大幅提高。另一方面,对Cu粉末没有特别指定,5μm以上且10μm以下的电解铜粉是适合的。

(组成)

与CuMo、CuW相同地,组成只要满足具有(1)适于半导体组件的线膨胀系数、和(2)大的热导率就没有特别指定。另外,只要满足对于线膨胀系数和热导率所要求的特性,即使混合W和Mo也无妨。

对于添加金属而言,已经报告有通过添加适合的金属使熔渗性、烧结性提高,只要满足(1)适于半导体组件的线膨胀系数、和(2)具有大的热导率,对于添加金属的元素、量没有特别指定。然而,因添加金属而使热导率降低,因此金属的添加并不优选。因此,在本实施方式中,虽然制作合金复合体的难度增加,但没有添加金属,得到了高的热导率。

(合金复合体)

使用粗粒的Mo粉末/W粉末、和Cu时,CuMo、CuW无论熔渗法和烧结法的何种制法,只要使用相同程度大小的Mo粉末、W粉末在轧制后可得到相对密度为99%以上的合金复合体,特性等就没有显著差异,因此可以是任意的制法,选择经济的方式即可。

(致密化)

为了通过横轧得到散热基板,需要相对密度高的致密的合金复合体,但对于致密化的方法没有特别指定。为了将CuMo、CuW的相对密度致密化至99%以上,通常需要高的温度和压力。可以采用例如热压、锻造这样的方法,但装置大型而并不经济。另外,热锻时合金复合体的表层、内部的Cu、Mo/W发生氧化,故而不优选。

另一方面,通过在加热轧制后进行固相烧结来使合金复合体致密化的方式中,其后的制造工序也是轧制(后述的横轧),因而是有效的方法。然而,相对密度低的合金复合体的情况,如果不防止氧化则存在在轧制时表层、内部发生氧化这样的问题。因此,为了防止氧化和防止外周破裂而将合金复合体收纳(装罐)在SUS的盒子中并进行脱气,对其进行轧制,从而致密化至相对密度99%以上,可得到适于之后的横轧的合金复合体。需要说明的是,通过预先根据事先的实验对条件进行了最优化,从而能够对使相对密度成为99%以上的工序进行管理。通过进而进行装罐而能够将合金复合体的外周的破裂、龟裂限定在最小限度,因此能够提高横轧的成品率。进而,将该合金复合体在氢气中在在Cu的熔点以下的温度下进行固相烧结时,能够进行Mo/W和Cu的颗粒表面的剥离的修复、由残存氧气产生的氧化物的还原,成为适于轧制的合金复合体。作为固相烧结的条件,在氢气中在800℃以上且低于Cu的熔点(低于作为合金复合体的主要成分的全部金属的熔点)的温度下保持60分钟是适合的。通过该固相烧结而可进行良好的轧制,可得到即使在800℃的银硬钎焊的高温下也不会产生合金复合体的镀覆隆起等问题的致密的散热基板。

需要说明的是,还有如下方法:使用相对密度低的合金复合体,对其重复进行低的压下率的轧制和固相烧结而使相对密度成为99%以上,从而得到适于横轧的合金复合体,但该方法费事且不经济。

(表层的Cu镀覆)

如50%以下的Mo/60%以下的W、余量为Cu的CuMo/CuW那样为Cu多的组成的情况下,在进行轧制时未必需要表层的Cu镀覆。然而,Cu变少时,Mo/W的颗粒彼此接触的部位、重叠的部位变多,在轧制时会产生Mo/W的颗粒的脱落、毛刺这样的现象。该问题可以通过在实施Cu镀覆处理后进行轧制得到改善。从经济方面考虑,镀覆的厚度为10μm以下是适合的,但有时过薄至3μm以下时无法发挥出效果。通过轧制,镀覆层变薄,但只要最终整体上残存1μm左右的Cu层,最终的Ni镀覆就不会有问题。

另外,还可以通过增加Cu镀覆的厚度来制成与Cu/CuMo/Cu、Cu/CuW/Cu相同的包层结构。需要说明的是,包层结构是指分别在合金复合体的表面和背面形成了1个至多个金属层的结构。使用这样的包层结构的散热基板时,能够提高对在散热基板的最终工序中实施的Ni系镀覆处理的适应性(Ni系镀覆的密合性),能够制造形成有高品质的Ni系镀覆的散热基板。

(横轧)

横轧时,在非氧化或还原气氛中,将加热至300℃以上的温度的合金复合体在X轴方向和Y轴方向(X轴和Y轴均是平行于表面的面内规定的轴,厚度方向规定为Z轴)上交替轧制。通过该横轧,在平行于表面的面内的任意方向上(在该面内的、除了进行横轧的X轴和Y轴以外的方向)、在RT以上且800℃以下的范围内的最大线膨胀系数变小且稳定,热导率也提高且稳定。轧制仅为一轴的情况下,进行了横轧的方向(例如X轴方向)、和与其正交的Y轴方向的线膨胀系数之差变大,不适合作为散热基板。优选在X轴方向和Y轴方向上交替进行横轧。通过该横轧,分布在合金复合体的内部的Mo或W的颗粒成为在与散热基板的表面平行的面内扩散成圆盘状的扁平的形状。在该阶段的合金复合体的压下率(即,基于致密化和横轧这两个工序的压下率)为50%~80%。如上所述,Mo/W的颗粒的90%以上为15μm以上且200μm以下的范围的大小。因此,使Mo和W的颗粒形状近似于球体(体积:4/3πr3。r为球的半径)、使横轧后(压下率P)的颗粒形状近似于圆盘板状体(体积:r×(1-P)×πr"3。r"为横轧后的圆盘板状体的底面的圆的半径)时,横轧后的颗粒在平行于散热基板的表面的面内为约17μm(将半径15μm的球状颗粒作为原料,以压下率50%进行横轧时的大小)~约366μm(将半径200μm球状颗粒作为原料,以压下率80%进行横轧时的大小)。

从以往的效果来看,只要X轴方向和Y轴方向的线膨胀系数的差在20%以下在使用上就没有问题,但若产生其以上的差时,会在使用上出现制约。适当地选择材质和组成以及所使用的Mo和W的粉末的形状,对横轧条件进行最优化,从而可得到满足要求特性的散热基板。

然而,只要得到的散热基板在X轴方向和Y轴方向的线膨胀系数的差为20%以下,就与横轧时的X轴方向和Y轴方向的轧制顺序、轧制次数无关。另外,本实施方式在正交的2个方向(X轴方向和Y轴方向)上进行了轧制,但该横轧的目的在于使在平行于表面的面内的任意方向上的线膨胀系数减小至10ppm/K以下、且使其各向异性减小。即,只要能达成其目的,也可以是在非平行的多个方向(即,交叉的多个方向)上的横轧,并非仅限定于在正交的2个方向上的横轧。

需要说明的是,对于相对密度99%以上的合金复合体,有时厚度变为轧制前的1/5以下时,扁平化了的Mo/W断开、线膨胀系数和热导率产生偏差,因此期望在厚度超过轧制前的合金复合体的厚度的1/5的阶段停止轧制。

虽然冷轧、温轧、和热轧的轧制均可以使用,但冷轧时无法获得高的压下率,因而生产率低。CuMo理想的是400℃左右的温轧,CuW的情况理想的是600℃左右的热轧。另外,为了除去表层的氧化物而在每次轧制时进行酸洗、还原处理、或抛光等的话,可改善被轧制性。通过在氢气中在热处理后进行冷轧,从而可得到表面状态良好的、适于散热基板的状态的完成品。

(最终镀覆)

虽然Mo/W的被镀覆性未必好,但为了防止在进行银硬钎焊、软钎焊时浸蚀CuMo、CuW中的Cu这样的问题,可实施最终的Ni系的镀覆。高档品的情况下,为了提高半导体器件的软钎焊性以及为了提高商品价值,也可以在最终的Ni系镀覆的基础上实施Au镀覆处理。需要说明的是,Ni系镀覆是指Ni、Ni合金的镀覆。

Cu的散热基板的情况下,通过不进行热处理地进行1次直接Ni系镀覆处理足矣,但CuMo、CuW的情况下,由于在Mo/W的露出面的被镀覆性差,因此可进行热处理+Ni镀覆+热处理+Ni镀覆这样的多层镀覆处理,但工序长而费时、费成本。对于本实施方式的散热基板,也可同样地实施多层镀覆处理,但在轧制前残存实施的Cu镀覆层的情况下,也可仅直接实施1次最终Ni系镀覆处理。

(其它)

对于半导体组件,散热基板和半导体器件的焊接接合部的品质尤为重要,要求严格的孔隙率。作为焊料,半导体器件的情况主要使用与无Pb化和高温化对应的AuSn(熔点280℃)、AuSi(熔点363℃)的焊料,200℃以上的半导体器件的情况期望进一步的高品质,因此有时也对进行了Au镀覆的散热基板实施软钎焊。

对于Cu、CuMo、CuW,已开发了对应于它们的最终的Ni系的镀覆,本发明中具有Cu镀覆层的情况下直接实施最终的3μm的Ni-B镀覆处理,进行其隆起试验,从而可进行品质的管理。然而,与现有的CuMo、CuW相同地,多数情况也期望进行多层的最终Ni系镀覆,在此情况下也可通过隆起试验进行品质的确认和管理。有如下见解:只要隆起试验没有问题就不会发生Ag硬钎焊、焊接接合、使用上的问题。

<散热基板的评价>

(线膨胀系数的测定)

通过放电加工(以下简记为WEDM)自上述横轧后的合金复合体上切取X轴方向10mm×Y轴方向4mm×厚度(Z轴方向)2~2.5mm的试样,使用线膨胀系数测定装置(Seiko Instruments Inc.制)来进行RT~800℃的范围的线膨胀系数的测定,采用X轴和Y轴上大的数值作为其值。

(热导率的测定)

通过WEDM自上述横轧后的合金复合体上切取×厚度2~2.5mm的试样,使用激光闪光法的热导率测定装置(ULVAC-RIKO,Inc.制TC-7000)并在氢气中在200℃下进行热导率的测定。

(镀覆的隆起试验)

对5mm×25mm的试样进行多层的Ni镀覆处理和单层的直接镀覆处理,将它们在大气中在400℃下保持30分钟,使用立体显微镜用10倍的倍率进行外观观察。而且,没有金属层的镀覆的隆起的情况判断为OK,无论大小发现隆起的情况判断为NG。

实施例

(实施例1;40wt%Cu的CuMo、熔渗法/致密化/轧制、试样No.6)

向平均粒度60μm的Mo粉末中混合10μm的电解Cu粉末3wt%、和固体石蜡1wt%,用50mm×50mm的模具对得到的混合粉末进行压制成型,将该成型体在氢气中在600℃下加热60分钟并进行脱蜡。进而在氢气中在1000℃下进行加热来制作骨架。在该骨架中放置Cu板,在氢气中在1250℃下加热60分钟从而使Cu熔渗。以此方式操作由40wt%Cu制作50mm×50mm×6mm的CuMo合金复合体。通过切削除去在合金复合体的表层残存的剩余的熔渗Cu、表层的缺陷。将该合金复合体放入SUS的盒子中并进行脱气后,熔接端部来进行装罐。在800℃下对其进行横轧,在合金复合体的相对密度达到99%以上时取出,在氢气中在950℃下进行60分钟的固相烧结。对固相烧结后(致密化后)的合金复合体实施10μm的Cu镀覆处理,然后在400℃下进行温轧的横轧,将厚度制成2mm。即,通过两次横轧的合金复合体的压下率(=(6mm-2mm)/6mm)为66.6%。

进而,将其在氢气中在450℃下进行15分钟的热处理,然后进行冷轧来整理表面。

分别利用对该散热基板实施多层的Ni系的镀覆处理的样品、实施了直接的单层Ni镀覆处理的样品进行隆起试验。

一并进行线膨胀系数和热导率的测定。

结果示于表2。

(实施例2;40wt%Cu的CuMo、烧结法/致密化/轧制、试样No.7)

使用平均粒度60μm的Mo粉末和10μm的电解Cu粉末,以40wt%的Cu和余量Mo的配混比率混合粉末,用50mm×50mm的模具对得到的混合粉末进行压制成型。将得到的成型体在氢气中在1250℃下液相烧结60分钟,制作50mm×50mm×6mm的CuMo合金复合体。通过切削除去合金复合体的表层的缺陷,将该合金复合体放入SUS的盒子中并进行脱气,然后熔接端部来进行装罐。在800℃下对其进行横轧,在合金复合体的相对密度达到99%以上时取出,在氢气中在950℃下进行60分钟的固相烧结。对该合金复合体实施10μm的Cu镀覆处理,然后,在400℃下进行横轧,得到厚度2mm的板材。即,通过两次横轧的合金复合体的压下率(=(6mm-2mm)/6mm)为66.6%。将该板材在氢气中在450℃下进行15分钟的热处理,然后进行冷轧来整理表面。

分别利用对该散热基板实施了Ni系的多层镀覆处理的样品、实施了单层的直接镀覆处理的样品进行隆起试验。

一并进行线膨胀系数和热导率的测定。

结果示于表2。

(实施例3;45wt%Cu的CuW、烧结法/轧制、试样No.20)

使用平均粒度60μm的W粉末和10μm的电解Cu粉末并以45wt%的Cu和余量W的配混比率混合粉末,用50mm×50mm的模具对得到的混合粉末进行压制成型。将该成型体在氢气中在1250℃下液相烧结60分钟,得到50mm×50mm×6mm的CuW合金复合体。

通过切削除去合金复合体的表层的缺陷,将该合金复合体放入SUS的盒子中并进行脱气,然后熔接端部来进行装罐。在800℃下对其进行横轧,在合金复合体的相对密度达到99%以上时取出,在氢气中在1000℃下进行60分钟的固相烧结。对该合金复合体实施10μm的Cu镀覆处理,然后,在600℃下进行横轧,使厚度为2mm。即,通过两次横轧的复合体的压下率(=(6mm-2mm)/6mm)为66.6%。

分别利用对该散热基板实施了Ni系的多层镀覆处理的样品、实施了单层的直接镀覆处理的样品进行隆起试验。

一并进行线膨胀系数和热导率的测定。

结果示于表2。

(实施例4;在PKG的散热基板上安装了半导体器件的半导体组件的评价)

在氢气中在800℃下,将陶瓷和柯伐镍基合金(KOVAR)等构件银硬钎焊在实施例2的、线膨胀系数9.1ppm/K、热导率293W/m·K的散热基板上来制作PKG。确认该PKG没有剥离、破裂,在400℃下通过高温AuSi(熔点363℃)焊接将10mm×10mm×0.7mm的Si器件的金属电极层接合至其上来制作半导体组件。另外,通过超声波确认了软钎焊部的孔隙面积为3%以下。通常,有如下见解:最终的镀覆为3μm的Ni-B的情况下,SnAgCu(熔点218℃)焊接的评价非常严格,只要通过超声波测定符合孔隙率5%以下,银硬钎焊、其它软钎焊、树脂附着等就不会出现问题。在软钎焊中产生的孔隙反映了进行最终的Ni系镀覆处理前的散热基板的表面的小孔。即,通过使用表面的小孔(缺陷)为5%以下的散热基板,从而能够满足SnAgCu(熔点218℃)焊接的评价条件。在实施例4中,软钎焊部的孔隙面积为3%以下,满足上述全部条件。

另外,针对该半导体组件进行加热循环试验(-40~225℃、3000次)。并且,为了进行比较,利用相同尺寸的与实施例2的线膨胀系数的值同为9.1ppm/K、热导率为213W/m·K的现有的40wt%Cu的CuMo的散热基板来制作相同的PKG,安装器件后进行加热循环试验(-40~225℃、3000次)。

其结果,对于任意的试样而言,均未发生剥离、破裂等的问题。

(此次公开的解释-1)

根据本发明能够得到满足作为将来的高性能半导体组件用的要求的高性能散热基板。

(此次公开的解释-2)

需要说明的是,本发明不限定于上述实施方式,本发明包括在能够达成本发明的目的的范围内的变形的方式。实施本发明时的具体的结构、实施方式等在能够达成本发明的目的的范围内也可以是其它结构、实施方式。

(此次公开的解释-3)

此处公开的实施方式和实施例均为示例,认为不应受限于此。通过权利要求书示出本申请的保护范围而不限定于上述的说明。

附图标记说明

1…利用熔渗法或烧结法制作的合金复合体

2…SUS装罐盒子

3…整周熔接的接合部



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