(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ、Ａｌ、ＡｇおよびＣｕからなる群より選ばれた少なくとも１種の金属またはこれら金属の少なくとも１種を含む合金、ならびにＳｉＣ粒子、ダイヤモンド粒子、Ｗ粒子およびＭｏ粒子からなる群より選ばれた少なくとも１種の低熱膨張粒子を含む複合材料からなり、多数の前記低熱膨張粒子が各々その一面を同一平面上に一致させた状態で配列されてなる他部材との接合面を備え、前記接合面に配列された前記多数の低熱膨張粒子間には、前記接合面から８．０μｍ以上、２５．０μｍ以下の範囲で凹入された段差が設けられた基材、および前記接合面の全面に被覆された被覆層を含み、前記被覆層の全体の厚みは２．０μｍ以上であり、前記被覆層の露出された表面の中心線平均粗さＲａは２．０μｍ以上、９．０μｍ以下であるヒートスプレッダ。
【請求項２】
前記低熱膨張粒子は、平均粒径の異なる２種の粒子の混合粒子からなり、前記混合粒子の全量中に占める、粒径３μｍ以上、３０μｍ以下の粒子の割合は３０質量％以上、５０質量％以下で、かつ粒径８０μｍ以上、２７０μｍ以下の粒子の割合は５０質量％以上、７０質量％以下である請求項１に記載のヒートスプレッダ。
【請求項３】
前記混合粒子の全量中に占める、粒径３μｍ未満の粒子の割合は２質量％以下、粒径３０μｍを超え、８０μｍ未満の粒子の割合は８質量％以下で、かつ粒径２７０μｍを超える粒子の割合は２質量％以下である請求項２に記載のヒートスプレッダ。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えばパワー半導体素子等の、動作時に大きな発熱を伴う素子からの熱除去用等として使用されるヒートスプレッダに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
上記パワー半導体素子等の、動作時に大きな発熱を伴う素子においては、発生した熱を除去しないと素子自体が過熱して誤動作（熱暴走）したり、破損したり、あるいは動作の効率が低下したりするおそれがあるため、かかる熱をできるだけ速やかに除去することが求められる。
上記素子としては、例えば電気自動車やハイブリッド自動車、鉄道車両等において誘導モータを駆動させる際に直流から交流への電力変換をするためのインバータ回路などに組み込まれる、絶縁ゲート型バイポーラトランジスタ（ＩＧＢＴ）等のパワー半導体素子の他、プラズマディスプレイパネル等の画像表示素子、コンピュータのマイクロプロセッサユニット、レーザダイオード等が挙げられる。
【０００３】
近年、これらの素子を使用する各種装置類の、より一層の高性能化や高出力化の進展に伴って、当該素子を、一般的なケイ素（Ｓｉ）系、ガリウム−砒素（ＧａＡｓ）系、インジウム−燐（ＩｎＰ）系の素子から、炭化ケイ素（ＳｉＣ）系、窒化ガリウム（ＧａＮ）系の素子へと移行することが検討されている。
この場合、素子の動作可能温度を例えばＳｉ系の素子等の１２０℃前後から、ＳｉＣ系の素子等の２００℃前後まで引き上げることが可能となり、過熱による誤動作や破損、動作効率の低下等をこれまでよりも起こりにくくできると考えられる。
【０００４】
しかしこれらの素子においても、熱をできるだけ速やかに除去する必要があることには変わりはない。のみならず、素子からの発熱量はますます増加する傾向にあることから、かかる熱をいかに速やかに、そして効率よく除去するかが重要な課題となっている。
素子からの熱を除去する手段としては、例えば互いに背向する一対の面が他部材との接合面とされた、平板状のヒートスプレッダを用いるのが一般的である。
【０００５】
すなわち素子を、上記ヒートスプレッダの一方の接合面に直接に、あるいはセラミック基板等を介して半田接合によって接合するとともに、他方の接合面には冷却器やヒートシンク、もしくはこれらの部材への伝熱部材（以下これらを「冷却部材」と総称する場合がある。）を接触させた状態で、例えばネジ止め等によって固定する。
そうすると、素子で発生した熱を、ヒートスプレッダを介して速やかに冷却部材に熱伝導させて除去することができる。
【０００６】
ヒートスプレッダには、上記の効果を得るために高い熱伝導性を有することが求められる。またヒートスプレッダには、素子の動作による発熱と停止後の冷却とを繰り返した際に、熱膨張率の違いに基づいて素子に過剰な応力が加わって素子自体が破損したり、基材との半田接合が破壊されたりするのを抑制するために、先に説明した各種材料からなる素子や、あるいは窒化アルミニウム（ＡｌＮ）、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）、窒化ケイ素（Ｓｉ３Ｎ４）等からなるセラミック基板等とできるだけ熱膨張率が近いことも求められる。
【０００７】
そこでヒートスプレッダのもとになる基材を、例えばＳｉＣ等の熱膨張率の小さい材料からなる粒子（以下「低熱膨張粒子」と略記する場合がある。）、およびＭｇ等の熱伝導率の高い金属または合金（以下「高熱伝導金属」と総称する場合がある。）を含む複合材料によって形成する場合がある（特許文献１、２等）。
基材を上記の複合材料によって形成すると、当該基材ならびにヒートスプレッダの、素子やセラミック基板等に対する熱膨張率の差を、低熱膨張粒子によってできるだけ小さくしながら、素子からの熱を、高熱伝導金属を介して冷却部材に速やかに熱伝導できる。
【０００８】
基材の接合面は、例えば特許文献１に記載されているように素子等を半田接合等し易くするために、例えばＣｕメッキ層やＮｉメッキ層等の被覆層で被覆するのが一般的である。
また特許文献１には、上記被覆層で被覆する前の接合面に、基材に含まれるのと同じ高熱伝導金属からなる下地層を形成して、当該接合面の凹凸や欠陥をできるだけ小さくすることも記載されている。
【０００９】
かかる構成によれば、接合面の凹部や欠陥内まで十分に被覆層を形成しきれないことに伴い形成後の被覆層の下に気体が残存したり、残存した気体がその後の工程で吹き出して被覆層が破損したり剥離したりするのを抑制できると考えられる。
また発明者の検討によると、上記下地層を形成して接合面の凹凸や欠陥をできるだけ小さくすることにより、形成した被覆層の表面に素子やセラミック基板等を半田によって接合する際に、未接合部分を生じ接合強度を低下させて接合の信頼性を低下させる原因となったり、接合後に熱伝導の妨げとなったりするボイドが発生するのを抑制することもできる。
【００１０】
しかし近年の、半導体素子の発熱量のさらなる増加に伴い、単に下地層を介在させるだけでは上記ボイドの発生と、それによる熱伝導性、接合強度、ならびに信頼性の低下の問題が生じるのを十分に防止できなくなりつつあるのが現状である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開２０１２−１４４７６７号公報
【特許文献２】特開２０１０−０９０４３６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明の目的は、ボイドの発生を現状よりもさらに良好に抑制でき、熱伝導性、接合強度、ならびに信頼性に優れた半田接合が可能なヒートスプレッダを提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明は、Ｍｇ、Ａｌ、ＡｇおよびＣｕからなる群より選ばれた少なくとも１種の金属またはこれら金属の少なくとも１種を含む合金、ならびにＳｉＣ粒子、ダイヤモンド粒子、Ｗ粒子およびＭｏ粒子からなる群より選ばれた少なくとも１種の低熱膨張粒子を含む複合材料からなり、多数の前記低熱膨張粒子が各々その一面を同一平面上に一致させた状態で配列されてなる他部材との接合面を備え、前記接合面に配列された前記多数の低熱膨張粒子間には、前記接合面から８．０μｍ以上、２５．０μｍ以下の範囲で凹入された段差が設けられた基材、および前記接合面の全面に被覆された被覆層を含み、前記被覆層の全体の厚みは２．０μｍ以上であり、前記被覆層の露出された表面の中心線平均粗さＲａは２．０μｍ以上、９．０μｍ以下であるヒートスプレッダである。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、ボイドの発生を現状よりもさらに良好に抑制でき、熱伝導性、接合強度、ならびに信頼性に優れた半田接合が可能なヒートスプレッダを提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】本発明の実施例１で作製したヒートスプレッダの、接合面の近傍の断面を拡大して示す走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
《ヒートスプレッダ》
本発明は、Ｍｇ、Ａｌ、ＡｇおよびＣｕからなる群より選ばれた少なくとも１種の金属またはこれら金属の少なくとも１種を含む合金（高熱伝導金属）、ならびにＳｉＣ粒子、ダイヤモンド粒子、Ｗ粒子およびＭｏ粒子からなる群より選ばれた少なくとも１種の低熱膨張粒子を含む複合材料からなり、多数の前記低熱膨張粒子が各々その一面を同一平面上に一致させた状態で配列されてなる他部材との接合面を備え、前記接合面に配列された前記多数の低熱膨張粒子間には、前記接合面から８．０μｍ以上、２５．０μｍ以下の範囲で凹入された段差が設けられた基材、および前記接合面の全面に被覆された被覆層を含み、前記被覆層の全体の厚みは２．０μｍ以上であり、前記被覆層の露出された表面の中心線平均粗さＲａは２．０μｍ以上、９．０μｍ以下であるヒートスプレッダである。
【００１７】
本発明によれば、基材の接合面に配列されて当該接合面を形成する多数の低熱膨張粒子間に上記段差を設けることにより、次いで上記接合面に被覆される被覆層の露出した表面に、上記段差に基づく微細な凹凸を形成して、当該表面に対する、溶融した半田の濡れ性を現状よりも大きく向上でき、半田接合時にボイドが発生するのを現状よりもさらに良好に抑制できる。
【００１８】
また基材の接合面と被覆層との接触面積、および被覆層の表面と当該表面に濡れ拡がった状態で冷却固化された半田層との接触面積を増加させるとともにいわゆるアンカー効果を発現させて、各層間をより強固に一体化することもできる。
そのため本発明によれば、熱伝導性、接合強度、ならびに信頼性に優れた半田接合が可能なヒートスプレッダを提供できる。
【００１９】
なお本発明において、上記被覆層の表面の中心線平均粗さＲａが２．０μｍ以上、９．０μｍ以下に限定されるのは、下記の理由による。
すなわち中心線平均粗さＲａがこの範囲未満では、被覆層の表面の凹凸が小さすぎて、当該表面に対する、溶融した半田の濡れ性を向上する効果が十分に得られないためボイドが発生しやすくなる。
【００２０】
一方、中心線平均粗さＲａが上記の範囲を超える場合には、被覆層の表面の凹凸が大きすぎて、溶融した半田を、上記凹凸を形成する凹部内に隙間なく十分に充填させることができず、かかる凹部内にボイドのもとになる空隙を生じやすいため却ってボイドが発生しやすくなる。
これに対し、被覆層の表面の中心線平均粗さＲａを２．０μｍ以上、９．０μｍ以下とすることにより、当該表面に適度の凹凸を形成して、ボイドのもとになる空隙を生じさせることなしに半田の濡れ性を向上でき、ボイドの発生を現状よりもさらに良好に抑制できる。
【００２１】
なお、かかる効果をより一層向上することを考慮すると、被覆層の表面の中心線平均粗さＲａは、上記の範囲でも３．０μｍ以上であるのが好ましく、６．５μｍ以下であるのが好ましい。
被覆層の表面の中心線平均粗さＲａを、本発明では触針式表面粗さ形状測定機を用いて、上記被覆層上の任意の１０か所で測定した結果から、日本工業規格ＪＩＳ  Ｂ０６０１：２０１３「製品の幾何特性仕様（ＧＰＳ）−表面性状：輪郭曲線方式−用語，定義及び表面性状パラメータ」の規定に則って求めた値の平均値でもって表すこととする。
【００２２】
後述する接合面の中心線平均粗さＲａについても同様である。
また本発明において、被覆層の全体の厚みが２．０μｍ以上に限定されるのは、被覆層の全体の厚みがこの範囲未満では、当該被覆層の本来の機能である、溶融した半田の濡れ性を向上したり、ヒートスプレッダに耐食性を付与したりする効果が十分に得られないためである。
さらに本発明において、基材の接合面からの段差の凹入高さ（以下「段差高さ」と略記する場合がある。）が８．０μｍ以上、２５．０μｍ以下に限定されるのは、下記の理由による。
すなわち基材の接合面の段差高さがこの範囲未満では、当該接合面に被覆される被覆層の厚みにもよるものの、当該被覆層の表面の凹凸が小さくなりすぎてその中心線平均粗さＲａが２．０μｍを下回ってしまい、当該表面に対する、溶融した半田の濡れ性を向上する効果が十分に得られずボイドが発生しやすくなる。
【００２３】
一方、基材の接合面の段差高さが上記の範囲を超える場合には、やはり上記接合面に被覆される被覆層の厚みにもよるものの、当該被覆層の表面の凹凸が大きくなりすぎてその中心線平均粗さＲａが９．０μｍを超えてしまい、溶融した半田を、上記凹凸を形成する凹部内に隙間なく十分に充填させることができないため、かかる凹部内にボイドのもとになる空隙を生じやすくなって却ってボイドが発生しやすくなる。
【００２４】
これに対し、基材の接合面の段差高さを８．０μｍ以上、２５．０μｍ以下とすることにより、次いで上記接合面に被覆される被覆層の表面に適度の凹凸を形成して、ボイドのもとになる空隙を生じさせることなしに半田の濡れ性を向上でき、当該ボイドの発生を抑制できる。
なお、かかる効果をより一層向上することを考慮すると、基材の接合面の段差高さは、上記の範囲でも１１.０μｍ以上、特に１２．０μｍ以上であるのが好ましく、１９．０μｍ以下、特に１７．０μｍ以下であるのが好ましい。
【００２５】
基材の接合面の段差高さを、本発明では下記の測定方法で測定した値でもって表すこととする。
（段差高さの測定方法）
作製したヒートスプレッダを接合面と直交方向に切断し、研磨して断面を露出させ、さらに必要に応じて上記断面を仕上げた状態で、当該断面の、接合面の近傍の任意の位置でＳＥＭ（倍率３００倍）を用いて、縦（厚み方向）３３０μｍ×横（厚み方向と直交方向）３６０μｍの範囲を１視野として、当該１視野内における、多数の低熱膨張粒子が各々その一面を同一平面上に一致させた状態で配列されて形成された基材の接合面から、最も凹入した段差の底までの、上記基材の厚み方向の凹入高さを求める。
【００２６】
この操作を、上記断面上の１０視野について実施し、平均値を求めて段差高さとする。
〈基材〉
上記本発明のヒートスプレッダのもとになる基材としては、例えば
(i)  高熱伝導金属の粉末と低熱膨張粒子とを混合し、型押ししたのち焼結させる、
(ii)  基材の形状に対応した型内に低熱膨張粒子を充填したのち、当該型内に、溶融させた高熱伝導金属を流し込む、
(iii)  あらかじめ基材の形状に形成した低熱膨張粒子からなる焼結体（スケルトン）に、溶融させた高熱伝導金属を溶浸させる、
等の種々の方法によって作製される基材が使用可能である。
【００２７】
（段差の形成）
上記(i)〜(iii)のいずれかの方法等で作製した基材の接合面に、先述した所定の段差高さを有する段差を形成するには、まず当該基材の接合面を研磨等の任意の方法で平坦化して、多数の低熱膨張粒子を当該接合面に露出させるとともに、露出させた低熱膨張粒子の露出したそれぞれ一面を、同一平面である上記接合面と一致させて配列された状態とする。
【００２８】
次いで上記接合面を必要に応じて洗浄し、脱脂したのち、低熱膨張粒子は溶解せずに高熱伝導金属のみを選択的に溶解しうるエッチング液に浸漬する等して、当該接合面に配列された低熱膨張粒子間に露出した高熱伝導金属を選択的にエッチング除去する。
そうすると上記低熱膨張粒子間に、接合面から所定の段差高さで凹入された段差が形成される。
【００２９】
エッチング液としては、前述した高熱伝導金属と低熱膨張粒子の組み合わせにおいて高熱伝導金属のみを選択的にエッチングしうる種々のエッチング液が使用可能である。
例えばＭｇ用のエッチング液としては、リンゴ酸、クエン酸またはピロリン酸ナトリウム等のエチレングリコール溶液（濃度７０質量％程度）や、あるいは希硝酸（濃度１．５〜１０質量％程度）等が挙げられる。
【００３０】
またＡｌ用のエッチング液としては、例えば水酸化ナトリウム水溶液（濃度１〜２０質量％程度）や、リン酸−硝酸系、リン酸−硝酸−酢酸系等の混酸水溶液、濃塩酸の水溶液、塩化第二鉄−濃塩酸系の水溶液等が挙げられる。
Ａｇ用のエッチング液としては、例えばリン酸−酢酸−硝酸系、無水クロム酸−濃硫酸系等の混酸水溶液、硝酸第二鉄水溶液等が挙げられる。
【００３１】
さらにＣｕ用のエッチング液としては、例えば塩化第二鉄系、塩化第二銅系、加硫酸アンモニウム系、硫酸＋過酸化水素系、アンモニアアルカリ系等の水溶液が挙げられる。
上記エッチング液を使用したエッチングによって形成する段差の段差高さを前述した範囲とするためには、使用するエッチング液の種類、濃度等を調整したり、エッチングの時間や温度等を調整したりすればよい。
【００３２】
またエッチング後の接続面は、必要に応じて洗浄したり、エッチング残渣（スマット）を除去するためのいわゆるデスマット処理をしたのちさらに洗浄したりすればよい。
なお段差の形成方法としては、上記エッチング法以外にも例えばブラスト法等を採用することもできる。
ただし機械的な研磨法は、接合面にボイドの原因となる研磨跡が残るため好ましくない。
【００３３】
（高熱伝導金属）
高熱伝導金属としては、Ｍｇ、Ａｌ、ＡｇおよびＣｕからなる群より選ばれた少なくとも１種の金属、またはこれら金属の少なくとも１種を含む合金が用いられる。
具体的にはＭｇ、Ａｌ、Ａｇ、またはＣｕのそれぞれ金属単体の他、Ｍｇ−Ａｌ合金、Ａｌ−Ｓｉ合金等も使用可能である。
【００３４】
特に熱伝導性や構造体としての強度、そして軽量である点等でＭｇ単体、またはＭｇ−Ａｌ合金が好ましい。
かかる高熱伝導金属を低熱膨張粒子と組み合わせて基材を形成することにより、当該基材を含むヒートスプレッダに高い熱伝導性を付与できる。
（低熱膨張粒子）
低熱膨張粒子としては、ＳｉＣ粒子、ダイヤモンド粒子、Ｗ粒子およびＭｏ粒子からなる群より選ばれた少なくとも１種が挙げられる。
【００３５】
かかる低熱膨張粒子を高熱伝導金属と組み合わせて基材を形成することにより、当該基材ならびにヒートスプレッダの、素子やセラミック基板等に対する熱膨張率の差をできるだけ小さくして、熱膨張率の違いに基づいて素子に過剰な応力が加わって素子自体が破損したり、基材との半田接合等が破壊されたりするのを抑制できる。
特に、上記熱膨張率の差を小さくする効果の点でＳｉＣ粒子および／またはダイヤモンド粒子が好ましく、生産性や製造コスト等の点でＳｉＣ粒子がさらに好ましい。
【００３６】
また低熱膨張粒子としては、平均粒径の異なる２種の原料粒子の混合粒子を用いるのが好ましい。
上記混合粒子を低熱膨張粒子として用いて、前述した(i)〜(iii)等の方法によって基材を作製すると、当該基材は、混合粒子中の比較的粒径の大きい粒子（以下「大粒子」と略記する場合がある。）間に、高熱伝導金属とともに比較的粒径の小さい粒子（以下「小粒子」と略記する場合がある。）が充填された構造となる。
【００３７】
そして前述したエッチング等により、接合面の、大粒子間に露出した高熱伝導金属と小粒子とが除去されることで、上記接合面に、前述した所定の段差高さを有するとともに、接合面の面方向にも比較的大きな開口を有する凹部（段差）を形成できる。
そのため接合面に被覆層を形成した際に、当該被覆層の表面に、上記段差に基づく凹凸を形成して、その中心線平均粗さＲａを前述した所定の範囲とすることができる。
【００３８】
また小粒子は、基材内部で大粒子間に介在して粒子同士の接触点数を増加させ、それによって基材の強度を高めるとともに、高熱伝導金属の膨張収縮を抑制して当該基材ならびにヒートスプレッダの、素子やセラミック基板等に対する熱膨張率の差をできるだけ小さくするために機能する。
上記混合粒子の例としては、当該混合粒子の全量中に占める、上記小粒子としての粒径３μｍ以上、３０μｍ以下の粒子の割合が３０質量％以上、５０質量％以下で、かつ上記大粒子としての粒径８０μｍ以上、２７０μｍ以下の粒子の割合が５０質量％以上、７０質量％以下であるもの等を用いるのが好ましい。
【００３９】
粒径３μｍ以上、３０μｍ以下の小粒子の割合が上記の範囲未満であるか、または粒径８０μｍ以上、２７０μｍ以下の大粒子の割合が上記の範囲を超える場合には、このいずれにおいても、上述した粒子同士の接触点数を増加させて基材の強度を高める効果や、基材ならびにヒートスプレッダの、素子やセラミック基板等に対する熱膨張率の差を小さくする効果が十分に得られないおそれがある。
【００４０】
また、例えば前述した各種の方法で基材を作製する際に低熱膨張粒子の充てん率が低下して、低熱膨張粒子と高熱伝導金属が所定の組成比で配合された基材を形成できなかったり、基材の密度が低下して熱伝導率が低下したりするおそれもある。
一方、粒径３μｍ以上、３０μｍ以下の小粒子の割合が上記の範囲を超えるか、または粒径８０μｍ以上、２７０μｍ以下の大粒子の割合が上記の範囲未満である場合には、このいずれにおいても、上述した比較的大きな開口を有する段差を接合面に形成できないおそれがある。
【００４１】
なお上記混合粒子は、上記以外の粒径範囲の粒子の割合ができるだけ小さいことが好ましい。
すなわち粒径３μｍ未満の粒子の割合は２質量％以下、粒径３０μｍを超え、８０μｍ未満の粒子の割合は８質量％以下で、かつ粒径２７０μｍを超える粒子の割合は２質量％以下であるのが好ましい。
【００４２】
なおこれら３種の粒径の粒子の下限値は０質量％、すなわち混合粒子は、上記３種の粒径の粒子を含まないのが最も理想的である。ただし、粒子の分級の手間等を併せ考慮すると混合粒子は、上記３種の粒径の粒子を上記の割合で含んでいても構わない。
上記粒径分布を有する混合粒子は、例えば平均粒径が８０μｍ以上、２７０μｍ以下の範囲の中央値付近にある第一原料粒子と、平均粒径が３μｍ以上、３０μｍ以下の範囲の中央値付近にある第二原料粒子とを、粒径分布に考慮しながら所定の割合で配合することで調製できる。
【００４３】
上記粒径分布や第一、第二原料粒子の平均粒径等を、本発明では日本工業規格ＪＩＳ  Ｚ８８２５：２０１３「粒子径解析−レーザ回折・散乱法」において規定されたレーザ回折法によって測定した値でもって表すこととする。
また、例えば高熱伝導金属としてＭｇ、低熱膨張粒子としてＳｉＣ粒子を組み合わせる場合には、前述した(i)〜(iii)等の方法によって基材を作製するに際し、ＳｉＣ粒子の表面を、例えば特許文献１に記載されているように溶融したＭｇと接触させる前の任意の時点で酸化処理して、当該溶融したＭｇの濡れ性の良いＳｉＯ２膜を形成してもよい。
【００４４】
これにより、溶融させたＭｇをＳｉＣ粒子と良好に一体化させて、内部の気孔率の低い、すなわち内部に残存する気体の少ない基材を形成できる。
（含有割合）
作製した基材を構成する高熱伝導金属と低熱膨張粒子の含有割合は、組み合わせる高熱伝導金属と低熱膨張粒子の種類や低熱膨張粒子の粒径分布等に応じて、例えば基材の熱膨張率や熱伝導率が次項で説明する好適範囲に入るように適宜調整すればよい。
【００４５】
（熱膨張率、熱伝導率、その他）
基材の熱膨張率は、前述した各種の材料からなる素子やセラミック基板等との熱膨張率のマッチングを図る、すなわち熱膨張率の差をできるだけ小さくすることを考慮すると、温度２００℃で３×１０−６／Ｋ以上であるのが好ましく、１２×１０−６／Ｋ以下であるのが好ましい。
【００４６】
また室温での基材の熱伝導率は１８０Ｗ／ｍＫ以上であるのが好ましい。熱伝導率がこの範囲未満では、素子からの熱を速やかに逃がすことができないおそれがある。
なお熱伝導率は、上記の範囲でも７００Ｗ／ｍＫ以下であるのが好ましい。本発明の構成を採用しても、これより熱伝導率を大きくすることは困難である。
さらに平板状の基材の厚み、すなわち互いに背向する一対の接合面間の距離は、ヒートスプレッダや素子のサイズ等に応じて適宜設定できるものの、基材およびヒートスプレッダを単体で取り扱うことができる強度を維持しながら、一対の接合面間でできるだけ速やかに熱伝導させること等を考慮すると１ｍｍ以上であるのが好ましく、８ｍｍ以下であるのが好ましい。
【００４７】
また平坦化処理後でかつ段差形成前の基材の接合面の中心線平均粗さＲａは、当該接合面にエッチング等によって均一な段差を形成することを考慮すると１．０μｍ以下であるのが好ましい。
また中心線平均粗さＲａは、上記の範囲であればいくら小さくても構わないが、平坦化に要する手間と時間等とを考慮すると０．１μｍ以上であるのが好ましい。
【００４８】
〈ジンケート処理〉
基材の接合面を被覆層で被覆するためには、それに先立って当該接合面をまずジンケート処理液で処理して、その全面に薄いＺｎ膜を形成しておくのが好ましい。
接合面の全面にＺｎ膜を形成すると、本来的にメッキの条件等が大きく異なる高熱伝導金属と低熱膨張粒子が共に露出した接合面の表面状態を一定化して、その上にメッキによって被覆層を形成しやすくできる。
【００４９】
Ｚｎ膜の厚みはナノオーダー程度、具体的には１〜１００ｎｍ程度であればよい。
〈被覆層〉
基材の接合面を被覆する被覆層としては、例えば無電解Ｎｉ−Ｐメッキ層、無電解Ｎｉ−Ｂメッキ層、電気Ｎｉメッキ層、無電解Ｃｕメッキ層、電気Ｃｕメッキ層その他の１種または２種以上からなる、単層または複層の種々の被覆層が採用可能である。
【００５０】
ただしその最表層は、溶融した半田の濡れ性の良いＮｉメッキ層とするのが好ましく、中でも半田の濡れ性に特に優れた無電解Ｎｉ−Ｂメッキ層とするのが好ましい。
かかる無電解Ｎｉ−Ｂメッキ層は、例えば下地として他のメッキ層を形成した上に形成するのが好ましい。
各メッキ層の形成に先立って、接合面の表面やＺｎ膜の表面、あるいは先に形成したメッキ層の表面には、従来同様に任意の触媒付与や活性化処理を施してもよい。
【００５１】
各メッキ層の厚みは任意に設定できるものの、最表層の無電解Ｎｉ−Ｂメッキ層の厚みは、上述した半田の濡れ性を向上する効果等を考慮すると０．１μｍ以上であるのが好ましい。また他のメッキ層と積層する場合、当該Ｎｉ−Ｂメッキ層はあまり厚くなくてもよく、その厚みは３．０μｍ以下程度であればよい。
被覆層は、先述したように段差高さが８．０μｍ以上、２５．０μｍ以下である段差が形成された接合面を被覆した際に、その表面の中心線平均粗さＲａが２．０μｍ以上、９．０μｍ以下となるように、全体の厚みを設定すればよい。
【００５２】
ただし、前述したように被覆層の全体の厚みは２．０μｍ以上に限定され、中でも５．０μｍ以上であるのが好ましく、９．０μｍ以下、特に８．０μｍ以下であるのが好ましい。
被覆層の全体の厚みがこの範囲未満では、当該被覆層の本来の機能である、溶融した半田の濡れ性を向上したり、ヒートスプレッダに耐食性を付与したりする効果が十分に得られないおそれがある。
【００５３】
一方、被覆層の全体の厚みが上記の範囲を超える場合には、接合面の段差が被覆層で埋められて当該被覆層の表面の中心線平均粗さＲａが２．０μｍ未満になり、溶融した半田の濡れ性を向上する効果が十分に得られずにボイドが発生しやすくなるおそれがある。
また熱伝導率の低いＮｉ層を主体とする場合は、ヒートスプレッダの熱伝導率が低下するおそれもある。
【００５４】
上記本発明のヒートスプレッダは、例えば先に説明したように、互いに背向する一対の面が他部材との接合面とされた平板状に形成される。
そして一方の接合面を被覆した被覆層上に、パワー半導体素子等の素子を直接に、あるいはセラミック基板等を介して半田接合によって接合するとともに、他方の接合面には冷却部材を接触させた状態で固定する等して使用される。
【００５５】
かかる使用形態のヒートスプレッダにおいては、素子またはセラミック基板が半田接合される一方の接合面が本発明の構成とされる。
すなわち上記接合面に、段差高さ８．０μｍ以上、２５．０μｍ以下の段差が形成されるとともに被覆層で被覆されて、当該被覆層の表面の中心線平均粗さＲａが２．０μｍ以上、９．０μｍ以下の範囲とされる。
【００５６】
他方の接合面は、冷却部材を半田接合によって固定する場合は上記と同じ構成とするのが好ましい。また冷却部材をネジ止め等によって固定する場合は、段差のない従来同様の構成とすることができる。
【実施例】
【００５７】
〈実施例１〉
（高熱伝導金属、低熱膨張粒子）
高熱伝導金属としてはＭｇの粉末を用いた。
また低熱膨張粒子としては、平均粒径１３２μｍのＳｉＣ粒子（第一原料粒子）と、平均粒径１６μｍのＳｉＣ粒子（第二原料粒子）とを質量比（第一原料粒子）／（第二原料粒子）＝７０／３０で配合した混合粒子を用いた。
【００５８】
上記混合粒子の粒径分布は下記のとおりであった。
・  粒径３μｍ未満の粒子：１質量％
・  粒径３μｍ以上、３０μｍ以下の小粒子：３２質量％
・  粒径３０μｍを超え、８０μｍ未満の粒子：３質量％
・  粒径８０μｍ以上、２７０μｍ以下の大粒子：６３質量％
・  粒径２７０μｍを超える粒子：１質量％
（基材の作製）
上記混合粒子を、互いに背向する一対の面が他部材との接合面とされた、縦４５ｍｍ×横４５ｍｍ×厚み５．２ｍｍの平板状の基材の形状に対応した型内に供給し、振動を与えてタップ充填した。
【００５９】
次いでＡｒ雰囲気中で、溶融させたＭｇを上記型内に流し込み、温度７００℃に保持して１時間静置したのち冷却し、さらに型から取り出して基材を作製した。
作製した基材を構成するＭｇ（高熱伝導金属Ｍ）とＳｉＣ粒子（低熱膨張粒子Ｌ）の体積比Ｍ／Ｌ＝３０／７０であった。
なお体積比Ｍ／Ｌは、ＭｇとＳｉＣの密度、用いたＳｉＣ粒子の質量、ならびに作製した基材の密度（質量／体積）から算出できる。他の高熱伝導金属Ｍと低熱膨張粒子Ｌからなる複合材料についても同様とする。
【００６０】
また２００℃での熱膨張率は７．７×１０−６／Ｋ、室温（２３±２℃）での熱伝導率は２３０Ｗ／ｍＫであった。
（平坦化）
上記基材の一対の接合面を平面研削盤によって研磨して平坦化した。
平坦化後の中心線平均粗さＲａは、両接合面とも０．３μｍであった。また厚みは５．０ｍｍであった。
【００６１】
（段差形成）
上記基材の全面を洗浄し、脱脂し、次いで平坦化した一方の接合面のみを露出させて他の面はマスキングした状態で、エッチング液としてのクエン酸のエチレングリコール溶液（濃度７０質量％）に一定時間浸漬したのち引き上げて、デスマット処理をしたのち再び洗浄した。
【００６２】
（ジンケート処理）
上記基材の全面を、ジンケート処理液で処理してＺｎ膜を形成した。
（被覆層形成）
ジンケート処理した基材の全面に、まず厚み４．０μｍの無電解Ｎｉ−Ｐメッキ層を形成し、次いでその上に厚み１．５μｍの無電解Ｎｉ−Ｂメッキ層を積層して、全体の厚みが５．５μｍの２層構造の被覆層を形成し、ヒートスプレッダを製造した。
【００６３】
製造したヒートスプレッダの、段差を形成した側の接合面上の、被覆層の表面の中心線平均粗さＲａを前述した測定方法によって測定したところ４．６μｍであった。
（断面観察）
製造した実施例１のヒートスプレッダを接合面と直交方向に切断し、研磨して断面を露出させたのち、さらにＡｒプラズマでドライエッチングするクロスセクションポリッシュ（ＣＰ）をして断面を仕上げて、ＳＥＭによって観察をした。
【００６４】
図１は、上記断面の、接合面の近傍を拡大して示すＳＥＭ写真である。図１中、濃いグレーの領域はＳｉＣ粒子、薄いグレーの領域はＭｇ、白い領域は被覆層を示している。
図１より、実施例１のヒートスプレッダは、ＳｉＣの大粒子間にＭｇとともにＳｉＣの小粒子が充填された構造を有していること、図の上側の接合面では、上記ＳｉＣの特に大粒子が、それぞれその一面を同一平面である上記接合面と一致させた状態で配列されていること、そしてエッチングにより、上記接合面の、大粒子間に露出した高熱伝導金属と小粒子とが除去されて段差が形成されていることが確認された。
【００６５】
そこで上記段差の段差高さを前述した測定方法によって測定したところ１５．６μｍであった。
〈実施例２〜６〉
エッチングの時間を変更して、接合面の段差の段差高さを８．７μｍ（実施例２）、１２．４μｍ（実施例３）、１６．２μｍ（実施例４）、２０．６μｍ（実施例５）、および２４．０μｍ（実施例６）としたこと以外は実施例１と同様にしてヒートスプレッダを製造した。
【００６６】
被覆層の表面の中心線平均粗さＲａは、それぞれ２．２μｍ（実施例２）、３．８μｍ（実施例３）、５．４μｍ（実施例４）、７．５μｍ（実施例５）、および７．８μｍ（実施例６）であった。
〈実施例７、８、比較例１、２〉
エッチングの時間を変更して、接合面の段差の段差高さを３．０μｍ（比較例１）、７．８μｍ（比較例２）、１６．１μｍ（実施例７）、および１９．８μｍ（実施例８）とし、なおかつ無電解Ｎｉ−Ｐメッキ層の厚みを１．０μｍ、無電解Ｎｉ−Ｂメッキ層の厚みを１．０μｍ、被覆層の全体の厚みを２．０μｍとしたこと以外は実施例１と同様にしてヒートスプレッダを製造した。
【００６７】
被覆層の表面の中心線平均粗さＲａは０．６μｍ（比較例１）、１．８μｍ（比較例２）、７．６μｍ（実施例７）、および９．０μｍ（実施例８）であった。
〈実施例９、比較例３〉
エッチングの時間を変更して、接合面の段差の段差高さを１５．７μｍ（実施例９）、および２７．０μｍ（比較例３）とし、なおかつ無電解Ｎｉ−Ｐメッキ層の厚みを６．０μｍ、無電解Ｎｉ−Ｂメッキ層の厚みを２．０μｍ、被覆層の全体の厚みを８．０μｍとしたこと以外は実施例１と同様にしてヒートスプレッダを製造した。
【００６８】
被覆層の表面の中心線平均粗さＲａは３．４μｍ（実施例９）、および９．１μｍ（比較例３）であった。
〈実施例１０、比較例４〉
エッチングの時間を変更して、接合面の段差の段差高さを９．４μｍ（比較例４）、および１８．５μｍ（実施例１０）とし、なおかつ無電解Ｎｉ−Ｐメッキ層の厚みを７．０μｍ、無電解Ｎｉ−Ｂメッキ層の厚みを３．０μｍ、被覆層の全体の厚みを１０．０μｍとしたこと以外は実施例１と同様にしてヒートスプレッダを製造した。
【００６９】
被覆層の表面の中心線平均粗さＲａは０．５μｍ（比較例４）、および２．０μｍ（実施例１０）であった。
〈比較例５〉
エッチングの時間を変更して、接合面の段差の段差高さを１８．２μｍとし、なおかつ無電解Ｎｉ−Ｐメッキ層の厚みを０．８μｍ、無電解Ｎｉ−Ｂメッキ層の厚みを０．２μｍ、被覆層の全体の厚みを１．０μｍとしたこと以外は実施例１と同様にしてヒートスプレッダを製造した。
【００７０】
被覆層の表面の中心線平均粗さＲａは１０．０μｍであった。
〈実施例１１〉
低熱膨張粒子としての２種のＳｉＣ粒子（第一、第二原料粒子）の質量比を変更して調製した、下記の粒径分布を有する混合粒子を使用したこと以外は実施例１と同様にして基材を作製した。
・  粒径３μｍ未満の粒子：１質量％
・  粒径３μｍ以上、３０μｍ以下の小粒子：４２質量％
・  粒径３０μｍを超え、８０μｍ未満の粒子：４質量％
・  粒径８０μｍ以上、２７０μｍ以下の大粒子：５２質量％
・  粒径２７０μｍを超える粒子：１質量％
作製した基材を構成するＭｇ（高熱伝導金属Ｍ）とＳｉＣ粒子（低熱膨張粒子Ｌ）の体積比Ｍ／Ｌ＝３０／７０であった。
【００７１】
また２００℃での熱膨張率は８．２×１０−６／Ｋ、室温（２３±２℃）での熱伝導率は２１０Ｗ／ｍＫであった。
次いで上記基材に対するエッチングの時間を変更して、接合面の段差の段差高さを１０．５μｍとしたこと以外は実施例１と同様にしてヒートスプレッダを製造した。
被覆層の表面の中心線平均粗さＲａは２．１μｍであった。
【００７２】
〈実施例１２〉
低熱膨張粒子としての２種のＳｉＣ粒子（第一、第二原料粒子）の質量比を変更して調製した、下記の粒径分布を有する混合粒子を使用したこと以外は実施例１と同様にして基材を作製した。
・  粒径３μｍ未満の粒子：０．５質量％
・  粒径３μｍ以上、３０μｍ以下の小粒子：３０質量％
・  粒径３０μｍを超え、８０μｍ未満の粒子：１質量％
・  粒径８０μｍ以上、２７０μｍ以下の大粒子：６８質量％
・  粒径２７０μｍを超える粒子：０．５質量％
作製した基材を構成するＭｇ（高熱伝導金属Ｍ）とＳｉＣ粒子（低熱膨張粒子Ｌ）の体積比Ｍ／Ｌ＝３０／７０であった。
【００７３】
また２００℃での熱膨張率は７．８×１０−６／Ｋ、室温（２３±２℃）での熱伝導率は２２５Ｗ／ｍＫであった。
次いで上記基材に対するエッチングの時間を変更して、接合面の段差の段差高さを１９．４μｍとしたこと以外は実施例１と同様にしてヒートスプレッダを製造した。
被覆層の表面の中心線平均粗さＲａは６．８μｍであった。
【００７４】
〈比較例６〉
低熱膨張粒子としての２種のＳｉＣ粒子（第一、第二原料粒子）の質量比を変更して調製した、下記の粒径分布を有する混合粒子を使用したこと以外は実施例１と同様にして基材を作製した。
・  粒径３μｍ未満の粒子：１質量％
・  粒径３μｍ以上、３０μｍ以下の小粒子：４８質量％
・  粒径３０μｍを超え、８０μｍ未満の粒子：８質量％
・  粒径８０μｍ以上、２７０μｍ以下の大粒子：４２質量％
・  粒径２７０μｍを超える粒子：１質量％
作製した基材を構成するＭｇ（高熱伝導金属Ｍ）とＳｉＣ粒子（低熱膨張粒子Ｌ）の体積比Ｍ／Ｌ＝３０／７０であった。
【００７５】
また２００℃での熱膨張率は９．２×１０−６／Ｋ、室温（２３±２℃）での熱伝導率は１６５Ｗ／ｍＫであった。
次いで上記基材に対するエッチングの時間を変更して、接合面の段差の段差高さを６．９μｍとしたこと以外は実施例１と同様にしてヒートスプレッダを製造した。
被覆層の表面の中心線平均粗さＲａは０．９μｍであった。
【００７６】
〈比較例７〉
低熱膨張粒子としての２種のＳｉＣ粒子（第一、第二原料粒子）の質量比を変更して調製した、下記の粒径分布を有する混合粒子を使用したこと以外は実施例１と同様にして基材を作製した。
・  粒径３μｍ未満の粒子：０．５質量％
・  粒径３μｍ以上、３０μｍ以下の小粒子：８質量％
・  粒径３０μｍを超え、８０μｍ未満の粒子：５．５質量％
・  粒径８０μｍ以上、２７０μｍ以下の大粒子：８４質量％
・  粒径２７０μｍを超える粒子：２質量％
作製した基材を構成するＭｇ（高熱伝導金属Ｍ）とＳｉＣ粒子（低熱膨張粒子Ｌ）の体積比Ｍ／Ｌ＝３０／７０であった。
【００７７】
また２００℃での熱膨張率は１０．５×１０−６／Ｋ、室温（２３±２℃）での熱伝導率は１６０Ｗ／ｍＫであった。
次いで上記基材に対するエッチングの時間を変更して、接合面の段差の段差高さを２７．２μｍとしたこと以外は実施例１と同様にしてヒートスプレッダを製造した。
被覆層の表面の中心線平均粗さＲａは９．７μｍであった。
【００７８】
〈実施例１３〉
高熱伝導金属としてＡｌの粉末を用いたこと以外は実施例１と同様にして基材を作製した。
作製した基材を構成するＡｌ（高熱伝導金属Ｍ）とＳｉＣ粒子（低熱膨張粒子Ｌ）の体積比Ｍ／Ｌ＝３０／７０であった。
【００７９】
また２００℃での熱膨張率は７．７×１０−６／Ｋ、室温（２３±２℃）での熱伝導率は１８０Ｗ／ｍＫであった。
次いで、エッチング液として水酸化ナトリウム水溶液（濃度２０質量％）を使用するとともにエッチングの時間を変更して、接合面の段差の段差高さを１５．５μｍとしたこと以外は実施例１と同様にしてヒートスプレッダを製造した。
【００８０】
被覆層の表面の中心線平均粗さＲａは４．３μｍであった。
〈実施例１４〉
低熱膨張粒子として、平均粒径１８０μｍのダイヤモンド粒子（第一原料粒子）と、平均粒径１６μｍのダイヤモンド粒子（第二原料粒子）とを質量比（第一原料粒子）／（第二原料粒子）＝７０／３０で配合して調製した、下記の粒径分布を有する混合粒子を使用したこと以外は実施例１と同様にして基材を作製した。
・  粒径３μｍ未満の粒子：０質量％
・  粒径３μｍ以上、３０μｍ以下の小粒子：３５質量％
・  粒径３０μｍを超え、８０μｍ未満の粒子：３質量％
・  粒径８０μｍ以上、２７０μｍ以下の大粒子：６２質量％
・  粒径２７０μｍを超える粒子：０質量％
作製した基材を構成するＭｇ（高熱伝導金属Ｍ）とダイヤモンド粒子（低熱膨張粒子Ｌ）の体積比Ｍ／Ｌ＝４０／６０であった。
【００８１】
また２００℃での熱膨張率は８．０×１０−６／Ｋ、室温（２３±２℃）での熱伝導率は５２０Ｗ／ｍＫであった。
次いで上記基材に対するエッチングの時間を変更して、接合面の段差の段差高さを１８．７μｍとしたこと以外は実施例１と同様にしてヒートスプレッダを製造した。
被覆層の表面の中心線平均粗さＲａは６．１μｍであった。
【００８２】
〈実施例１５〉
高熱伝導金属としてＣｕの粉末を用いたこと以外は実施例１４と同様にして基材を作製した。
作製した基材を構成するＣｕ（高熱伝導金属Ｍ）とダイヤモンド粒子（低熱膨張粒子Ｌ）の体積比Ｍ／Ｌ＝４０／６０であった。
【００８３】
また２００℃での熱膨張率は８．５×１０−６／Ｋ、室温（２３±２℃）での熱伝導率は４９０Ｗ／ｍＫであった。
次いで、エッチング液として塩化第二鉄水溶液（濃度５〜２０質量％）を使用するとともにエッチングの時間を変更して、接合面の段差の段差高さを１３．５μｍとしたこと以外は実施例１と同様にしてヒートスプレッダを製造した。
【００８４】
被覆層の表面の中心線平均粗さＲａは４．１μｍであった。
〈実施例１６〉
高熱伝導金属としてＡｇの粉末を用いたこと以外は実施例１４と同様にして基材を作製した。
作製した基材を構成するＡｇ（高熱伝導金属Ｍ）とダイヤモンド粒子（低熱膨張粒子Ｌ）の体積比Ｍ／Ｌ＝４０／６０であった。
【００８５】
また２００℃での熱膨張率は９．０×１０−６／Ｋ、室温（２３±２℃）での熱伝導率は５５０Ｗ／ｍＫであった。
次いで、エッチング液としてリン酸５０質量％−酢酸４０質量％−硝酸４質量％の混酸水溶液を使用するとともにエッチングの時間を変更して、接合面の段差の段差高さを１６．５μｍとしたこと以外は実施例１と同様にしてヒートスプレッダを製造した。
【００８６】
被覆層の表面の中心線平均粗さＲａは４．６μｍであった。
〈実施例１７〉
高熱伝導金属としてＡｌの粉末を用いたこと以外は実施例１４と同様にして基材を作製した。
作製した基材を構成するＡｌ（高熱伝導金属Ｍ）とダイヤモンド粒子（低熱膨張粒子Ｌ）の体積比Ｍ／Ｌ＝４０／６０であった。
【００８７】
また２００℃での熱膨張率は８．０×１０−６／Ｋ、室温（２３±２℃）での熱伝導率は５１０Ｗ／ｍＫであった。
次いで、エッチング液として水酸化ナトリウム水溶液（濃度２０質量％）を使用するとともにエッチングの時間を変更して、接合面の段差の段差高さを１２．９μｍとしたこと以外は実施例１と同様にしてヒートスプレッダを製造した。
【００８８】
被覆層の表面の中心線平均粗さＲａは４．２μｍであった。
〈半田の濡れ性評価〉
直径５φ×長さ１０ｍｍの円柱状のＰｂ−Ｓｎ半田〔Ｐｂ：６０質量％、Ｓｎ：４０質量％〕を、実施例、比較例で製造したヒートスプレッダの、段差を形成した側の接合面を被覆した被覆層の上に、上記円柱の一端を当該接合面と接触させ、長さ方向を上記接合面と直交させた状態で載置し、窒素雰囲気中で、リフロー炉を用いて２８０℃×１８０秒間加熱して溶融させた。
【００８９】
そして冷却後のヒートスプレッダを、溶融して被覆層の表面に付着した半田の塊の中央部を通る位置で、当該半田の塊ごと接合面と直交方向に切断して断面を露出させ、当該断面における、被覆層の表面と半田の塊の端とのなす接触角（°）を測定して半田の濡れ性を評価した。
すなわち接触角が小さいほど、被覆層の表面は半田の濡れ性に優れていると評価することができる。
【００９０】
例えば上記Ｐｂ−Ｓｎ半田の場合、良好な半田接合のためには接触角が５０°以下であるのが好ましい。ただし過剰な半田流れを抑制するためには接触角が２５°以上であるのが好ましい。
〈ボイド率の測定〉
接合面にＮｉメッキ層を形成した、縦２０ｍｍ×横５０ｍｍのＤＢＡ（Ｄｉｒｅｃｔ  Ｂｏｎｄ  Ａｌｕｍｉｎｕｍ）基板〔三菱マテリアル(株)製〕を用意した。
【００９１】
次いで上記ＤＢＡ基板を、実施例、比較例で製造したヒートスプレッダの、段差を形成した側の接合面を被覆した被覆層の上に、上記Ｎｉメッキ層を形成した側を被覆層に向けた状態で、縦２０ｍｍ×横５０ｍｍ×厚み０．２５ｍｍのシート状のＰｂ−Ｓｎ半田〔Ｐｂ：６０質量％、Ｓｎ：４０質量％〕を介して載置した。
そしてＮ２＋４体積％Ｈ２混合ガス雰囲気中で、リフロー炉を用いて２８０℃×６００秒間加熱して半田を溶融させて、ヒートスプレッダとＤＢＡ基板とを半田接合した。
【００９２】
次いで、上記ヒートスプレッダとＤＢＡ基板の半田接合部分を、マイクロフォーカスＸ線検査装置〔日立建機ファインテック(株)製のＭＦ１００Ｃ〕を用いて観察し、画像処理して、被覆層とＤＢＡの界面を平面視した際に、半田接合面に発生したボイドの面積の、当該半田接合面の全面積中に占める面積比率をボイド率として求めた。
ボイド率は、良好な半田接合のために０．５％以下であるのが好ましい。
【００９３】
以上の結果を表１、表２に示す。
なお表１、表２中、低熱膨張粒子Ｌの種類の欄の「Ｄｉａ」はダイヤモンド粒子を示す。また「小粒子(ｗｔ％)」は粒径３μｍ以上、３０μｍ以下の粒子の質量％、「大粒子(ｗｔ％)」は粒径８０μｍ以上、２７０μｍ以下の粒子の質量％を示す。
【００９４】
【表１】
0006497616.tif 000002
【００９５】
【表２】
0006497616.tif 000003
【００９６】
表１、表２の実施例１〜１７、比較例１〜７の結果より、高熱伝導金属と低熱膨張粒子の複合材料からなる基材の接合面に、段差高さ８．０μｍ以上、２５．０μｍ以下段差を形成するとともに、その上に被覆する被覆層の厚みを調整して、当該被覆層の表面の中心線平均粗さＲａを２．０μｍ以上とすることにより、半田の濡れ性を向上してボイドの発生を抑制できることが判った。
【００９７】
ただし中心線平均粗さＲａが９．０μｍを超える場合には却ってボイドが発生しやすくなるため、当該中心線平均粗さＲａは９．０μｍ以下である必要があることも判った。
また実施例１〜１７の結果より、上記効果をより一層向上することを考慮すると、接合面の段差の段差高さは、上記の範囲でも１１.０μｍ以上、特に１２．０μｍ以上であるのが好ましく、１９．０μｍ以下、特に１７．０μｍ以下であるのが好ましいこと、被覆層の表面の中心線平均粗さＲａは、上記の範囲でも３．０μｍ以上であるのが好ましく、６．５μｍ以下であるのが好ましいことが判った。
【図１】
0006497616.tif 000004