(57)【要約】【課題】半導体装置等に有用な高熱伝導率のダイヤモンド−金属複合材料及びその製造方法を提供すること。【解決手段】ダイヤモンド−金属複合材料を、金属マトリックス中に、炭化物を主成分とする反応層を表面に有するダイヤモンド粒子を分散させた構造とする。該反応層は、４ａ、５ａ及び６ａ族元素から選ばれた一種以上からなる金属２の炭化物を主成分とし、該金属マトリックスはＡｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎより選ばれた一種以上の金属からなる。上記の構造を有することにより、金属とダイヤモンドとが強固に接合され、３５０Ｗ／ｍＫ〜６００Ｗ／ｍＫという高熱伝導のダイヤモンド−金属複合材料となる。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
平均粒径が６０μｍ未満のダイヤモンド粒子と、該ダイヤモンド粒子の表面に形成された４ａ、５ａ及び６ａ族元素から選ばれた一種以上からなる金属２の炭化物を主成分とする反応層と、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎより選ばれた一種以上からなる金属１とからなり、前記金属１によって形成されたマトリックス中に該反応層を有する各ダイヤモンド粒子が金属１によって隔てられて分散していることを特徴とするダイヤモンド−金属複合材料。
【請求項２】
室温下での熱伝導率が３５０Ｗ／ｍＫ〜６００Ｗ／ｍＫの範囲であることを特徴とする、請求項１に記載のダイヤモンド−金属複合材料。
【請求項３】
前記ダイヤモンド粒子が平均粒径で１０μｍ以上、６０μｍ未満であることを特徴とする、請求項１または２に記載のダイヤモンド−金属複合材料。
【請求項４】
前記ダイヤモンド粒子が平均粒径で２０μｍ以上、４０μｍ以下であることを特徴とする、請求項１〜３のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料。
【請求項５】
前記ダイヤモンド粒子がダイヤモンド−金属複合材料の３５〜８０ｖｏｌ％を占めることを特徴とする、請求項１〜４のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料。
【請求項６】
前記金属１がＡｇ、Ｃｕから選ばれた一種以上の金属からなることを特徴とする、請求項１〜５のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料。
【請求項７】
前記金属１がＡｇとＣｕとの合金であり、金属１中に占めるＡｇの割合が５５ｖｏｌ％〜８５ｖｏｌ％であることを特徴とする、請求項１〜６のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料。
【請求項８】
前記反応層が平均で０．０１μｍ〜１．０μｍの範囲の厚みでダイヤモンド粒子表面に形成されていることを特徴とする、請求項１〜７のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料。
【請求項９】
相対密度が９５％以上であり、室温下での熱伝導率が前記金属１の熱伝導率よりも高いことを特徴とする、請求項１〜８のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料。
【請求項１０】
請求項１〜９のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料を用いたヒートシンク。
【請求項１１】
請求項１０に記載のヒートシンクを用いた半導体デバイス。
【請求項１２】
ダイヤモンド粒子と金属と金属炭化物とからなるダイヤモンド−金属複合材料の製造方法であって、平均粒径が６０μｍ未満のダイヤモンド粒子と、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎより選ばれた一種以上からなる金属１の粉末と、４ａ、５ａ及び６ａ族元素から選ばれた一種以上からなる金属２の粉末との混合粉末、又は、ダイヤモンド粒子と、該金属１及び該金属２の合金粉末との混合粉末を得る工程１と、該混合粉末を加圧成形する工程２と、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎより選ばれた一種以上からなる金属３の粉末を加圧成形して成形体を得る工程３と、工程２で製造した混合粉末成形体の上に工程３で得た金属３の成形体を配置する工程４と、非酸化雰囲気下において、両成形体を接触した状態に保ちながら金属１及び金属３の融点以上に加熱してダイヤモンド粒子表面に金属２の炭化物を形成するとともに、ダイヤモンド粒子間隙に溶融した金属３を無負荷で溶浸し緻密体とする工程５を含むことを特徴とする、ダイヤモンド−金属複合材料の製造方法。
【請求項１３】
ダイヤモンド粒子と金属と金属炭化物からなるダイヤモンド−金属複合材料の製造方法であって、平均粒径が６０μｍ未満のダイヤモンド粒子と、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎより選ばれた一種以上からなる金属１の粉末と、４ａ、５ａ及び６ａ族元素から選ばれた一種以上からなる金属２の粉末との混合粉末、又は、ダイヤモンド粒子と、該金属１と該金属２の合金粉末との混合粉末を得る工程１と、該混合粉末を加圧成形する工程２と、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎより選ばれた一種以上からなる金属３の板材あるいは塊材を準備する工程３と、工程２で製造した混合粉末成形体の上に工程３で準備した金属３の成形体を配置する工程４と、非酸化雰囲気下において、両成形体を接触した状態に保ちながら金属１及び金属３の融点以上に加熱してダイヤモンド粒子表面に金属２の炭化物を形成するとともに、ダイヤモンド粒子間隙に溶融した金属３を無負荷で溶浸し緻密体とする工程５を含むことを特徴とする、ダイヤモンド−金属複合材料の製造方法。
【請求項１４】
前記ダイヤモンド粒子が平均粒径が１０μｍ以上、６０μｍ未満のダイヤモンド粒子であることを特徴とする、請求項１２または１３に記載のダイヤモンド−金属複合材料の製造方法。
【請求項１５】
前記ダイヤモンド粒子の平均粒径が２０μｍ以上、４０μｍ以下であることを特徴とする、請求項１４に記載のダイヤモンド−金属複合材料の製造方法。
【請求項１６】
前記工程２における成形を冷間または温間で行い、その時の圧力が１００〜１０００ＭＰａの範囲であることを特徴とする、請求項１２〜１５のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料の製造方法。
【請求項１７】
前記工程３において、金属３の成形体、板材又は塊材の体積が、前記工程２で製造した混合粉末成形体中に存在する気孔の総体積よりも大きいことを特徴とする、請求項１２〜１６のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料の製造方法。
【請求項１８】
前記工程２において得られた成形体中の金属１、金属２又はその合金の粉末の融点をＴｍ１、前記工程３において成形あるいは準備した金属３の成形体、板材あるいは塊材の融点をＴｍ２とした場合、Ｔｍ１≧Ｔｍ２であることを特徴とする、請求項１２〜１７のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料の製造方法。
【請求項１９】
前記工程５において、加熱温度をＴ、金属１の融点をＴｍ1、金属３の融点をＴｍ2とした場合、Ｔ≧Ｔｍ1＋２００℃及びＴ≧Ｔｍ2＋２００℃であることを特徴とする、請求項１２〜１８のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料の製造方法。
【請求項２０】
前記工程５において、加熱時の雰囲気が０．０１３３Ｐａ以下の真空、又はアルゴン、水素もしくはヘリウムを含むガス雰囲気であることを特徴とする、請求項１２〜１９のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は放熱基板として用いるダイヤモンド−金属複合材料およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、半導体装置の大出力化、高集積化に伴いヒートシンクに対してより高い熱伝導率が求められている。ヒートシンクとして使用される典型的な材料としてはＣｕがあり、これは３９８Ｗ／ｍＫと比較的高い熱伝導率を有しているものの、熱膨張係数が１７×１０-6／Ｋと代表的な半導体素子のＳｉ（３×１０-6／Ｋ）、ＩｎＰ（４．５×１０-6／Ｋ）、ＧａＡｓ（５．９×１０-6／Ｋ）に比べて大きな値であった。そのため接合時の冷却過程において、あるいは動作時／非動作時の熱サイクルに伴って接合界面近傍に大きな熱応力が発生するため、使用できない場合があった。
【０００３】
このような場合には、Ｗ、Ｍｏといった熱膨張係数の低い材料とＣｕとを合金化することによって熱膨張係数を半導体素子に近づけたＣｕＷ、ＣｕＭｏといった材料が用いられる。しかし、Ｃｕ以外の材料が低熱伝導率であるため、これらの合金の熱伝導率は３００Ｗ／ｍＫ未満となりＣｕの熱伝導率の値以下に低下する。
【０００４】
高熱伝導率のヒートシンクと成り得る材料としては、ダイヤモンドが挙げられる。ダイヤモンドは１０００Ｗ／ｍＫ以上の高い熱伝導率を有する。しかしダイヤモンドは熱膨張係数が２．３×１０-6／Ｋと半導体素子に比べて小さすぎ、ＧａＡｓのような比較的熱膨張係数の大きな半導体素子には対応できない。またダイヤモンドのヤング率は１０５０ＧＰａと非常に大きいため、半導体素子とのロウ付け時の冷却過程において、あるいは使用時の熱サイクルにおいてヒートシンクと半導体素子との間に大きな熱応力が発生し、破壊が起き易くなるという問題がある。
【０００５】
そこでダイヤモンドと金属とを組み合わせた材料をヒートシンクとして用いることが考えられる。その一つとして、ダイヤモンド粒子と金属粉末の混合粉末を加圧しながら溶融凝固させることで金属とダイヤモンド粒子とを複合化させた材料が提案されている（特許文献１参照）。しかしながらこの材料においては、金属とダイヤモンドとの濡れ性が極めて悪く、界面の密着性に乏しいために、使用する金属に対してそれほど熱伝導率は改善されていない。
【０００６】
また、ダイヤモンドとＡｇあるいはＣｕといった金属との濡れ性を向上させたヒートシンクおよびその製法が提案されている（特許文献２参照）。この方法は、Ａｇ−Ｃｕ−Ｔｉ系合金粉末とダイヤモンド粒子を混合し加圧成形した後、該合金の融点以上まで加熱することにより合金中のＴｉがダイヤ表面と反応しＴｉＣを形成し、このＴｉＣによりＡｇあるいはＣｕとダイヤモンドとの濡れ性が改善されダイヤモンド粒子と溶融金属の界面が密着するというものである（焼結法）。また、ダイヤモンド粒子とＡｇ−Ｃｕ−Ｔｉ系合金の粉末又は板材を容器中に充填し、該合金の融点以上に加熱してダイヤモンド表面にＴｉＣ層を形成させ、さらに加熱することで該合金の一部を揮発させて多孔体とし、これにＡｇ−Ｃｕ合金を上から含浸することで焼結法よりも高い相対密度と熱伝導率を持つダイヤモンドと金属の複合材を得ている（溶浸法）。
【０００７】
この他、さらに特徴的なヒートシンクとその製法が提案されている（特許文献３参照）。基本的な製法は前記特許文献２に記載の溶浸法と同様であるが、容器中でＴｉＣをダイヤモンド表面に形成させた後、さらに加熱し続けることで完全にＡｇ−Ｃｕを揮発させてダイヤモンドとＴｉＣからなる多孔体を製造し、それに対して上からＡｇ−Ｃｕ合金を含浸することによって、高い相対密度と熱伝導率を持つダイヤモンドと金属の複合材を得るというものである。この製造法においては、ダイヤモンド粒子がＴｉＣにより連結されており粒子間には金属がほとんど存在していない。このような構造だと格子振動のみで熱が伝わっていくことが予想されるため、従来の材料（熱伝導に電子を介する）に対し熱伝導が大きくなる。また、機械的な密着強度も高くなる。
【０００８】
しかし、上記した特許文献２、３に記載の二例のように、ダイヤモンド多孔体を製造した後に多孔体の上から溶融Ａｇ−Ｃｕ合金を含浸した複合材における問題点として、大型の材料に均一に溶融Ａｇ−Ｃｕ合金を浸透させて相対密度が９５％以上の緻密体とすることは困難であり、製造可能な形状に制約があるということが挙げられる。
【０００９】
上記二例の溶浸法では容器又は型にダイヤモンド粒子を充填した後に、炭化物形成金属を含む合金を入れて融点以上に加熱し、ダイヤモンド粒子に浸透させながら金属炭化物を形成させるという方法が用いられる。この方法では、溶融合金中の炭化物成形金属の含有量が浸透していく過程で減少するために、ダイヤモンド粒子表面に形成される反応層の厚みが変動する。その結果、反応層が最適な厚みよりも厚くなった部分では、金属炭化物の低い熱伝導率に起因して熱伝導率が低下する。また、反応層が最適な厚みよりも薄くなった部分では、界面の密着性が失われるために気孔が多数発生し、密度と熱伝導率が低下する。結果としてヒートシンク全体の密度と熱伝導率が低下する。この傾向はダイヤモンド粒子の粒径が比較的小さい場合およびヒートシンクの厚みが大きい場合にさらに顕著になる。
【００１０】
また、上記の二例の溶浸法では容器又は型にダイヤモンド粒子と炭化物形成金属を含む合金を同時に入れて融点以上に加熱し、ダイヤモンド粒子表面に金属炭化物を形成させながら溶浸するという方法が用いられる。この方法では、溶融時に体積が縮小するためダイヤモンド粒子の分散状態が不均一になり、その結果、形成される金属炭化物を含む反応層の厚みが不均一となり、ヒートシンク全体の熱伝導率が低下する。この傾向はダイヤモンド粒子の粒径が比較的小さい場合およびヒートシンクの厚みが大きい場合にさらに顕著になる。
【００１１】
さらに、上記の二例の溶浸法では金属炭化物を形成した後に金属の一部又は全部を揮発させて多孔体を形成し溶浸をするという方法が用いられる。この方法のように多孔体の比較的小さな隙間に金属を溶浸し緻密化することは、多孔体表面の大部分を占める金属炭化物と金属との濡れ性が悪いため困難である。そのため、１００μｍ以下程度の比較的粒径の小さなダイヤモンド粒子を用いる場合には多孔体の空隙が小さくなるため、緻密体を得ることは困難である。また、製造するヒートシンクの厚みが大きくなる場合にも、溶浸する深さが大きくなるためヒートシンク全体を緻密体とすることは難しい。
【００１２】
特許文献３記載のダイヤモンドが炭化物で連結されている構造となっているもののような場合にはヒートシンクのヤング率が非常に高くなり、前述のように半導体素子との接合界面に大きな熱応力が発生するため好ましくない。また、特許文献２において提案されている焼結法では、相対密度が低い材料しか得られない。
【００１３】
さらに、上記した二例では使用するダイヤモンド粒子の粒径を６０μｍ以上、７００μｍ以下としているが、ダイヤモンドは硬度が高く、粒径の大きなダイヤモンド粒子を使用してヒートシンクを製造した場合、加工性が著しく損なわれ、表面の平坦度が十分に得られないという問題が発生する。その結果、半導体素子との接合時若しくは動作時の熱サイクル負荷に伴って密着性が低下し、熱伝導性が低下するため、半導体素子の動作が不安定になってしまう。
【００１４】
【特許文献１】
特開平４−２５９３０５号公報
【特許文献２】
特開平１１−６７９９１号公報
【特許文献３】
特開平１０−２２３８１２号公報
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
本発明は前記問題を解決し、従来よりも均一に緻密化された、熱伝導率の高いダイヤモンド−金属複合材料及びその製造方法を提供することを目的とする。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは従来のダイヤモンドと金属の複合材およびその製造方法における課題を解消するダイヤモンド−金属複合材料およびその製造方法を提供するべく検討した結果、前記課題は本発明の次の構成により解決することができることを見出した。
【００１７】
（１）平均粒径が６０μｍ未満のダイヤモンド粒子と、該ダイヤモンド粒子の表面に形成された４ａ、５ａ及び６ａ族元素から選ばれた一種以上からなる金属２の炭化物を主成分とする反応層と、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎより選ばれた一種以上からなる金属１とからなり、前記金属１によって形成されたマトリックス中に該反応層を有する各ダイヤモンド粒子が金属１によって隔てられて分散していることを特徴とするダイヤモンド−金属複合材料。
（２）室温下での熱伝導率が３５０Ｗ／ｍＫ〜６００Ｗ／ｍＫの範囲であることを特徴とする、上記（１）に記載のダイヤモンド−金属複合材料。
（３）前記ダイヤモンド粒子が平均粒径で１０μｍ以上、６０μｍ未満であることを特徴とする、上記（１）または（２）に記載のダイヤモンド−金属複合材料。
【００１８】
（４）前記ダイヤモンド粒子が平均粒径で２０μｍ以上、４０μｍ以下であることを特徴とする、上記（１）〜（３）のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料。
（５）前記ダイヤモンド粒子がダイヤモンド−金属複合材料の３５〜８０ｖｏｌ％を占めることを特徴とする、上記（１）〜（４）のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料。
（６）前記金属１がＡｇ、Ｃｕから選ばれた一種以上の金属からなることを特徴とする、上記（１）〜（５）のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料。
【００１９】
（７）前記金属１がＡｇとＣｕとの合金であり、金属１中に占めるＡｇの割合が５５ｖｏｌ％〜８５ｖｏｌ％であることを特徴とする、上記（１）〜（６）のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料。
（８）前記反応層が平均で０．０１μｍ〜１．０μｍの範囲の厚みでダイヤモンド粒子表面に形成されていることを特徴とする、上記（１）〜（７）のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料。
（９）相対密度が９５％以上であり、室温下での熱伝導率が前記金属１の熱伝導率よりも高いことを特徴とする、上記（１）〜（８）のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料。
（１０）上記（１）〜（９）のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料を用いたヒートシンク。
（１１）上記（１０）に記載のヒートシンクを用いた半導体デバイス。
【００２０】
（１２）ダイヤモンド粒子と金属と金属炭化物とからなるダイヤモンド−金属複合材料の製造方法であって、平均粒径が６０μｍ未満のダイヤモンド粒子と、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎより選ばれた一種以上からなる金属１の粉末と、４ａ、５ａ及び６ａ族元素から選ばれた一種以上からなる金属２の粉末との混合粉末、又は、ダイヤモンド粒子と、該金属１及び該金属２の合金粉末との混合粉末を得る工程１と、該混合粉末を加圧成形する工程２と、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎより選ばれた一種以上からなる金属３の粉末を加圧成形して成形体を得る工程３と、工程２で製造した混合粉末成形体の上に工程３で得た金属３の成形体を配置する工程４と、非酸化雰囲気下において、両成形体を接触した状態に保ちながら金属１及び金属３の融点以上に加熱してダイヤモンド粒子表面に金属２の炭化物を形成するとともに、ダイヤモンド粒子間隙に溶融した金属３を無負荷で溶浸し緻密体とする工程５を含むことを特徴とする、ダイヤモンド−金属複合材料の製造方法。
【００２１】
（１３）ダイヤモンド粒子と金属と金属炭化物からなるダイヤモンド−金属複合材料の製造方法であって、平均粒径が６０μｍ未満のダイヤモンド粒子と、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎより選ばれた一種以上からなる金属１の粉末と、４ａ、５ａ及び６ａ族元素から選ばれた一種以上からなる金属２の粉末との混合粉末、又は、ダイヤモンド粒子と、該金属１と該金属２の合金粉末との混合粉末を得る工程１と、該混合粉末を加圧成形する工程２と、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎより選ばれた一種以上からなる金属３の板材あるいは塊材を準備する工程３と、工程２で製造した混合粉末成形体の上に工程３で準備した金属３の成形体を配置する工程４と、非酸化雰囲気下において、両成形体を接触した状態に保ちながら金属１及び金属３の融点以上に加熱してダイヤモンド粒子表面に金属２の炭化物を形成するとともに、ダイヤモンド粒子間隙に溶融した金属３を無負荷で溶浸し緻密体とする工程５を含むことを特徴とする、ダイヤモンド−金属複合材料の製造方法。
【００２２】
（１４）前記ダイヤモンド粒子が平均粒径が１０μｍ以上、６０μｍ未満のダイヤモンド粒子であることを特徴とする、上記（１２）または（１３）に記載のダイヤモンド−金属複合材料の製造方法。
（１５）前記ダイヤモンド粒子の平均粒径が２０μｍ以上、４０μｍ以下であることを特徴とする、上記（１４）に記載のダイヤモンド−金属複合材料の製造方法。
（１６）前記工程２における成形を冷間または温間で行い、その時の圧力が１００〜１０００ＭＰａの範囲であることを特徴とする、上記（１２）〜（１５）のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料の製造方法。
（１７）前記工程３において、金属３の成形体、板材又は塊材の体積が、前記工程２で製造した混合粉末成形体中に存在する気孔の総体積よりも大きいことを特徴とする、上記（１２）〜（１６）のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料の製造方法。
【００２３】
（１８）前記工程２において得られた成形体中の金属１、金属２又はその合金の粉末の融点をＴｍ１、前記工程３において成形あるいは準備した金属３の成形体、板材あるいは塊材の融点をＴｍ２とした場合、Ｔｍ１≧Ｔｍ２であることを特徴とする、上記（１２）〜（１７）のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料の製造方法。
（１９）前記工程５において、加熱温度をＴ、金属１の融点をＴｍ1、金属３の融点をＴｍ2とした場合、Ｔ≧Ｔｍ1＋２００℃及びＴ≧Ｔｍ2＋２００℃であることを特徴とする、上記（１２）〜（１８）のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料の製造方法。
（２０）前記工程５において、加熱時の雰囲気が０．０１３３Ｐａ以下の真空、又はアルゴン、水素もしくはヘリウムを含むガス雰囲気であることを特徴とする、上記（１２）〜（１９）のいずれかに記載のダイヤモンド−金属複合材料の製造方法。
【００２４】
【発明の実施の形態】
本発明のダイヤモンド−金属複合材料は、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎより選ばれた一種以上からなる金属１をマトリックスとし、このマトリックス中に平均粒径が６０μｍ未満のダイヤモンド粒子が分散した構造となっている。ダイヤモンド粒子はそれぞれが接触しておらず、その表面に、４ａ、５ａ及び６ａ族元素から選ばれた一種以上からなる金属２の炭化物とを主成分とする反応層が存在しており、これを介してマトリックス金属１とダイヤモンド粒子とが密着した構造となっている。上記の構造により、本発明のダイヤモンド−金属複合材料は相対密度を９５％以上とし、室温での熱伝導率が３５０Ｗ／ｍＫ〜６００Ｗ／ｍＫの範囲とすることができる。
【００２５】
上記本発明のダイヤモンド−金属複合材料は相対密度が少なくとも９５％以上であり、さらには相対密度が９８％以上であることが望ましい。ダイヤモンド−金属複合材料中に気孔が多数残存していると、メッキをする場合にメッキ液がダイヤモンド−金属複合材料中に染み込み、実装時に加熱されて膨張することでダイヤモンド−金属複合材料が変形してしまうため好ましくない。
【００２６】
熱伝導性に優れたダイヤモンド−金属複合材料を得るには、ダイヤモンド粒子と複合化する金属１に関しても熱伝導率の高いＡｇ，Ｃｕ又はそれらを基とした合金を用いることが好ましい。さらにＡｇとＣｕを合金化することにより、金属１の融点が低下するため、純金属に比べて溶融時の表面張力が低下して濡れ性が改善されるうため、ダイヤモンド粒子間隙に浸透しやすくなり、その結果、気孔の少ない緻密なダイヤモンド−金属複合材料が製造可能となる。そのため、金属１中のＡｇの割合は５５ｖｏｌ％〜８５ｖｏｌ％であることが望ましい。
【００２７】
ダイヤモンド粒子の平均粒径は１０μｍ以上、６０μｍ未満であることが望ましく、２０μｍ以上、４０μｍ以下であることがさらに望ましい。ダイヤモンド粒子の粒径が大きすぎると加工性が著しく損なわれるため、加工コストが増大すると共に、ヒートシンクとしての仕様に耐えうる加工精度を得ることが非常に困難となる。また、ダイヤモンド粒子の粒径が細かすぎると、ダイヤモンド粒子と金属との界面が増大し、界面での熱伝導率ロスが大きくなるためダイヤモンド−金属複合材料の熱伝導率が低下し、ダイヤモンドの高熱伝導率が生かされず、ダイヤモンド−金属複合材料の熱伝導率は使用した金属の熱伝導率を下回ってしまう。
【００２８】
このため本発明のダイヤモンド−金属複合材料においては、ダイヤモンド粒子は平均粒径で１０μｍ以上、６０μｍ未満であることが望ましく、２０μｍ以上、４０μｍ以下であることがさらに望ましい。
また、ダイヤモンド−金属複合材料中のダイヤモンド粒子の比率は、ダイヤモンド−金属複合材料の熱膨張係数を搭載時の半導体素子の熱膨張係数に合わせるために３５〜８０ｖｏｌ％とすることが望ましい。
【００２９】
また、ダイヤモンド粒子と金属１との界面が十分に密着していなければ、熱伝導性に優れたダイヤモンド−金属複合材料は得られない。本発明においては、金属１が溶融し、ダイヤモンド粒子間隙に浸透するのと同時に金属２がダイヤモンド粒子表面に金属炭化物を含む反応層を形成することで密着効果が得られる。
この金属炭化物を含む反応層はダイヤモンド粒子と金属の密着性を得るために必要不可欠である反面、それ自体は熱伝導率が低いため、この反応層は界面における熱抵抗として働く。
【００３０】
粒子分散型複合材料において界面で熱伝導のロスが生じる場合、熱伝導率は以下の式で求められる
【００３１】
【数１】
2004197153.tif 000002
【００３２】
ここでＫｍはマトリックスの熱伝導率、Ｋｄは分散粒子の熱伝導率、Ｖｄは分散粒子の体積分率、ａは分散粒子の半径である。界面における熱伝達率はｈｃ（熱バリアコンダクタンス）で表され、この値が大きいほど熱伝導率のロスが少ないことを意味する。すなわち界面に形成される炭化物量が多くなるほどｈｃは小さくなり、ダイヤモンド−金属複合材料の熱伝導率は低下する。
【００３３】
従って、反応層が多量に形成されて反応層が厚くなりすぎるとダイヤモンド−金属複合材料の熱伝導率が低下してしまう。
また、炭化物の形成量が少なく反応層の厚みが薄すぎるとダイヤモンド粒子表面に均一に反応層が形成されず、ダイヤモンドと金属との界面の密着性が低下して界面に気孔が多数発生するためにダイヤモンド−金属複合材料の熱伝導率は低下する。高熱伝導率のダイヤモンド−金属複合材料を得るためには、反応層の厚みが０．０１〜１．０μｍの範囲であることが望ましく、０．０５〜０．３μｍの範囲に制御することがさらに望ましい。反応層の厚みは使用するダイヤモンド粒子の粒径と、金属２の添加量によって決定される。
【００３４】
本発明のダイヤモンド−金属複合材料の製造方法は、次の工程を含んでいる。
▲１▼工程１：平均粒径が６０μｍ未満のダイヤモンド粒子と、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎより選ばれた一種以上からなる金属１の粉末と、４ａ、５ａ及び６ａ族元素から選ばれた一種以上からなる金属２の粉末との混合粉末、又は、ダイヤモンド粒子と該金属１と該金属２の合金粉末との混合粉末を得る工程
▲２▼工程２：該混合粉末を加圧成形する工程
▲３▼工程３：Ａｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎより選ばれた一種以上からなる金属３の粉末を加圧成形して成形体を得る工程
▲４▼工程４：工程２で製造した混合粉末成形体の上に工程３で得た金属３の成形体を配置する工程
▲５▼工程５：非酸化雰囲気下において、両成形体を接触した状態に保ちながら金属３の融点以上に加熱してダイヤモンド粒子表面に金属２の炭化物を形成するとともに、ダイヤモンド粒子間隙に溶融した金属３を無負荷で溶浸し緻密体とする工程
【００３５】
ここで、金属１及び金属３は単体である必要はなく、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎのいずれかを主成分とする金属であってもよい。また、金属２も単体である必要はなく、４ａ、５ａ及び６ａ族元素から選ばれた一種を主成分とするものであってもよい。
また、上記金属１と金属３とは同一の金属であっても良いし異なる金属であっても良い。
【００３６】
また、前記の金属３の粉末を加圧成形する工程３を金属３の板材あるいは塊材を準備する工程とし、前記工程４において金属３の板材あるいは塊材を工程２で製造した混合粉末成形体の上に配置しても良い。
前記合金粉末としては、市販の活性銀ロウ（例えば７０ｗｔ％Ａｇ−２８ｗｔ％Ｃｕ−２ｗｔ％Ｔｉ）のように予め合金化した粉末を用いても良い。
【００３７】
前記工程２において、混合粉末を得る方法としては、金属１の粉末と金属２の粉末とダイヤモンド粒子とを混合する方法、金属１の粉末と金属２の粉末を混合してのち、これにダイヤモンド粒子を混合する方法及び金属１と金属２との合金粉末にダイヤモンド粒子を混合する方法等がある。
またこの混合粉末を成形する際には、冷間成形でも良いが、温間成形であればより密度の高い成形体が得られるため最終的な気孔率を低く抑えたい時には有効である。また、その時の圧力は１００〜１０００ＭＰａの範囲で高いほど気孔率の小さい成形体が得られる。
【００３８】
本発明のダイヤモンド−金属複合材料の製造方法ではこの工程２における冷間または温間での加圧成形工程によりダイヤモンド−金属複合材料の最終的な形状と性能が決定される。そのため、いかなる場合においてもダイヤモンド粒子と金属１および金属２の粉末又はその合金粉末とを混合した後に、加圧成形を行うことが大きな特徴である。このようにすると成形時の体積が工程終了後まで維持されるため、従来の溶浸法に比べて材料設計が容易である。また、容器中から加工して取り出すといった工程は不要であり、ニアネット製造が可能である。
【００３９】
前記工程３において、金属３の粉末加圧成形体に替えて金属３の板材あるいは塊材を用いても良い。これらの材料は同体積の粉末材と比較して表面積が小さいため、酸素含有量が少なく表面に形成される酸化物の量も少ない。そのため溶融時の表面張力が低下し濡れ性が向上する。
【００４０】
前記工程４において粉末成形体の上に配置する金属３の粉末成形体あるいは板材、塊材の体積は混合粉末成形体中に存在する気孔の総体積よりも大きくしなければ溶浸時に金属が十分に溶浸されず９５％以上の緻密なダイヤモンド−金属複合材料は得られない。
【００４１】
工程５における加熱温度は、加熱温度をＴ、金属１の融点をＴｍ1、金属３の融点をＴｍ2、とした場合、金属１及び金属３の表面張力を下げて濡れ性を良くするためにＴ≧Ｔｍ1＋２００℃及びＴ≧Ｔｍ2＋２００℃の関係であることが望ましい。また、加熱時の雰囲気は０．０１３３Ｐａ以上の真空下かＡｒ，Ｈｅ，Ｈ2等のガス雰囲気下である必要がある。金属が酸化してしまうような雰囲気下では溶融金属の濡れ性が阻害されるため溶浸法により緻密なダイヤモンド−金属複合材料を得ることは困難である。
【００４２】
上記した本発明のダイヤモンド−金属複合材料製造法では、均一に分散したダイヤモンド粒子表面において、金属２の金属炭化物が形成されるのと同時にダイヤモンド粒子の隙間を溶融した金属１、金属３が浸透し、緻密体とすることが特徴である。そのため、ダイヤと混合し成形体とする合金は、その上に配置する金属３と融点が同じであり、両者が同時に溶融状態となることが望ましい。
【００４３】
さらに、凝固時に金属が大きく収縮することによって引け巣が発生し内部欠陥となる可能性があるため、成形体の上に配置する金属３の融点が成形体中の合金の融点以下であることが望ましい。上に配置する金属３の融点を低くすることにより、成形体中の合金が収縮した時にできた気孔に、溶融状態にある金属３が浸透し、より緻密なダイヤモンド−金属複合材料が得られる。
すなわち、成形体中の金属１、金属２又はその合金の粉末の融点をＴｍ１、前記工程３において成形あるいは準備した金属３の成形体、板材あるいは塊材の融点をＴｍ２とした場合、Ｔｍ１≧Ｔｍ２であるようにする。
【００４４】
本発明のダイヤモンド−金属複合材料は高熱伝導率かつ従来のダイヤモンドヒートシンクに比べて易加工性であるため、半導体レーザーやマイクロ波素子などの発熱量の大きいデバイスに用いるヒートシンクとして最適である。
【００４５】
【実施例】
以下に本発明の実施例を示すが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【００４６】
［実施例１］
原料粉末として平均粒径が４０μｍのダイヤモンド粒子とＡｇ−Ｃｕ合金粉末（７２ｗｔ％Ａｇ−２８ｗｔ％Ｃｕ）、Ｔｉ粉末を用意した。
これらの各粉末を下記表１に示すように、ダイヤモンド粒子が７０ｖｏｌ％、Ａｇ−Ｃｕ合金粉末が２０．０〜３０．０ｖｏｌ％、Ｔｉ粉末が０．０〜１０．０ｖｏｌ％となるように混合し、成形圧力８００ＭＰaで直径１０ｍｍ×厚み３ｍｍに加圧成形した。成形体の気孔率は２５％前後であった。
【００４７】
得られた成形体の上にＡｇ−Ｃｕ合金を直径１０ｍｍ×厚み１ｍｍに成形したものを乗せ、０．０１３３ＭＰa以下の高真空下において下記表１に示す温度で２ｈ加熱処理した。Ａｇ−Ｃｕ合金の融点は約７８０℃である。Ｔｉを添加しない場合はこの方法では試料が形成されなかったので黒鉛製のルツボ中に成形体を挿入し、溶製して試料を作製した。
【００４８】
【表１】
2004197153.tif 000003
【００４９】
得られた各溶浸材料を厚さ２ｍｍまで研磨して密度を測定した後、レーザーフラッシュ法によって熱伝導率を測定した。また、ダイヤモンド粒子と金属の界面を透過型電子顕微鏡で観察し、ダイヤモンド粒子表面に形成されたＴｉＣを含む反応層の厚みを測定した。
【００５０】
測定によって得られた各溶浸材料のダイヤ含有量、密度、ダイヤモンド粒子とＡｇ−Ｃｕ合金との界面に形成されるＴｉＣを含む反応層の厚み、熱伝導率の数値を下記表２に示した。この結果から分かるように、反応層の厚みが厚くなるとＡｇ−Ｃｕ合金とダイヤモンド粒子の密着性が改善されるため、密度が向上する。熱伝導率は反応層の厚みが０．０５〜０．５μｍの範囲の時に比較的高く、０．１５μｍで最大となる。また、融点に対して加熱温度が高いほど、溶融金属の表面張力が低下して溶浸されやすくなるため密度は向上し、気孔による熱伝導のロスが抑えられるため熱伝導率が向上する。
【００５１】
【表２】
2004197153.tif 000004
【００５２】
［実施例２］
原料粉末として平均粒径が5〜１００μｍのダイヤモンド粒子とＡｇ−Ｃｕ合金粉末（７２ｗｔ％Ａｇ−２８ｗｔ％Ｃｕ）、Ｔｉ粉末を用意した。
これらの各粉末を下記表３に示すように、ダイヤモンド粒子が７０ｖｏｌ％、Ａｇ−Ｃｕ合金粉末が１７．５〜２９．４ｖｏｌ％、Ｔｉ粉末が０．６〜１２．５ｖｏｌ％となるように混合し、成形圧力８００ＭＰaで直径２０ｍｍ×厚み１０ｍｍに加圧成形した。成形体の気孔率は２０から３５％前後であった。
得られた成形体の上にＡｇ−Ｃｕ合金粉末を直径２０ｍｍ×厚み１０ｍｍに成形したものを乗せ、０．０１３３ＭＰa以下の高真空下において加熱温度１０００℃で２ｈ加熱処理した。Ａｇ−Ｃｕ合金の融点は約７８０℃である。
【００５３】
【表３】
2004197153.tif 000005
【００５４】
得られた各溶浸材料より直径１０ｍｍ×厚さ２ｍｍに切り出してレーザーフラッシュ法によって熱伝導率を測定した。また、直径５ｍｍ×厚み１０ｍｍに加工して密度を測定した後、作動トランス式熱膨張係数測定装置により熱膨張係数を測定した。また、ダイヤモンド粒子と金属の界面を透過型電子顕微鏡で観察し、ダイヤモンド粒子表面に形成されたＴｉＣを含む反応層の厚みを測定した。
【００５５】
測定によって得られた各溶浸材料のダイヤモンド粒径、ダイヤ含有量、密度、ダイヤモンド粒子とＡｇ−Ｃｕ合金との界面に形成されるＴｉＣを含む反応層の厚み、熱伝導率の数値を下記表４に示した。この結果から分かるように、使用するダイヤモンド粒子の粒径に比例して熱伝導率は高くなる。単味金属の熱伝導率と比較するとＡｇ：４１０Ｗ／ｍＫ、Ｃｕ：３９０Ｗ／ｍＫであり、それらを超える高性能のヒートシンクとなるのは２０μｍ以上のダイヤモンド粒子を使用した場合であった。
【００５６】
【表４】
2004197153.tif 000006
【００５７】
［実施例３」
実施例２で作製した試料１１〜１８を１０ｍｍ×１０ｍｍ×１ｍｍに加工し、表面にロウ付けを可能にするための金属接合層としてＡｕ−Ｓｎを厚み３μｍまで真空蒸着して表面粗さ（Ｒａ）を測定した。そしてその上に０．３×０．３×０．１ｍｍのＧａＡｓ製の半導体レーザー素子をＡｕ−Ｓｎ合金ロウ材によって接合した。
【００５８】
得られた各レーザー素子の飽和光出力を測定した結果を表５に示す。ヒートシンクに用いたダイヤモンド粒子の粒径が小さいほどメッキ後の表面品質は向上し、ロウ付け時にＡｕ−Ｓｎ合金の層が均一に形成される。その結果、半導体素子との密着性が良好かつ半導体素子の均熱性が保たれるため動作時の安定性が向上し、高い飽和光出力が得られる。また、粒径を５μｍまで小さくすると熱伝導率が３００を切ってしまい放熱性が低下するため飽和光出力は低下してしまう。
【００５９】
【表５】
2004197153.tif 000007
【００６０】
［実施例４］
原料粉末として平均粒径が４０μｍのダイヤモンド粒子とＡｇおよびＣｕ、Ｔｉ粉末をそれぞれ用意した。
これらの各粉末を下記表６に示すように、ダイヤモンド粒子が７０ｖｏｌ％、Ａｇ粉末が１９．３ｖｏｌ％、Ｃｕ粉末が９．１ｖｏｌ％、Ｔｉ粉末が１．６ｖｏｌ％となるように混合し、成形圧力８００ＭＰaで直径１０ｍｍ×厚み３ｍｍに加圧成形し成形体とした。成形体の気孔率は２５％前後であった。
【００６１】
次に表６に示すように配合比の異なるＡｇ−Ｃｕ合金の板材を用意し、直径１０ｍｍ×厚み１ｍｍの円板形に加工して成形体の上に乗せ、０．０１３３ＭＰa以下の高真空下において加熱温度１０００℃で２ｈ加熱処理した。成形体の金属成分の融点は７８０℃、金属円板の融点は約７８０℃〜９７３℃である。
【００６２】
【表６】
2004197153.tif 000008
【００６３】
得られた各溶浸材料を厚さ２ｍｍまで研磨して密度を測定した後、レーザーフラッシュ法によって熱伝導率を測定した。また、ダイヤモンド粒子と金属の界面を透過型電子顕微鏡で観察し、ダイヤモンド粒子表面に形成されたＴｉＣを含む反応層の厚みを測定した。
【００６４】
測定によって得られたダイヤ含有量、各溶浸材料の密度、ダイヤモンド粒子とＡｇ−Ｃｕ合金との界面に形成されるＴｉＣを含む反応層の厚み、熱伝導率の値を下記表７に示した。この結果から、上に置くＡｇ−Ｃｕ合金円板の融点が低いほど溶浸後の相対密度は高くなり、特にＡｇ−Ｃｕ合金円板中のＡｇ濃度が５５０〜８５ｖｏｌ％の時に密度が９５％以上と比較的高くなることが分かる。
【００６５】
【表７】
2004197153.tif 000009
【００６６】
［実施例５］
原料粉末として平均粒径が４０μｍのダイヤモンド粒子とＡｇ−Ｃｕ合金粉末（７２ｗｔ％Ａｇ−２８ｗｔ％Ｃｕ）、Ｔｉ粉末を用意した。
これらの各粉末を実施例１で示した方法において試料７の条件で直径２０ｍｍ×厚み１０ｍｍの試料を作製した。溶浸後の試料はダイヤ含有量が約５５ｖｏｌ％であった。
【００６７】
また、石英容器中に混合した粉末を充填し０．０１３３ＭＰa以下の高真空下において１０００℃で２ｈ加熱処理して完全に試料が形成されたのを確認した後、さらに真空中で加熱して金属成分の大部分を揮発させて直径２０ｍｍ×厚み１０ｍｍの多孔体とした。多孔体の気孔率は約４５％であった。
得られた多孔体を石英容器に再度挿入し、その上にＡｇ−Ｃｕ合金を直径２０ｍｍ×厚み５ｍｍに成形した物を乗せ、１０００℃で２ｈ加熱処理してＡｇ−Ｃｕ合金を多孔体中に溶浸した。Ａｇ−Ｃｕ合金の融点は約７８０℃である。溶浸後の試料はダイヤ含有量が約５５ｖｏｌ％であった。
【００６８】
２種類の製法によって得られた試料の密度を測定した結果、前者は９６％、後者は９２％であった。また、表８に示した板厚方向の密度分布を調査した結果、前者は９６％前後でほぼ一定であるのに対し、後者の試料内においては密度が変動しており、深さ方向に対して密度が低下していく傾向にあった。この結果より、多孔体の隙間にＡｇ−Ｃｕ合金を溶浸させて緻密体とすることは困難であることが分かる。
【００６９】
［実施例６］
原料粉末として平均粒径が４０μｍのダイヤモンド粒子とＡｇおよびＣｕ、Ｔｉ粉末をそれぞれ用意した。
これらの各粉末を下記表８に示すように、ダイヤモンド粒子が７０ｖｏｌ％、Ａｇ粉末が１９．３ｖｏｌ％、Ｃｕ粉末が９．１ｖｏｌ％、Ｔｉ粉末が１．６ｖｏｌ％となるように混合し、成形圧力と成形温度を変えながら直径２０ｍｍ×厚み１０ｍｍに加圧成形し成形体とした。
【００７０】
得られた成形体の上にＡｇ−Ｃｕ混合粉末（７２ｗｔ％Ａｇ−２８ｗｔ％Ｃｕ）を直径２０ｍｍ×厚み４ｍｍに成形した物を乗せ、０．０１３３ＭＰa以下の高真空下において加熱温度１０００℃で２ｈ加熱処理した。Ａｇ−Ｃｕ合金の融点は約７８０℃である。
【００７１】
【表８】
2004197153.tif 000010
【００７２】
得られた各溶浸材料より直径１０ｍｍ×厚さ２ｍｍに切り出してレーザーフラッシュ法によって熱伝導率を測定した。また、直径５ｍｍ×厚み１０ｍｍに加工して密度を測定した後、作動トランス式熱膨張係数測定装置により熱膨張係数を測定した。また、ダイヤモンド粒子と金属の界面を透過型電子顕微鏡で観察し、ダイヤモンド粒子表面に形成されたＴｉＣを含む反応層の厚みを測定した。
【００７３】
測定によって得られた各溶浸材料のダイヤ含有量、密度、  ダイヤモンド粒子とＡｇ−Ｃｕ合金との界面に形成されるＴｉＣを含む反応層の厚み、熱伝導率、熱膨張係数の値を下記表９に示した。この結果から分かるように、試料形成のためには１００ＭＰａ以上の成形圧が必要であり、成形圧が高いほど得られた試料の密度が高くなる。これは溶浸後の試料の密度が成形体の密度に依存していることを示す。また、温間成形によって溶浸後の密度は９８％まで向上する。成形密度によって溶浸材料のダイヤ含有量が決定されるため、熱膨張係数を低く抑えたいときには、温間成形が有利である。
【００７４】
【表９】
2004197153.tif 000011
【００７５】
［実施例７］
原料粉末として平均粒径が４０μｍのダイヤモンド粒子とＡｇおよびＣｕ、Ｔｉ粉末をそれぞれ用意した。
これらの各粉末を下記表１０に示すように、ダイヤモンド粒子の含有量が異なる粉末をそれぞれ混合し、成形圧力と成形温度を変えながら直径２０ｍｍ×厚み１０ｍｍに加圧成形し成形体とした。
【００７６】
得られた成形体の上にＡｇ−Ｃｕ混合粉末（７２ｗｔ％Ａｇ−２８ｗｔ％Ｃｕ）を直径２０ｍｍ×厚み４ｍｍに成形したものを乗せ、０．０１３３ＭＰa以下の高真空下において加熱温度１０００℃で２ｈ加熱処理した。Ａｇ−Ｃｕ合金の融点は約７８０℃である。試料３３は加熱処理時に溶融した金属が浸み出し、健全な溶浸材料を形成することはできなかった。
【００７７】
【表１０】
2004197153.tif 000012
【００７８】
得られた各溶浸材料より直径１０ｍｍ×厚さ２ｍｍに切り出してレーザーフラッシュ法によって熱伝導率を測定した。また、直径５ｍｍ×厚み１０ｍｍに加工して密度を測定した後、作動トランス式熱膨張係数測定装置により熱膨張係数を測定した。また、ダイヤモンド粒子と金属の界面を透過型電子顕微鏡で観察し、ダイヤモンド粒子表面に形成されたＴｉＣを含む反応層の厚みを測定した。
【００７９】
測定によって得られた各溶浸材料の相対密度、溶浸後のダイヤ含有量、ダイヤモンド粒子とＡｇ−Ｃｕ合金との界面に形成されるＴｉＣを含む反応層の厚み、熱伝導率、熱膨張係数の値を下記表１１に示した。この結果から分かるように、健全な溶浸材料を作製可能なダイヤ含有量はダイヤモンド−金属複合材料中３５〜８０ｖｏｌ％の範囲であった。また、ダイヤ含有量の多い試料ほど熱伝導率が高く熱膨張係数が小さいことが分かる。
【００８０】
【表１１】
2004197153.tif 000013
【００８１】
［実施例８］
原料粉末として平均粒径が４０μｍのダイヤモンド粒子とＡｇ−Ｃｕ合金粉末（７２ｗｔ％Ａｇ−２８ｗｔ％Ｃｕ）、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、V、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの各粉末をそれぞれ用意した。
これらの各粉末を下記表１２に示すような比率で混合し、成形圧力８００ＭＰaで直径１０ｍｍ×厚み３ｍｍに加圧成形し成形体とした。成形体の気孔率は２５％前後であった。
【００８２】
得られた成形体の上にＡｇ−Ｃｕ混合粉末（７２ｗｔ％Ａｇ−２８ｗｔ％Ｃｕ）を直径１０ｍｍ×厚み１ｍｍに成形した物を乗せ、０．０１３３ＭＰa以下の高真空下において加熱温度１０００℃で２ｈ加熱処理した。Ａｇ−Ｃｕ合金の融点は約７８０℃である。
【００８３】
【表１２】
2004197153.tif 000014
【００８４】
得られた各溶浸材料を厚さ２ｍｍまで研磨して密度を測定した後、レーザーフラッシュ法によって熱伝導率を測定した。また、ダイヤモンド粒子と金属の界面を透過型電子顕微鏡で観察し、ダイヤモンド粒子表面に形成された金属炭化物を含む反応層の厚みを測定した。
【００８５】
測定によって得られた各溶浸材料の相対密度、ダイヤモンド粒子とＡｇ−Ｃｕ合金との界面に形成される金属炭化物を含む反応層の厚み、熱伝導率を下記表１３に示した。分析より、それぞれダイヤモンド粒子表面に金属炭化物の存在が確認された。いずれの場合も金属炭化物によりダイヤモンド粒子と金属の密着性が十分に得られ、単味金属と比較して高い熱伝導率が得られた。
【００８６】
【表１３】
2004197153.tif 000015
【００８７】
［実施例９］
原料粉末として平均粒径が４０μｍのダイヤモンド粒子とＡｇおよびＣｕ、Ｔｉ粉末をそれぞれ用意した。これらの各粉末を下記表１４に示すように、ダイヤモンド粒子が７０ｖｏｌ％、Ａｇ粉末が１９．３ｖｏｌ％、Ｃｕ粉末が９．１ｖｏｌ％、Ｔｉ粉末が１．６ｖｏｌ％となるように混合し、成形圧力８００ＭＰaで直径１０ｍｍ×厚み３ｍｍに加圧成形し成形体とした。成形体の気孔率は２５％前後であった。
【００８８】
次に表１４に示すようにＡｇ−Ｃｕ合金（７２ｗｔ％Ａｇ−２８ｗｔ％Ｃｕ）、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎの板材を用意し、直径１０ｍｍ×厚み１ｍｍの円板形に加工して成形体の上に乗せ、０．０１３３ＭＰa以下の高真空下において試料５０から５３は加熱温度１０９０℃で２ｈ、試料５４から５７は加熱温度９００℃で２ｈ加熱処理した。
【００８９】
【表１４】
2004197153.tif 000016
【００９０】
得られた各溶浸材料を厚さ２ｍｍまで研磨して密度を測定した後、レーザーフラッシュ法によって熱伝導率を測定した。また、ダイヤモンド粒子と金属の界面を透過型電子顕微鏡で観察し、ダイヤモンド粒子表面に形成されたＴｉＣを含む反応層の厚みを測定した。
【００９１】
測定によって得られたダイヤ含有量、各溶浸材料の密度、ダイヤモンド粒子とＡｇ−Ｃｕ合金との界面に形成されるＴｉＣを含む反応層の厚み、熱伝導率の値を下記表１５に示した。この結果から、上に置く金属円板としてＡｇ、Ｃｕおよびその合金以外の金属を用いた場合においても試料形成は可能であるが、金属部分の低熱伝導率が低下するため、得られたダイヤモンド−金属複合材料の熱伝導率も比較的低くなることが分かる。
【００９２】
【表１５】
2004197153.tif 000017
【００９３】
［実施例１０］
実施例５で作製した試料３２の表面にロウ付けを可能にするための金属接合層としてＡｕ−Ｓｎを厚み３μｍまで真空蒸着した。そしてその上に０．３×０．３×０．１ｍｍのＧａＡｓ製の半導体レーザー素子をＡｕ−Ｓｎ合金ロウ材によって接合した。
得られた各レーザー素子の飽和光出力を測定した結果を表１６に示す。比較のためにダイヤモンドヒートシンクおよびＣｕ−Ｗヒートシンクを用いた場合の結果も表１６に合わせて示した。本発明のダイヤモンド粒子と金属よりなるダイヤモンド−金属複合材料は高い飽和光出力が得られた。これはダイヤモンド−金属複合材料の熱伝導率が高いために放熱性に優れていることと、ダイヤモンドに比べてヤング率が低いこと、熱膨張係数が半導体に近いため半導体素子に熱応力による歪みが生じにくいことによって、レーザー発生効率が高くなるためと考えられる。
【００９４】
【表１６】
2004197153.tif 000018
【００９５】
［実施例１１］
実施例５で作製した試料３２の表面にロウ付けを可能にするための金属接合層としてＡｕ−Ｓｎを厚み３μｍまで真空蒸着した。そしてその上に０．３×０．３×０．１ｍｍのＧａＡｓ製の半導体レーザー素子をＡｕ−Ｓｎ合金ロウ材によって接合した。
得られた各レーザー素子を力１５０ｍＷで連続発振させて、半導体レーザーの温度変動から発振状態を評価した。結果を表１７に示す。比較のためにダイヤモンドヒートシンクおよびＣｕ−Ｗヒートシンクを用いた場合の結果も表１７に合わせて示した。
【００９６】
本発明の金属とダイヤよりなるダイヤモンド−金属複合材料を用いることにより、安定した発振状態が得られた。これはダイヤモンド−金属複合材料の熱伝導率が高いために放熱性に優れていることと、ダイヤモンドに比べてヤング率が低いこと、熱膨張係数が半導体に近いため半導体素子に熱応力による歪みが生じにくいことによって、半導体素子に熱応力による歪みが生じにくくなり、安定したレーザー発振状態が得られるためと考えられる。
【００９７】
【表１７】
2004197153.tif 000019
【００９８】
［実施例１２］
原料粉末として平均粒径が４０μｍのダイヤモンド粒子とＡｇ−Ｃｕ合金粉末（７２ｗｔ％Ａｇ−２８ｗｔ％Ｃｕ）、Ｔｉ粉末を用意した。
これらの各粉末を実施例１で示した方法（製法１とする）において試料７の条件で直径２０ｍｍ×厚み１０ｍｍの試料を作製した。溶浸後の試料はダイヤ含有量が約５５ｖｏｌ％であった。
【００９９】
また、石英容器中に混合した粉末を充填し０．０１３３ＭＰa以下の高真空下において１０００℃で２ｈ加熱処理して完全に試料が形成されたのを確認した後、さらに真空中で加熱して金属成分を完全に揮発させて直径２０ｍｍ×厚み１０ｍｍの多孔体とした。多孔体はダイヤモンド粒子がＴｉＣで連結した構造となっており、その気孔率は約４５％であった。
【０１００】
得られた多孔体を石英容器に再度挿入し、その上にＡｇ−Ｃｕ合金を直径２０ｍｍ×厚み５ｍｍに成形した物を乗せ、１０００℃で２ｈ加熱処理してＡｇ−Ｃｕ合金を多孔体中に溶浸した。Ａｇ−Ｃｕ合金の融点は約７８０℃である。溶浸後の試料はダイヤ含有量が約５５ｖｏｌ％であった。（以上、製法２とする）
【０１０１】
２種類の製法によって得られた試料の表面にロウ付けを可能にするための金属接合層としてＡｕ−Ｓｎを厚み３μｍまで真空蒸着し、表面粗さを測定した。そしてその上に０．３×０．３×０．１ｍｍのＧａＡｓ製の半導体レーザー素子をＡｕ−Ｓｎ合金ロウ材によって接合した。
【０１０２】
得られた各レーザー素子を力１５０ｍＷで連続発振させて、半導体レーザーの温度変動から発振状態を評価した。結果を表１８に示す。製法１で作製したダイヤモンド−金属複合材料において安定した発振状態が得られた。これはダイヤモンド粒子が連結した構造となっていないために加工後の面精度が良好であり、半導体素子との密着性が良好であること、ヤング率が低いことによって、半導体素子に熱応力による歪みが生じにくくなり、安定したレーザー発振状態が得られるためと考えられる。
【０１０３】
【表１８】
2004197153.tif 000020
【０１０４】
【発明の効果】
本発明によれば、高密度且つ高熱伝導率なダイヤモンド−金属複合材料を提供できる。この高性能なダイヤモンド−金属複合材料をヒートシンクとして用いることによって半導体レーザーやマイクロ波デバイスなどの性能を最大限に発揮させることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明のダイヤモンド−金属複合材料の微細構造を示す概略図である。
【図１】
2004197153.tif 000021