(57)【要約】【課題】製造が容易で、低熱膨張係数で高放熱性のタングステン−銅合金の液相焼結体またはモリブデン−銅合金の液相焼結体からなる高放熱性合金、この高放熱性合金を用いた放熱板、この放熱板を用いた半導体素子用パッケージ、およびこれらの製造方法を提供する。【解決手段】本発明は、銅を２５〜５０質量％含有するタングステン−銅（またはモリブデン−銅）合金からなる高放熱性合金であって、タングステン（またはモリブデン）粒子１２が連続して結合した三次元網目状構造の骨格を形成しているとともに、これらの骨格内に銅１１が充填されおり、タングステン（またはモリブデン）１２の原料粉末の平均粒径が０．１μｍ以上で１．０μｍ未満で、銅１１の原料粉末の平均粒径がタングステン（またはモリブデン）の原料粉末の平均粒径の５倍以上で、５．０μｍ未満である。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
銅を２５〜５０質量％含有するタングステン−銅合金またはモリブデン−銅合金からなる高放熱性合金であって、
タングステン粒子またはモリブデン粒子が連続して結合した三次元網目状構造の骨格が形成されているとともに、これらの骨格内に銅が充填されており、
前記タングステン粒子またはモリブデン粒子の原料粉末の平均粒径が０．１μｍ以上、１．０μｍ未満で、
前記銅の原料粉末の平均粒径が前記タングステン粒子またはモリブデン粒子の原料粉末の平均粒径の５倍以上で、５．０μｍ未満であることを特徴とする高放熱性合金。
【請求項２】
前記タングステン粒子または前記モリブデン粒子の結合部分の断面の長さがこれらの粒子の粒径の１／２以下になるように前記タングステン粒子またはモリブデン粒子が連続して結合した三次元網目状構造の骨格を形成していることを特徴とする請求項１に記載の高放熱性合金。
【請求項３】
金属材料からなる放熱板であって、
前記金属材料は請求項１または請求項２に記載の高放熱性合金であることを特徴とする放熱板。
【請求項４】
放熱板を用いた半導体素子用パッケージであって、
前記放熱板は請求項３に記載の放熱板であって、該放熱板の上に出力が１５０Ｗ以上の高周波トランジスタが配置されていることを特徴とする半導体素子用パッケージ。
【請求項５】
銅を２５〜５０質量％含有するタングステン−銅合金またはモリブデン−銅合金からなる高放熱性合金の製造方法であって、
タングステン微粉末とこれより平均粒径が大きい銅微粉末、またはモリブデン微粉末とこれより平均粒径が大きい銅微粉末を混合して、銅微粉末の表面がタングステン微粉末またはモリブデン微粉末で被覆された混合物とする混合工程と、前記混合物を銅の融点以下の温度で加熱してタングステン微粉末同士またはモリブデン微粉末同士の焼結を開始させるスケルトン形成工程と、
前記スケルトン形成工程後に、銅の融点以上でタングステンおよびモリブデンの融点以下の温度で加熱して銅を溶融させる焼結工程とを備えたことを特徴とする高放熱性合金の製造方法。
【請求項６】
前記混合工程において、タングステン微粉末と銅微粉末またはモリブデン微粉末と銅微粉末がメカニカルアロイを伴わないように混合するようにしたことを特徴とする請求項５に記載の高放熱性合金の製造方法。
【請求項７】
前記スケルトン形成工程において、タングステン粒子またはモリブデン粒子の結合部分の断面長さがこれらの粒子の粒径の１／２以下になるように焼結温度および焼結時間を調整するようにしたことを特徴とする請求項５または請求項６に記載の高放熱性合金の製造方法。
【請求項８】
混合粉末を板形状の金型に充填して圧粉プレス成形により平板形状に成形した後、焼結する工程を備えた金属材料からなる放熱板の製造方法であって、
請求項５から請求項７のいずれかに記載の高放熱性合金の製造方法により前記金属材料を形成するようにしたことを特徴とする放熱板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、低熱膨張係数で高放熱性のタングステン−銅合金またはモリブデン−銅合金からなる高放熱性合金、この高放熱性合金を用いた放熱板、この放熱板を用いた半導体素子用パッケージ、およびこれらの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来より、半導体パッケージや高周波トランジスタモジュールや光通信モジュールなどの半導体装置には、ヒートシンクと呼ばれる放熱部材を設けて、半導体パッケージや高周波トランジスタモジュールや光通信モジュール内で発生した熱を効率的に系外に放散させる（排熱する）ようにしている。このようなヒートシンクにおいては、熱伝導率が高くて熱の伝導性が良好であること、およびセラミック基板やガラス基板と接合されるために、熱膨張係数がセラミックやガラスの熱膨張係数（４〜１２ｐｐｍ／Ｋ）に近似することが要求されている。このような熱伝導率と熱膨張係数の相反する両特性を有する材料としては、現在のところ、タングステン−銅合金（あるいはモリブデン−銅合金）が用いられている。
【０００３】
このようなタングステン−銅合金からなるヒートシンクとしては、図９（なお、図９（ａ）は焼結体にＷを溶浸する前の状態を模式的に示し、図９（ｂ）は溶浸後の状態を模式的に示している）に示されるように、タングステン（Ｗ）で構成された焼結体３１の空孔部３１ａに銅（Ｃｕ）３２を溶浸（含浸）させた溶浸焼結合金からなるヒートシンク３０が使用される。ところで、このような溶浸焼結合金から成るヒートシンク３０は、例えば、以下のような手順で製造されている。まず、タングステン（Ｗ）粉末に、有機バインダーを予備配合して原料混合体とし、この原料混合体を、金型プレスでプレスして薄板状の成形体とする。この成形体を脱脂・焼結して多孔質の焼結体（Ｗスケルトン）３１とした後、この焼結体（Ｗスケルトン）３１の空孔部３１ａに銅（Ｃｕ）３２を溶浸（含浸）させるようにして製造される。
【０００４】
しかしながら、上述した溶浸焼結合金からなるヒートシンク３０においては、Ｗスケルトン３１の空孔３１ａの制御が難しいために、常に一定量のＣｕ３２を溶浸させることが困難であるという問題を生じた。また、仮に、Ｗスケルトン３１の空孔３１ａの制御が可能であったとしても、Ｃｕ３２を溶浸させた後、Ｃｕ３２をＷスケルトン３１内に保持することが困難で、Ｃｕ３２がＷスケルトン３１内から外部に溶出するという問題を生じた。
【０００５】
そこで、粉末法により製造されたタングステン−銅合金からなるヒートシンクが特許文献１（特開平１０−２４５６０３号公報）にて提案されるようになった。この特許文献１にて提案されたヒートシンク４０は、図１０に示されるように、銅粉末４１とタングステン粉末４２をメカニカルアロイ法により十分に混合した後、還元雰囲気で、銅４２の融点以上の温度で焼結することにより製造されるものである。
【特許文献１】
特開平１０−２４５６０３号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
ところが、上述した特開平１０−２４５６０３号公報にて提案されたタングステン−銅合金においては、メカニカルアロイ法により十分に混合されているために焼結密度が向上しないという問題を生じた。これは、原材料のタングステン粒子４２の平均粒径が２，３μｍと大きいため、銅４１の含有量（濃度）が２５質量％以上になると、図１１（ａ）に示すように、タングステン４２同士が互いに隣り合う確率が低下するため、タングステン４２の焼結が始まる前に銅４１が先に溶融して焼結するようになる。このため、図１１（ｂ）に示すように、焼結時に空孔４３が形成されて焼結密度が向上しないという問題を生じた。
【０００７】
一方、銅４１の含有量（濃度）が２５質量％未満になると、図１２（ａ）に示すように、タングステン４２同士が互いに隣り合う確率が高まるため、タングステン４２の焼結が先に開始されて、その後に銅４１が溶融して焼結するようになる。このため、図１２（ｂ）に示すように、焼結時に空孔が形成されることが防止できて、焼結密度が向上する。ところが、焼結温度が高くなるために、焼結時にタングステン粒子が成長し、銅によるチャネリング効果が減少して熱伝導性が低下するという問題を生じた。
【０００８】
また、焼結密度を上げるために焼結温度を高くすると、銅が系外から流出するという問題を生じた。さらに、原材料のタングステン粒子の平均粒径を小さくし、かつ銅粒子の平均粒径を小さくした場合においては、タングステン同士が互いに隣り合う確率が低下して、銅同士が互いに隣り合う確率が上昇する。このため、タングステン粒子が焼結する前に銅が先に溶融するようになって、焼結密度が上がらないという問題も生じた。
【０００９】
そこで、本発明は上記の如き問題点を解消するためになされたものであって、製造が容易で、低熱膨張係数で高放熱性のタングステン−銅合金またはモリブデン−銅合金からなる高放熱性合金、この高放熱性合金を用いた放熱板、この放熱板を用いた半導体素子用パッケージ、およびこれらの製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するため、本発明の高放熱性合金は、銅を２５〜５０質量％含有するタングステン−銅合金またはモリブデン−銅合金からなり、かつ、タングステン粒子またはモリブデン粒子が連続して結合した三次元網目状構造の骨格が形成されているとともに、これらの骨格内に銅が充填されおり、タングステン粒子またはモリブデン粒子の原料粉末の平均粒径が０．１μｍ以上で１．０μｍ未満で、銅の原料粉末の平均粒径がタングステン粒子またはモリブデン粒子の原料粉末の平均粒径の５倍以上で、５．０μｍ未満であることを特徴とする。
【００１１】
ここで、タングステン−銅合金またはモリブデン−銅合金において、銅の割合が増大するに伴って熱伝導率が増大する反面、熱膨張係数も増大する。これは、銅は熱伝導に優れた金属であることから、銅の割合が増大すればするほど熱膨張係数が増大する。このため、低熱膨張係数のタングステン−銅合金またはモリブデン−銅合金とするためには銅の割合を規制する必要がある。そして、一般的に、熱膨張係数が１２ｐｐｍ／Ｋ以下であれば、セラミックやガラスの熱膨張係数に近似するようになる。このため、タングステン−銅合金またはモリブデン−銅合金の銅の含有割合はタングステン−銅合金またはモリブデン−銅合金の質量に対して２０質量％以下にするのが望ましいとされている。
【００１２】
ところが、本発明においては、タングステン粒子またはモリブデン粒子が連続して結合した三次元網目状構造の骨格となっているため、銅の含有量が２５〜５０質量％と多くなっても、熱膨張係数を１２ｐｐｍ／Ｋ以下に維持できるようになる。そして、平均粒径が１．０μｍ未満のタングステン粒子同士またはモリブデン粒子同士が結合した三次元網目状構造の骨格を形成し、この骨格がこれらの粒子の平均粒径の５倍以上で、５．０μｍ未満の銅粉末が溶融したマトリックス内に分布している。これにより、銅のチャネリング効果が発揮できて、熱伝導性に優れたタングステン−銅合金またはモリブデン−銅合金が得られるようになる。
【００１３】
この場合、タングステン粒子同士またはモリブデン粒子同士が互いに隣り合う確率を高めるためには、銅粒子の平均粒径をタングステン粒子またはモリブデン粒子の平均粒径の５倍以上の大きさにする必要がある。ところが、銅粒子の平均粒径が５μｍ以上になると、銅のマトリクス中でタングステンまたはモリブデンの偏析が起こり、組織が不均一となって熱伝導率も減少する。このため、銅粒子の平均粒径はタングステン粒子またはモリブデン粒子の平均粒径の５倍以上で、５μｍ未満にするのが望ましい。
【００１４】
なお、タングステン粒子またはモリブデン粒子の結合部分の断面長さがこれらの粒子の粒径の１／２以下になるようにタングステン粒子またはモリブデン粒子が連続して結合した三次元網目状構造の骨格が形成されているのが望ましい。これは、結合部分の断面長さがこれらの粒子の粒径の１／２を越えるようになると、タングステン粒子またはモリブデン粒子間を伝わる熱の流路が阻害され、銅のチャネリング効果が発揮できず、結果として熱抵抗が大きくなって好ましくないためである。
【００１５】
また、本発明の高放熱性合金の製造方法においては、タングステン微粉末とこれより平均粒径が大きい銅微粉末、またはモリブデン微粉末とこれより平均粒径が大きい銅微粉末を混合して、銅微粉末の表面がタングステン微粉末またはモリブデン微粉末で被覆された混合物とする混合工程と、この混合物を銅の融点（１０８３℃）以下の温度で加熱してタングステン微粉末同士またはモリブデン微粉末同士の焼結を開始させるスケルトン形成工程（第１焼結工程）と、該スケルトン形成工程後に、銅の融点（１０８３℃）以上でタングステンおよびモリブデンの融点（１３００℃）以下の温度で加熱して銅を溶融させる焼結工程（第２焼結工程）とを備えるようにしている。
【００１６】
タングステン（またはモリブデン）微粉末と、これより平均粒径が大きい銅微粉末が混合して、銅微粉末の表面がタングステン（またはモリブデン）微粉末で被覆された混合物を得た後、この混合物を銅の融点（１０８３℃）以下の温度で加熱すると、タングステン（またはモリブデン）微粉末同士の焼結が開始されて、タングステン（またはモリブデン）のスケルトン（タングステン（またはモリブデン）粒子が連続して結合した三次元網目状構造の骨格）が形成される。この後、銅の融点（１０８３℃）以上でタングステン（またはモリブデン）の融点（１３００℃）以下の温度で加熱して銅を溶融させると、三次元網目状構造の空間部に移動して銅が充填されることとなる。
【００１７】
これにより、焼結密度が９８．５％以上と、理論密度に近い焼結体が得られるようになる。この場合、混合工程において、タングステン（またはモリブデン）微粉末と、これより平均粒径が大きい銅微粉末をメカニカルアロイを伴わないように混合すると、銅微粉末の表面がタングステン（またはモリブデン）微粉末で被覆された混合物が得られる。なお、「メカニカルアロイを伴わない」とは、タングステン（またはモリブデン）微粉末と銅微粉末が互いに独立した粒子状態をさし、塑性変形により一体となるまで、又はからみあう状態に至らないものをさす。
【００１８】
この混合時に塑性変形やメカニカルアロイによりタングステン（またはモリブデン）微粉末と銅微粉末が一体となるまで十分に混合すると、焼結過程において、銅の焼結が先に起こり、焼結密度が上がりにくくなるため望ましくない。また、スケルトン形成工程において、タングステン粒子またはモリブデン粒子の結合部分の断面長さがこれらの粒子の粒径の１／２以下になるように焼結温度および焼結時間を調整するのが望ましい。
【００１９】
【発明の実施の形態】
ついで、本発明の高放熱性合金、およびこの高放熱性合金を用いた放熱板、ならびにこの放熱板を用いた半導体素子用パッケージの実施の形態を図１〜図８に基づいて説明する。なお、図１は本発明の高放熱性合金が得られる過程を模式的に示す断面図である。図２は脱バインダ処理工程および焼結工程での昇温パターンを示す図である。図３は得られたＷＣｕ合金のＣｕの含有量（質量％）に対する熱伝導率の関係を示す図である。図４はＷＣｕ合金のＣｕの含有量（質量％）に対する熱膨張係数の関係を示す図である。
【００２０】
図５はＷＣｕ合金の熱膨張係数に対する熱伝導率の関係を示す図である。図６は得られたＷＣｕ合金を用いた放熱板に高周波トランジスタを配置して半導体素子用パッケージを形成した状態を示す斜視図である。図７は図６の半導体素子用パッケージにカバーを装着して放熱試験を行う状態を模式的に示す図であって、図７（ａ）は図６の半導体素子用パッケージにカバーを装着した状態での図６のＡ−Ａ断面を示す図であり、図７（ｂ）は図７（ａ）のパッケージの下部に放熱フィンを装着した状態を示す断面図である。図８は高周波トランジスタの出力（Ｗ）と、高周波トランジスタとセラミック基板との接合部温度（Ｔｊ）の関係を示す図である。
【００２１】
１．放熱板（高放熱性合金板）の作製
まず、平均粒径が０．５μｍ以上で、５．０μｍ未満の電解Ｃｕ粉末１１と、平均粒径が０．１μｍ以上、１．０μｍ未満のＷ粉末（またはＭｏ粉末）１２を用意した。そして、Ｃｕ粉末１１が２５〜５０質量％となり、Ｗ粉末（またはＭｏ粉末）１２が７５〜５０質量％となるように秤量して、ヘンシェルミキサー内に投入した後、これらの粉末を十分に混合した。この場合、粉末に塑性変形を与えるボールミルやアトライター等のメカニカルアロイを伴う混合機を用いないようにする必要がある。このような混合により、図１（ａ）に示すように、Ｃｕ粉末１１の表面がＷ粉末（またはＭｏ粉末）１２で被覆された混合粉末体１０が形成されることとなる。
【００２２】
ついで、混合粉末体１０を用いて、乾式圧粉法あるいは射出成型法により所定の形状（例えば、幅が１５ｍｍで、長さが３５ｍｍで、厚みが２ｍｍの板状体）になるように成形した。ここで、乾式圧粉法を適用する場合は、まず、メチルアルコールにパラフィンワックスを溶解させたワックス液を混合粉末体１０に添加してスラリーを得た。この場合、パラフィンワックス含有量は混合粉末体１０の質量に対して１質量％になるようにした。この後、得られたスラリーをスプレードライヤーによって球状に造粒した後、乾式粉末プレス機により成形することにより形成することができる。
【００２３】
一方、射出成型法を適用する場合は、まず、得られた混合粉末体１０に、熱可塑性樹脂と有機バインダーを加えてフィードストックとし、その後、ペレタイザーによりペレット化した。ついで、得られたペレットを射出成型機に投入して、所定の形状になるように成形することにより形成することができる。この場合、熱可塑性樹脂としては、ポリプロピレン（ＰＰ）、ポリスチレン（ＰＳ）、ポリエチレン（ＰＥ）、アクリル、ＰＯＭ系樹脂などを用いた。また、有機バインダーとしては、パラフィンワックス、カルナウパワックス、蜜蝋などを用い、その混合割合は、混合粉末体１０の容積に対して４８ｖｏｌ％になるように混合した。
【００２４】
ついで、上述の乾式圧粉法あるいは射出成型法により得られた成形体を図示しない脱バインダ装置内に配置した後、脱バインダ装置内に１リットル／分の流量の窒素ガスを流入させて、窒素雰囲気にした。そして、昇温速度が１℃／分で加熱（図２の０→ｔ１）し、５００℃の温度を２時間保持（図２のｔ１→ｔ２）した。これにより成形体を脱バインダ処理した。この脱バインダ処理により、上述したパラフィンワックスなどの有機バインダは揮散する（除去される）こととなる。この後、室温まで冷却（図２のｔ２→ｔ３）した後、脱バインダ装置から取り出した。
【００２５】
ついで、脱バインダ処理された成形体を焼結炉に入れ、水素気流（１〜１０リットル／分）中で、昇温速度が５℃／分で昇温（図２のｔ３→ｔ４）し、Ｃｕの融点以下の温度である９５０℃を１時間保持（図２のｔ４→ｔ５）した。これにより、図１（ｂ）に示すように、Ｗ粉末粒子（またはＭｏ粉末粒子）１２同士の結合（焼結）を開始して、これらのＷ粉末粒子（またはＭｏ粉末粒子）１２が連続して三次元網目状構造の骨格を形成したスケルトン１０ａが形成されることとなる。この場合、図１（ｄ）に示すように、結合部分の断面長さｙがこれらの粒子１２の直径ｘの１／２以下（ｙ≦（１／２）ｘ）になるように、加熱温度及び加熱時間を調整する必要がある。これは、結合部分の断面長さｙが粒子１２の直径ｘの１／２を越えるようになると、Ｗ粉末粒子（またはＭｏ粉末粒子）１２間を伝わる熱の流路が阻害され、Ｃｕのチャネリング効果が発揮できず、結果として熱抵抗が大きくなって好ましくないためである。
【００２６】
その後、昇温速度が５℃／分で昇温（図２のｔ５→ｔ６）して、下記の表１に示すような、Ｃｕの融点（１０８３℃）以上の最高温度になるまで加熱した。この最高温度を２時間維持（図２のｔ６→ｔ７）した後、降温速度が１０℃／分で室温まで冷却（図２のｔ７→ｔ８）した。これにより、Ｃｕ粉末１１が溶融して、液体となったＣｕが三次元網目状構造の骨格を形成したスケルトン１０ａの空隙に移動することとなる。これにより、図１（ｃ）に示すような、Ｃｕの充填密度が９８．５％以上（理論密度に近い）の焼結体（高放熱性合金）１０ｂからなる放熱板が形成されることとなる。なお、最適の焼結最高温度は、下記の表１に示すように、Ｃｕの含有量が減少するに伴って、また、Ｗ粉末（Ｍｏ粉末）の粒径が大きくなるに伴って高くする必要がある。なお、Ｃｕ粉末の平均粒径はＷ粉末（Ｍｏ粉末）の平均粒径の５倍とした。
【００２７】
【表１】
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【００２８】
２．粒径および含有量の検討
ここで、平均粒径が０．１μｍのＷ粉末と平均粒径が０．５μｍのＣｕ粉末を用いて、Ｃｕ粉末の含有量を１０，１５，２０，２５，３０，３５，４０，４５，５０質量％になるように変化させて、上述と同様にして焼結体（高放熱性合金）１０ｂを用いた放熱板を作製し、これらを放熱板ａ１，ａ２，ａ３，ａ４，ａ５，ａ６，ａ７，ａ８，ａ９とした。
【００２９】
同様に、平均粒径が０．５μｍのＷ粉末と平均粒径が２．５μｍのＣｕ粉末を用いて、Ｃｕ粉末の含有量を１０，１５，２０，２５，３０，３５，４０，４５，５０質量％になるように変化させて、上述と同様にして焼結体（高放熱性合金）１０ｂを用いた放熱板を作製し、これらを放熱板ｂ１，ｂ２，ｂ３，ｂ４，ｂ５，ｂ６，ｂ７，ｂ８，ｂ９とした。また、平均粒径が０．９μｍのＷ粉末と平均粒径が４．５μｍのＣｕ粉末を用いて、Ｃｕ粉末の含有量を１０，１５，２０，２５，３０，３５，４０，４５，５０質量％になるように変化させて、上述と同様にして焼結体（高放熱性合金）１０ｂを用いた放熱板を作製し、これらを放熱板ｃ１，ｃ２，ｃ３，ｃ４，ｃ５，ｃ６，ｃ７，ｃ８，ｃ９とした。
【００３０】
一方、平均粒径が１．５μｍのＷ粉末と平均粒径が１．５μｍのＣｕ粉末を用いて、Ｃｕ粉末の含有量を１０，１５，２０，２５，３０，３５，４０，４５，５０質量％になるように変化させて、上述と同様にして焼結体（高放熱性合金）１０ｂを用いた放熱板を作製し、これらを放熱板ｘ１，ｘ２，ｘ３，ｘ４，ｘ５，ｘ６，ｘ７，ｘ８，ｘ９とした。さらに、比較のためにＣｕの含有量が１０，１５，２０質量％になるように変化させた溶浸材を作製し、これらを放熱板ｙ１，ｙ２，ｙ３とした。なお、溶浸材においては、Ｃｕの含有量は２０質量％が限度であった。
【００３１】
ついで、これらの各放熱板ａ１〜ａ９，ｂ１〜ｂ９，ｃ１〜ｃ９，ｘ１〜ｘ９，ｙ１〜ｙ３の熱伝導率（Ｗ／ｍＫ）と熱膨張係数（ｐｐｍ／Ｋ）を測定した。この場合、熱伝導率（Ｗ／ｍＫ）は熱定数測定装置（アルバック理工（株）製）を用いてレーザーフラッシュ法により求め、Ｃｕ含有量（質量％）を横軸にプロットし、熱伝導率（Ｗ／ｍＫ）を縦軸にプロットすると、図３に示すような曲線ａ（ａ１〜ａ９），ｂ（ｂ１〜ｂ９），ｃ（ｃ１〜ｃ９），ｘ（ｘ１〜ｘ９），ｙ（ｙ１〜ｙ３）が得られた。
【００３２】
また、熱膨張係数（ｐｐｍ／Ｋ）を差動トランス法により求め、Ｃｕ含有量（質量％）を横軸にプロットし、熱膨張係数（ｐｐｍ／Ｋ）を縦軸にプロットすると、図４に示すような曲線ａ（ａ１〜ａ９），ｂ（ｂ１〜ｂ９），ｃ（ｃ１〜ｃ９），ｘ（ｘ１〜ｘ９），ｙ（ｙ１〜ｙ３）が得られた。ついで、これらの結果から、熱膨張係数（ｐｐｍ／Ｋ）を横軸にプロットし、熱伝導率（Ｗ／ｍＫ）を縦軸にプロットすると、図５に示すような曲線ａ（ａ１〜ａ９），ｂ（ｂ１〜ｂ９），ｃ（ｃ１〜ｃ９），ｘ（ｘ１〜ｘ９），ｙ（ｙ１〜ｙ３）が得られた。
【００３３】
図３において、溶浸材から曲線ｙは均一なＣｕのマトリクスが形成されないために、熱伝導率が一番低いことが分かる。そして、曲線ｘと曲線ａ，ｂ，ｃとを比較すると、曲線ａ，ｂ，ｃにおいてはＣｕの含有量が増大するに伴って熱伝導率が向上するが、曲線ｘにおいてはＣｕの含有量がある一定以上になると熱伝導率がそれほど向上しないことが確認できた。これは、曲線ｘにおいてはＷ粒子の平均粒径が１．５μｍと大きいため、焼結密度を上げるために高温での焼結が必要となる。このため、Ｗ粒子が成長することによりＷ粒子同士が固まった状態で接合し、図１（ｄ）に示すような結合状態が形成されなく、したがって、Ｃｕのチャネリング効果が減少して熱伝導率が低下したと考えられる。
【００３４】
一方、曲線ａ，ｂ，ｃの場合は、Ｗ粒子の平均粒径が１．０μｍ未満と小さく、かつこの非常に微小なＷ粒子同士が結合して、図１（ｄ）に示すような結合状態となるように熱処理が施されている。これにより、Ｗスケルトン（Ｗの三次元網目状構造の骨格）が形成されて、これがＣｕのマトリクス中に独立して分布している。このため、Ｃｕのチャネリング効果で熱伝導率が大きくなったと考えられる。この場合、図３において、曲線ｃよりも曲線ｂの方が上方に位置し、曲線ｂよりも曲線ａの方が上方に位置することから、Ｗ粒子の平均粒径（Ｃｕ粒子はその５倍）が小さくなるほど熱伝導率が向上ということができる。
【００３５】
なお、平均粒径が０．１μｍ未満のＷ粒子を作製するのは困難なため、Ｗ粒子の平均粒径は０．１μｍ以上で、１．０μｍ未満にするのが望ましいということができる。この場合、Ｃｕ粒子の平均粒径はＷ粒子の平均粒径の５倍以上の大きさにする必要があるが、Ｃｕ粒子の平均粒径が５μｍ以上になると、Ｃｕのマトリクス中でＷの偏析が起こり、組織が不均一となって熱伝導率も減少する。このため、Ｃｕ粒子の平均粒径はＷ粒子の平均粒径の５倍以上で、５μｍ未満にするのが望ましいということができる。また、Ｃｕ粒子の含有量を多くすればするほど熱伝導率が向上するが、熱伝導率が２５０Ｗ／ｍＫ（Ｋ＝２５０Ｗ／ｍＫ）以上であれば充分に熱伝導性が良好な放熱板ということができるので、Ｃｕ粒子の含有量は２５質量％以上にするのが望ましい。
【００３６】
図４において、曲線ｘと曲線ａ，ｂ，ｃとを比較すると、曲線ａが一番下方に位置して、これの上に曲線ｂ、曲線ｃが位置し、一番上に曲線ｘが位置していることが分かる。このことは、Ｗ粒子の平均粒径（Ｃｕ粒子はその５倍）が小さくなるほど熱膨張係数が低下することを意味している。これは、曲線ｘにおいては、Ｗ粒子の平均粒径が１．５μｍと大きいために高温での焼結が必要となって、Ｗ粒が成長することによりＷ粒子同士が固まった状態で接合している。このため、Ｗスケルトン（Ｗの三次元網目状構造の骨格）が形成されなくて、熱膨張係数が増加したと考えられる。
【００３７】
一方、曲線ａ，ｂ，ｃにおいては、Ｗ粒子の平均粒径が１．０μｍ未満と小さいために、微小なＷ粒子同士が結合してＷスケルトン（Ｗの三次元網目状構造の骨格）が形成されている。このため、このＷの三次元網目状構造の骨格が熱膨張を規制するように作用して、熱膨張係数が低下したと考えられる。このことからも、Ｗ粒子の平均粒径は０．１μｍ以上で、１．０μｍ未満で、Ｃｕ粒子の平均粒径はＷ粒子の平均粒径の５倍以上で、５μｍ未満にするのが望ましいということができる。また、Ｃｕ粒子の含有量を多くすればするほど熱膨張係数が増加するが、熱膨張係数が１２ｐｐｍ／Ｋ（α＝１２ｐｐｍ／Ｋ）以下であればガラスやセラミックの熱膨張係数に近似するため、Ｃｕ粒子の含有量は５０質量％以下にするのが望ましい。
【００３８】
図５において、曲線ｙは一番下に位置し、その上に曲線ｘが位置し、その上に曲線ａ，ｂ，ｃが位置していることが分かる。また、曲線ｘにおいては、熱膨張係数が大きくなっても、それに伴って熱伝導率が大きくはならず、Ｃｕの添加量を増大させて熱伝導率を向上させるという目的が達成できないことが分かる。
一方、曲線ａ，ｂ，ｃにおいては、熱膨張係数が大きくなるに伴って熱伝導率も大きくなり、Ｃｕの添加量を増大させて熱伝導率を向上させるという目的が達成できることが分かる。
【００３９】
この場合、曲線ａが一番上方に位置して、これの下に曲線ｂが位置し、その下に曲線ｃが位置していることから、Ｗ粒子の平均粒径（Ｃｕ粒子はその５倍）が小さくなるほど、Ｃｕの添加量を増大させて熱伝導率を向上させるという目的が達成できることが分かる。このことからも、Ｗ粒子の平均粒径は０．１μｍ以上で、１．０μｍ未満で、Ｃｕ粒子の平均粒径はＷ粒子の平均粒径の５倍以上で、５μｍ未満にするのが望ましいということができる。そして、Ｃｕ粒子の含有量においては、熱伝導率が２５０Ｗ／ｍＫ以上になる２５質量％以上で、熱膨張係数が１２ｐｐｍ／Ｋ以下になる５０質量％以下にするのが望ましい。
【００４０】
３．ハイパワー高周波トランジスタの実装評価
ついで、上述のようにして作製された放熱板に発熱量が大きいハイパワー高周波トランジスタ（出力が１５０Ｗ以上のもの）を実装して、この放熱板の放熱性の評価を行った。そこで、図６および図７に示すように、まず、上述のようにして作製された放熱板１０ｂを用いて半導体素子用パッケージ２１を用意し、このパッケージ２１の上にアルミナ回路基板２２をＰｂＳｎ半田２７により接合した。ついで、アルミナ回路基板２２の所定の位置にハイパワー高周波トランジスタ２３を配設するとともに、アルミナ回路基板２２の両側に一対のリード２４，２４を接続した。そして、アルミナ回路基板２２の接続部とハイパワー高周波トランジスタ２３の接続部との間をワイヤーボンディング２５により接続した。この後、これらの上にカバー２６を接合して高周波トランジスタモジュール２０を作製した。
【００４１】
この場合、平均粒径が０．９μｍのＷ粉末と平均粒径が４．５μｍのＣｕ粉末を用い、Ｃｕ粉末の含有量が２５質量％になるような半導体素子用パッケージ２１を用いた高周波トランジスタモジュール２０を試料Ａとし、Ｃｕ粉末の含有量が５０質量％になるような半導体素子用パッケージ２１を用いた高周波トランジスタモジュール２０を試料Ｂとした。同様に、平均粒径が０．５μｍのＷ粉末と平均粒径が２．５μｍのＣｕ粉末を用い、Ｃｕ粉末の含有量が２５質量％になるような半導体素子用パッケージ２１を用いた高周波トランジスタモジュール２０を試料Ｃとし、Ｃｕ粉末の含有量が５０質量％になるような半導体素子用パッケージ２１を用いた高周波トランジスタモジュール２０を試料Ｄとした。
【００４２】
同様に、平均粒径が０．１μｍのＷ粉末と平均粒径が０．５μｍのＣｕ粉末を用い、Ｃｕ粉末の含有量が２５質量％になるような半導体素子用パッケージ２１を用いた高周波トランジスタモジュール２０を試料Ｅとし、Ｃｕ粉末の含有量が５０質量％になるような半導体素子用パッケージ２１を用いた高周波トランジスタモジュール２０を試料Ｆとした。同様に、平均粒径が１．５μｍのＷ粉末と平均粒径が１．５μｍのＣｕ粉末を用い、Ｃｕ粉末の含有量が２５質量％になるような半導体素子用パッケージ２１を用いた高周波トランジスタモジュール２０を試料Ｘとし、Ｃｕ粉末の含有量が５０質量％になるような半導体素子用パッケージ２１を用いた高周波トランジスタモジュール２０を試料Ｙとした。
【００４３】
この後、これらの試料Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｘ，Ｙをそれぞれヒートシート２８を介してアルミニウム製放熱フィン２９の上に配置した。ついで、これらを外部温度（Ｔａ）が２５℃の温度雰囲気中に配置した後、ハイパワー高周波トランジスタ２３の出力を１００Ｗ〜３００Ｗまで変化させながら、ＭＩＬ−ＳＴＤ−８８３Ｃに準拠して、アルミナ回路基板２２とハイパワー高周波トランジスタ２３との接合部の温度（Ｔｊ）求めた。その結果、図８に示すような結果が得られた。なお、この種のハイパワー高周波トランジスタ２３においては、接合部温度（Ｔｊ）が１５０℃を超えた状態で使用を続けると、この素子２３が破壊したり、素子２３の寿命が著しく低下するため、接合部温度（Ｔｊ）は１３０℃以下になるように放熱するのが望ましい。
【００４４】
図８の結果から明らかなように、試料Ｙのように、Ｃｕ粉末の含有量が５０質量％であっても、出力が１５０Ｗを超えると接合部温度（Ｔｊ）は１５０℃以上になって、素子２３とパッケージ２１の熱膨張係数差から生じる応力により、素子２３やアルミナ回路基板２２が損傷した。一方、試料Ａにおいては、Ｃｕ粉末の含有量が２５質量％（０．９μｍＷ，４．５μｍＣｕ）であっても、素子２３の出力が２００Ｗまでは接合部温度（Ｔｊ）を１３０℃以下に維持できた。また、Ｃｕ粉末の含有量が５０質量％（０．９μｍＷ，４．５μｍＣｕ）の試料Ｂ、およびＣｕ粉末の含有量が２５質量％（０．５μｍＷ，２．５μｍＣｕ）の試料Ｃにおいては、素子２３の出力が３００Ｗまでは接合部温度（Ｔｊ）を１３０℃以下に維持できた。
【００４５】
また、Ｃｕ粉末の含有量が５０質量％（０．５μｍＷ，２．５μｍＣｕ）の試料Ｄ、およびＣｕ粉末の含有量が２５質量％（０．１μｍＷ，０．５μｍＣｕ）の試料Ｅにおいては、素子２３の出力が３００Ｗまでは接合部温度（Ｔｊ）を１２０℃以下に維持できた。さらに、Ｃｕ粉末の含有量が５０質量％（０．１μｍＷ，０．５μｍＣｕ）の試料Ｆにおいては、素子２３の出力が３００Ｗまでは接合部温度（Ｔｊ）を１１０℃以下に維持できた。
【００４６】
【発明の効果】
上述したように、本発明においては、タングステン粒子１２が連続して結合した三次元網目状構造の骨格となっているため、銅１１の含有量が２５〜５０質量％と多くなっても、熱膨張係数を１２ｐｐｍ／Ｋ以下に維持できるようになる。そして、平均粒径が１．０μｍ未満のタングステン粒子１２同士が結合した三次元網目状構造の骨格を形成し、この骨格がこれらの粒子の平均粒径の５倍以上で、５．０μｍ未満の銅粉末１１が溶融したマトリックス内に分布している。これにより、銅のチャネリング効果が発揮できて、熱伝導性に優れたタングステン−銅合金が得られるようになる。
【００４７】
なお、上述した実施形態においては、主にＷＣｕ合金について説明したが、ＭｏＣｕ合金についてもＷＣｕ合金の場合と同様である。また、上述した実施形態においては、半導体素子としてハイパワー高周波トランジスタを用いる例について説明したが、半導体素子として、半導体レーザなどの他の半導体素子に適用できることも明らかである。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の高放熱性合金が得られる過程を模式的に示す断面図である。
【図２】脱バインダ処理工程および焼結工程での昇温パターンを示す図である。
【図３】ＷＣｕ合金のＣｕの含有量（Ｃｕ濃度）に対する熱伝導率の関係を示す図である。
【図４】ＷＣｕ合金のＣｕの含有量（Ｃｕ濃度）に対する熱膨張係数の関係を示す図である。
【図５】ＷＣｕ合金の熱膨張係数に対する熱伝導率の関係を示す図である。
【図６】ＷＣｕ合金を用いた放熱板に高周波トランジスタが配置されて半導体素子用パッケージが形成された状態を示す斜視図である。
【図７】図６の半導体素子用パッケージにカバーを装着して放熱試験を行う状態を模式的に示す図であって、図７（ａ）は図６の半導体素子用パッケージにカバーを装着した状態での図６のＡ−Ａ断面を示す図であり、図７（ｂ）は図７（ａ）のパッケージの下部に放熱フィンを装着した状態を示す断面図である。
【図８】高周波トランジスタの出力（Ｗ）と、高周波トランジスタとセラミック基板との接合部温度（Ｔｊ）の関係を示す図である。
【図９】従来例の溶浸材からなるＷＣｕ合金を模式的に示す断面図である。
【図１０】従来例の粉末法によるＷＣｕ合金を模式的に示す断面図である。
【図１１】銅の含有量が多い場合の従来例の粉末法によるＷＣｕ合金の製造過程を模式的に示す断面図である。
【図１２】銅の含有量が少ない場合の従来例の粉末法によるＷＣｕ合金の製造過程を模式的に示す断面図である。
【符号の説明】
１０…混合粉末体、１０ａ…スケルトン、１０ｂ…放熱板、１１…銅（Ｃｕ）粉末、１２…タングステン（Ｗ）粉末、２０…高周波トランジスタモジュール、２１…半導体素子用パッケージ、２２…アルミナ回路基板、２３…ハイパワー高周波トランジスタ、２４…リード、２５…ワイヤーボンディング、２６…カバー、２７…半田、２８…ヒートシート、２９…アルミニウム製放熱フィン
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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