(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
アルミニウム又はアルミニウム合金中に１０〜７０重量％の量の炭化ケイ素が粒子状に分散して存在し、そのＡｌ−ＳｉＣ合金組成部分における炭化ケイ素量の差が１重量％以内であって、アルミニウム又はアルミニウム合金と炭化ケイ素との界面に炭化アルミニウムが存在し、１８０Ｗ／ｍＫより大きい熱伝導率と２０×１０−６／℃以下の熱膨張率を有する焼結法によるアルミニウム炭化ケイ素複合合金からなることを特徴とする半導体基板材料。
【請求項２】
アルミニウム又はアルミニウム合金と炭化ケイ素との界面に存在する炭化アルミニウムは、Ｘ線のＣｕＫα線により測定したアルミニウム（２００）ピークに対する炭化アルミニウム（０１２）ピークの強度比が０.０２５以下となる量であることを特徴とする、請求項１に記載の半導体基板材料。
【請求項３】
アルミニウム又はアルミニウム合金と炭化ケイ素との界面に存在する炭化アルミニウムが５重量％以下であることを特徴とする、請求項１に記載の半導体基板材料。
【請求項４】
アルミニウム又はアルミニウム合金中にケイ素が固溶又は析出していることを特徴とする、請求項１〜３のいずれかに記載の半導体基板材料。
【請求項５】
アルミニウム炭化ケイ素複合合金が窒素を０.０１〜１重量％含むことを特徴とする、請求項１〜４のいずれかに記載の半導体基板材料。
【請求項６】
アルミニウム炭化ケイ素複合合金が酸素を０.０５〜０.５重量％含むことを特徴とする、請求項１〜５のいずれかに記載の半導体基板材料。
【請求項７】
炭化ケイ素を３５〜７０重量％含有し、１５×１０−６／℃以下の熱膨張率を有するアルミニウム炭化ケイ素複合合金からなることを特徴とする、請求項１〜６のいずれかに記載の半導体基板材料。
【請求項８】
炭化ケイ素としてβ−ＳｉＣを含むことを特徴とする、請求項１〜７のいずれかに記載の半導体基板材料。
【請求項９】
炭化ケイ素の平均粒径が１〜１００μｍであることを特徴とする、請求項１〜８のいずれかに記載の半導体基板材料。
【請求項１０】
炭化ケイ素の平均粒径が１０〜８０μｍであることを特徴とする、請求項９に記載の半導体基板材料。
【請求項１１】
請求項１〜１０のいずれかに記載の半導体基板材料と、その表面に設けたメッキ層とを備えることを特徴とする半導体基板。
【請求項１２】
請求項１〜１０のいずれかに記載の半導体基板材料と、その表面に設けたクロメート被膜とを備えることを特徴とする半導体基板。
【請求項１３】
請求項１〜１０のいずれかに記載の半導体基板材料と、その表面に設けた酸化被膜とを備えることを特徴とする半導体基板。
【請求項１４】
請求項１〜１０のいずれかに記載の半導体基板材料と、その表面に設けたヤング率が１５０００ｋｇ／ｍｍ２以下の金属層と、その上に設けたニッケル又は金の１種以上からなる金属層とを備えることを特徴とする半導体基板。
【請求項１５】
請求項１〜１０のいずれかに記載の半導体基板材料と、その表面に設けた融点が６００℃以下の金属層と、その上に設けたニッケル又は金の１種以上からなる金属層とを備えることを特徴とする半導体基板。
【請求項１６】
請求項１〜１０のいずれかに記載の半導体基板材料と、その表面に設けたフィラーを含有するか又はフィラーを含有しないエポキシ樹脂、シリコーン樹脂、ポリイミド樹脂の群から選ばれた１種以上からなる有機樹脂層とを備えることを特徴とする半導体基板。
【請求項１７】
上記有機樹脂層の上に、ニッケル又は金の１種以上からなる金属層を備えることを特徴とする、請求項１６に記載の半導体基板。
【請求項１８】
請求項１〜１０のいずれかに記載の半導体基板材料と、その表面に設けたアルミニウムを主成分とする被覆層とを備えることを特徴とする半導体基板。
【請求項１９】
アルミニウムを主成分とする被覆層が粒径０.１〜１０μｍのアルミニウムを含む結晶粒子からなることを特徴とする、請求項１８に記載の半導体基板。
【請求項２０】
アルミニウムを主成分とする被覆層の表面に厚みが１０〜８００Åの酸化層を有することを特徴とする、請求項１８又は１９に記載の半導体基板。
【請求項２１】
アルミニウムを主成分とする被覆層を形成すべき前記半導体基板材料の表面粗さがＲｍａｘで０.１〜２０μｍであることを特徴とする、請求項１８〜２０のいずれかに記載の半導体基板。
【請求項２２】
前記半導体基板材料の表面粗さがＲｍａｘで０.１〜８μｍであることを特徴とする、請求項２１に記載の半導体基板。
【請求項２３】
アルミニウムを主成分とする被覆層を形成すべき前記半導体基板材料の表面に形成された孔の深さが１００μｍ以下であることを特徴とする、請求項１８〜２２のいずれかに記載の半導体基板。
【請求項２４】
アルミニウムを主成分とする被覆層の純度が９９.９％以上であることを特徴とする、請求項１８〜２３のいずれかに記載の半導体基板。
【請求項２５】
アルミニウム被覆層の厚みが１〜１００μｍであることを特徴とする、請求項１８〜２４のいずれかに記載の半導体基板。
【請求項２６】
アルミニウム被覆層の厚みが１〜２０μｍであることを特徴とする、請求項２５に記載の半導体基板。
【請求項２７】
請求項１〜１０のいずれかに記載の半導体基板材料、又は請求項１１〜２６のいずれかに記載の半導体基板を用いたことを特徴とする半導体装置。
【請求項２８】
１８０Ｗ／ｍＫより大きい熱伝導率と２０×１０−６／℃以下の熱膨張率を有するアルミニウム炭化ケイ素複合合金からなる半導体基板材料の製造方法であって、炭化ケイ素を１０〜７０重量％含有するアルミニウム炭化ケイ素原料粉末を成形し、その成形体を窒素雰囲気中において６００〜７５０℃で焼結することにより、前記アルミニウム炭化ケイ素複合合金を得ることを特徴とする半導体基板材料の製造方法。
【請求項２９】
９９体積％以上の窒素雰囲気中において焼結することを特徴とする、請求項２８に記載の半導体基板材料の製造方法。
【請求項３０】
酸素濃度が２００ｐｐｍ以下の雰囲気中において焼結することを特徴とする、請求項２８又は２９に記載の半導体基板材料の製造方法。
【請求項３１】
露点が−２０℃以下の雰囲気中において焼結することを特徴とする、請求項２８〜３０のいずれかに記載の半導体基板材料の製造方法。
【請求項３２】
アルミニウム炭化ケイ素原料粉末の焼結により得られたアルミニウム炭化ケイ素複合合金を、更に再圧縮するか又は再圧縮後にアルミニウムに対する非酸化性の雰囲気中において加熱処理することを特徴とする、請求項２８〜３１のいずれかに記載の半導体基板材料の製造方法。
【請求項３３】
請求項２８〜３２のいずれかに記載の方法で製造された半導体基板材料を、酸化雰囲気中で加熱するか又は水蒸気雰囲気に露出して表面に酸化被膜を形成すること特徴とする半導体基板の製造方法。
【請求項３４】
請求項２８〜３２のいずれかに記載の方法で製造された半導体基板材料の表面に、ヤング率が１５０００ｋｇ／ｍｍ２以下の金属層を形成し、該金属層を研磨した後、ニッケル又は金の１種以上からなる金属層をメッキすることを特徴とする半導体基板の製造方法。
【請求項３５】
請求項２８〜３２のいずれかに記載の方法で製造された半導体基板材料の表面に、融点が６００℃以下の金属層を形成し、６００℃以下に加熱した後、ニッケル又は金の１種以上からなる金属層をメッキすることを特徴とする半導体基板の製造方法。
【請求項３６】
請求項２８〜３２のいずれかに記載の方法で製造された半導体基板材料の表面に、フィラーを含有するか又は含有しないエポキシ樹脂、シリコーン樹脂、ボリイミド樹脂の群から選ばれた１種以上からなる有機樹脂層を形成することを特徴とする半導体基板の製造方法。
【請求項３７】
上記有機樹脂層の上に、ニッケル又は金の１種以上からなる金属層をメッキすることを特徴とする、請求項３６に記載の半導体基板の製造方法。
【請求項３８】
前記半導体基板材料の表面にヤング率が１５０００ｋｇ／ｍｍ２以下の金属層を形成する方法がバレルメッキであることを特徴とする、請求項３４に記載の半導体基板の製造方法。
【請求項３９】
バレルメッキの容器内に、メッキにより形成する金属層と同一組成の粒径０.１〜１０ｍｍの金属球を入れることを特徴とする、請求項３８に記載の半導体基板の製造方法。
【請求項４０】
バレルメッキの容器内に入れる金属球の表面積を真球の２倍以上とすることを特徴とする、請求項３９に記載の半導体基板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、半導体装置を構成するヒートシンク材などに用いられる半導体基板材料と半導体基板、及びその製造方法、並びにその基板材料又は基板を用いた半導体装置に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、半導体素子の高速化や集積度の増加は著しく、半導体素子から発生する熱の影響が無視できないものとなっている。その結果、半導体基板材料には、半導体素子から発生する熱を効率よく除去するために、高い熱伝導率が要求されるようになった。
【０００３】
更に、半導体基板材料には、他の装置用部材と組み合わせたときに、組み合わせ界面において熱応力による歪を発生しないことが求められる。それ故、半導体基板材料の熱膨張率は、半導体素子及び組み合わされるパッケージ等の熱膨張率と大きな差がないことが要求される。具体的には、半導体素子であるＳｉの熱膨張率は４.２×１０-6／℃、ＧａＡｓは６.５×１０-6／℃、及びパッケージ材として広く用いられるＡｌ2Ｏ3の熱膨張率は６.５×１０-6／℃と小さいため、半導体基板材料の熱膨張率もこれらと同程度に小さいことが望まれる。
【０００４】
また、近年ではパッケージ材として、Ａｌ2Ｏ3等のセラミックに代えてプラスチックを用いる場合が増えてきた。このプラスチックパッケージの場合には、プラスチックの熱膨張率が大きく且つ半導体素子とも樹脂接合が用いられるため、これに用いる半導体基板材料の熱膨張率は従来よりも大きくすることが可能である。即ち、基板材料以外のパッケージ材との組み合わせ設計にもよるが、半導体基板材料に要求される熱膨張率の最適値は７〜２０×１０-6／℃といった、セラミックパッケージの場合に比べ高く且つ広い範囲となる。
【０００５】
これまで低熱膨張率が必要とされる場合には、Ｃｕ−Ｗ合金やＣｕ−Ｍｏ合金の半導体基板材料が多く用いられてきた。これらの合金ではＣｕ量又はＭｏ量のコントロールによりプラスチックとの熱膨張の整合が図れるため、プラスチックパッケージにも利用することが可能である。しかしながら、プラスチックは剛性が低いため、Ｃｕ−Ｗ合金やＣｕ−Ｍｏ合金のような比重が高い材料との組み合わせでは変形が生じ易くなるので、これらの合金の半導体基板材料としてのプラスチックパッケージへの使用は制限される。
【０００６】
また、半導体素子とパッケージとの電気的接合にワイヤーを用いる代わりにハンダボールを用いる方法（フリップチップ方式）や、母基板への接合にピンを用いる代わりにバンダボールを用いる方法（ボールグリッドアレイ方式）が広く行われるようになってきたが、その場合も半導体基板材料が重いとハンダボールが必要以上に潰れる危険があるので、Ｃｕ−Ｗ合金やＣｕ−Ｍｏ合金の使用は困難であった。加えて、ＷやＭｏは比較的高価な金属であるため、コストの点でも問題があった。
【０００７】
一方、高熱膨張率が望ましい場合には、安価な金属であるＡｌやＣｕ又はこれらの合金からなる半導体基板材料が使用されることが多かった。しかし、Ｃｕも８.９ｇ／ｃｍ3と密度が大きいため上記のＣｕ−Ｗ合金等と同様の課題が存在した。また、Ａｌは２.７ｇ／ｃｍ3と密度が小さいので、プラスチックパッケージやボールグリッドアレイの場合に上記の問題は生じないが、熱膨張率が２３.５×１０-6／℃と大きいために使用できる例が少ないことに加え、剛性が低いため基板に反りや変形が生じやすいという問題があった。
【０００８】
そのため、熱膨張率を７〜２０×１０-6／℃といった広い範囲で、特に１５×１０-6／℃以下の範囲で調整可能であると共に、高放熱性で且つ軽量な半導体基板材料が望まれている現状である。ちなみに、半導体基板材料の熱伝導率は１００Ｗ／ｍＫ以上が通常必要とされる。しかし、プラスチック製のパッケージ部材は熱伝導率が悪いため、これと組み合わせた場合のパッケージ全体の放熱性を考慮すると、半導体基板材料の熱伝導率として１８０Ｗ／ｍＫ以上が必要とされる場合が多くなってきいる。
【０００９】
軽量で且つ上記の熱膨張率と熱伝導率を満足する材料として、最近ではアルミニウム複合合金が提唱されている。その中で、アルミニウム炭化ケイ素（Ａｌ−ＳｉＣ）複合合金は、原料のアルミニウムと炭化ケイ素が共に比較的安価で且つ高熱伝導材料であるうえ、熱膨張率が４.２×１０-6／℃と小さな炭化ケイ素と２３.５×１０-6／℃と大きなアルミニウムとを組み合わせることにより、広い範囲で任意の熱膨張率を得ることができるため、半導体基板材料としての使用が検討されている。
【００１０】
かかるアルミニウム炭化ケイ素複合合金の製造法としては、特表平１−５０１４８９号等に示されている鋳造法、特開平２−２４３７２９号等に記載されている含浸法、又は特開昭６１−２２２６６８号等に示されている加圧鋳造法等が、従来から使用されていた。このようにして得られたＡｌ−ＳｉＣ複合合金からなる半導体基板材料は、高い信頼性を要求される分野で用いるときには、一般的に表面処理を施して半導体基板として用いられる。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
アルミニウム炭化ケイ素複合合金を半導体基板材料として用いるためには、上記した各製造法において、それぞれ解決しなければならない問題がある。
【００１２】
まず、鋳造法では、冷却時に生じる組成の偏りを避けることが難しい。即ち、鋳造法による合金は表層部でアルミニウムの割合が多くなるため、Ａｌ−ＳｉＣ複合合金中の炭化ケイ素量の差が中心部と表層部で１重量％を越え、均一な組成の材料が得られなかった。また、ボイドを完全に除去することも困難であった。加圧鋳造法によればボイドの大部分は除去できるが、加えられた圧力により表面付近のアルミニウムの濃度が高くなりがちである。従って加圧鋳造法でも、中心部と表層部での炭化ケイ素量の差を１重量％以内にするのは困難であった。
【００１３】
一方、含浸法では、アルミニウムを炭化ケイ素の成形プリフォームに含浸させるので、完全に緻密な合金を得るためには過剰なアルミニウムを付与する必要がある。このため、得られる合金の外周に過剰のアルミニウムが溶出して、含浸前の形状を確保できず、従って全外周にわたって過剰なアルミニウムの除去加工を行わなければ、必要形状に対して良好な精度を有する基板材料を得ることは困難であった。更に、炭化ケイ素のプリフォームを耐圧容器内に置き、溶融したアルミニウムを圧力を加えて含浸させる加圧溶浸法があるが、この方法ではプリフォームの周囲に耐圧容器とのクリアランス分のアルミニウム被膜が形成される。このアルミニウム被膜は不均一となるため、材料が持つ低熱膨張率の特性を損なうことになる上、反りなどの原因となる。
【００１４】
また、鋳造法では金属溶湯を流し込む工程を行うためにアルミニウムが７０重量％以上含まれている必要があり、加圧鋳造法でも炭化ケイ素が３０重量％以上に増えると溶湯の流れが悪くなり、複雑な形状の合金の製造は困難で生産性も悪かった。含浸法の場合、成形プリフォームと同等の寸法を維持しつつ緻密化が可能な組成としては、炭化ケイ素が７０重量％付近であることが分っている。即ち、炭化ケイ素が７０重量％より少ないと炭化ケイ素のプリフォームの強度が弱くなるため、その形状維持が困難となる。従って、アルミニウムの含浸時やその後の冷却の際に熱膨張率の差により変形や反りが起き易く、成形プリフォームと同等の形状寸法精度を維持することが困難であった。
【００１５】
しかも、含浸法では炭化ケイ素で骨格が組まれているため、合金化後にサイジング等による反り直しも不可能であると共に、合金の加工もダイヤモンドホイールを用いた研磨に頼るしかなく、コスト的に高くついていた。また加圧鋳造法や加圧溶浸法では、設備費用が鋳造や含浸と比較して格段に高くなるという問題点があった。従って、これらの方法では、炭化ケイ素が３０重量％程度を越え７０重量％程度までの均一組成のアルミニウム炭化ケイ素複合合金を低コストで製造することは困難であった。
【００１６】
更に、プラスチックパッケージに用いられる半導体基板材料の場合、上記の理由により７〜１３×１０-6／℃付近の熱膨張率を求められることが多いが、その場合には炭化ケイ素を５０〜７０重量％含有するアルミニウム炭化ケイ素複合合金が必要となる。しかし、上記のとおり鋳造法、含浸法、加圧鋳込法のいずれの方法を用いても、この組成のアルミニウム炭化ケイ素複合合金を低コストで製造するのは困難であった。また、炭化ケイ素が７０重量％を超える場合や、逆に炭化ケイ素が１０重量％未満の場合を除けば、上記いずれの方法によっても１８０Ｗ／ｍＫ以上の熱伝導率のアルミニウム炭化ケイ素複合合金を得ることは困難であった。
【００１７】
アルミニウム炭化ケイ素複合合金は、そのままでも半導体基板として用いることができるが、ワークステーションなどの高い信頼性が要求される分野に用いる場合には、表面処理を施すことが望ましい。これらの分野においては、−６５℃と１５０℃の温度に交互にさらす温度サイクル試験や、１２１℃、１００％ＲＨ、２気圧の状態にさらすＰＣＴ（Ｐｒｅｓｓｕｒｅ  Ｃｏｏｋｅｒ  Ｔｅｓｔ）試験、１２５℃、８５％ＲＨ、２気圧の状態にさらすＨＡＳＴ（Ｈｉｇｈｌｙ  Ａｃｃｅｌｅｒａｔｅｄ  Ｓｔｒｅｓｓ  Ｔｅｓｔ）試験などの各種信頼性試験を施した後に、熱伝導率などの特性や、外観状態などに変化がないことが要求される。しかし、これらの試験によって、表面に露出したアルミニウムの部分が変色を起こし、アルミニウムと炭化ケイ素の界面も変色を起こしやすく、試験後大きく外観が変化しやすい。そのため、アルミニウム炭化ケイ素複合合金に適合した表面処理、及びその処理技術が必要となる。
【００１８】
更に、半導体基板の表面状態は、半導体チップやパッケージと半田付けする際の半田の流れ性を左右するため重要である。半田付け部の強度などの信頼性を確保するため、半田の種類によっては半田に適合した表面処理を施す必要がある。また、最近主流となりつつある樹脂接合においても、半導体基板の表面状態は重要である。即ち、表面状態により樹脂接合強度が異なるため、必要な接合強度に適合した表面処理を行う必要がある。
【００１９】
本発明は、このような従来の事情に鑑み、精度やコスト等の問題を解決し、基板材料として要求されている特性、即ち１００Ｗ／ｍＫ以上の熱伝導率と２０×１０-6／℃以下の熱膨張率を有し、軽量で均一な組成のアルミニウム炭化ケイ素複合合金からなる半導体基板材料、この半導体基板材料に必要な表面処理を施した半導体基板、及びその製造方法を提供すること、並びにこの半導体基板を用いた半導体装置を提供することを目的とする。
【００２０】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するため、本発明が提供する半導体基板材料は、アルミニウム又はアルミニウム合金中に１０〜７０重量％の量の炭化ケイ素が粒子状に分散して存在し、そのＡｌ−ＳｉＣ合金組成部分における炭化ケイ素量の差が１重量％以内であって、アルミニウム又はアルミニウム合金と炭化ケイ素との界面に炭化アルミニウムが存在し、１８０Ｗ／ｍＫより大きい熱伝導率と２０×１０−６／℃以下の熱膨張率を有する焼結法によるアルミニウム炭化ケイ素複合合金からなることを特徴とする。
【００２１】
更に、このアルミニウム炭化ケイ素複合合金は、焼結法により製造されるものであり、アルミニウム又はアルミニウム合金と炭化ケイ素との界面に炭化アルミニウムが形成されることを特徴とする。
【００２２】
この炭化アルミニウムは、Ｘ線のＣｕＫα線により測定したアルミニウム（２００）ピークに対する炭化アルミニウム（０１２）ピークの強度比が０.０２５以下となる量で存在するか、又は５重量％以下の量で存在することが好ましい。また、アルミニウム又はアルミニウム合金中にはケイ素が固溶又は析出していること、その固溶又は析出したケイ素量が３重量％以下であることが好ましい。このようなアルミニウム炭化ケイ素複合合金は、熱伝導率が１８０Ｗ／ｍＫ以上となり、セラミックスパッケージ用の半導体基板材料等として特に好ましいものである。
【００２３】
本発明の半導体基板材料の製造方法は、半導体基板材料であるアルミニウム炭化ケイ素複合合金を製造するにあたり、炭化ケイ素を１０〜７０重量％含有するアルミニウム炭化ケイ素原料粉末を成形し、その成形体を窒素雰囲気中において６００〜７５０℃で焼結することを特徴とするものである。即ち、本発明の方法は従来とは異なり焼結法によるものであり、熱伝導率が１８０Ｗ／ｍＫより大きく且つ熱膨張率が２０×１０−６／℃以下の特性を有し、組成が均一で軽量なアルミニウム炭化ケイ素複合合金からなる半導体基板材料を得ることができる。
【００２４】
特に、焼結温度を６００〜７５０℃とすることによって、上記の炭化アルミニウムの生成とケイ素の固溶又は析出とをもたらす界面反応を制御し、熱伝導率が１８０Ｗ／ｍＫ以上のアルミニウム炭化ケイ素複合合金を得ることができる。また、焼結雰囲気としては、９９体積％以上の窒素雰囲気、酸素濃度が２００ｐｐｍ以下の雰囲気、あるいは露点が−２０℃以下の雰囲気を使用することが好ましい。
【００２５】
本発明の半導体基板材料の中でも、熱膨張率が７〜１５×１０-6／℃且つ熱伝導率が１８０Ｗ／ｍＫ以上のアルミニウム炭化ケイ素複合合金は、プラスチックパッケージに搭載した半導体の基板材料、半導体素子の電気的接合がフリップチップ方式やパッケージの搭載方法がボールグリッドアレイ方式である半導体基板材料として好適なものである。
【００２６】
更に、本発明の半導体基板材料の表面に、メッキ層、クロメート被膜、酸化被膜又は有機樹脂膜を設けることや、ヤング率が１５０００ｋｇ／ｍｍ2以下の金属層又は融点が６００℃以下の金属層、若しくは有機樹脂層を形成した上に、ニッケル又は金の金属層を形成することや、アルミニウムを主成分とする被覆層を形成することにより、高い信頼性を有する半導体基板とすることができる。
【００２７】
【発明の実施の形態】
本発明においては、半導体基板材料として有用なアルミニウム炭化ケイ素複合合金を焼結法により製造し、所望の熱伝導率と熱膨張率を有すると共に、従来の方法で問題とされていたＡｌ−ＳｉＣ組成の均一化を達成し、焼成複合化された時点でニアネットシェイプで優れた寸法精度のものを得ることができる。尚、この半導体基板材料の実用途としては、従来のセラミックパッケージ、メタルパッケージに好適であるとともに、特にプラスチックパッケージ、フリップチップ方式やボールグリッドアレイ等の、今後汎用化が期待される新しいパッケージ方式のものにも好適なものである。
【００２８】
即ち、本発明によるアルミニウム炭化ケイ素複合合金は、１０〜７０重量％の炭化ケイ素を含むアルミニウム炭化ケイ素原料粉末を用意し、これを圧縮成形した成形体を焼結する方法により製造するため、アルミニウム又はアルミニウム合金が連続している一方で、その中に炭化ケイ素が溶浸法とは異なり粒子状に均一に分散した複合組織を有している。
【００２９】
ここで、炭化ケイ素には高温型で六方晶系のα−ＳｉＣと、低温型で立方晶系のβ−ＳｉＣとが存在するが、どちらの系でも合金にした場合の熱伝導率に変わりはない。しかし、α−ＳｉＣは劈開しやすい性質を持つため、α−ＳｉＣを用いた場合、原料粉末を所望の基板形状に圧縮成形する際の圧力により劈開し、微細な炭化ケイ素が凝集した部分ができやすい。その部分は得られる合金中でアルミニウムとの密着力が弱いために、研磨加工やバレルメッキ、ショットなどの処理を行った場合に脱粒しやすい傾向がある。そのため、原料粉末の炭化ケイ素としては、β−ＳｉＣ又はα−ＳｉＣとβ−ＳｉＣの混合した炭化ケイ素を用いることが望ましい。
【００３０】
更に、半導体基板において、脱粒により凹凸が生じた表面では、半田の流れ性が低下したり、樹脂接合の接着強度が低下する問題が生じる可能性がある。脱粒による表面凹凸の大きさは用いる炭化ケイ素の粒径と等しいので、半田の流れ性や樹脂接合の接着強度の低下を防止するためには、炭化ケイ素の粒径は小さい方が好ましい。しかし、粒径が小さくなると凝集しやすいため、かえって凹凸が大きくなる場合がある。そのため、炭化ケイ素の粒径は１〜１００μｍの範囲が好ましく、１０〜８０μｍの範囲が更に好ましい。
【００３１】
一方、故意に半導体基板の表面に凹凸を形成することにより、そのアンカー効果により樹脂接合の接着強度を向上させることができる。その場合も、凹凸が大き過ぎると樹脂の回り込まない部分ができ、かえって接着強度が低下する場合がある。逆に凹凸が小さ過ぎると、アンカー効果が発揮できない。この点からも、炭化ケイ素の粒径は１〜１００μｍの範囲が好ましく、１０〜８０μｍの範囲が更に好ましい。
【００３２】
また、後から詳しく述べるように、焼結法ではアルミニウムと炭化ケイ素が均一に分散した原料粉末を用いて成形後焼結するが、その間に粒子の大きな移動が起こらないため、均一な組織を有した合金が得られる。そのため、従来の鋳造法や加圧鋳造法で問題となっていた合金の中心部と表層部での組成差を極めて小さくでき、即ちＡｌ−ＳｉＣ合金組成部分における炭化ケイ素量の差を１重量％以内にすることができる。ここで、「Ａｌ−ＳｉＣ合金組成部分における炭化ケイ素量の差」とは、通常合金の表面に酸化層や窒化層が形成されたり、また従来法では合金の表層部にアルミニウム層が形成されたりするが、これらを除いたＡｌ−ＳｉＣ合金組成の部分についての組成の均一性を炭化ケイ素（ＳｉＣ）量で比較することを意味し、具体的にはこの合金組成の部分の中心部と表層部の各０.５平方ｍｍ中のＳｉＣ量を電子顕微鏡組成分析により測定して求める。即ち、電子顕微鏡のいくつかの視野について、ＳｉＣの占める面積比を求めて体積比とする。
【００３３】
アルミニウム又はアルミニウム合金中の炭化ケイ素が１０重量％未満では熱膨張率が２０×１０-6／℃を越え、炭化ケイ素が７０重量％を越えるとアルミニウムが少な過ぎるため、焼結法では緻密化が困難である。そのため、本発明ではアルミニウム炭化ケイ素複合合金中の炭化ケイ素の量を１０〜７０重量％とする。特に、炭化ケイ素を３５〜７０重量％の範囲にすることにより、従来技術では不可能であった熱膨張率の範囲、即ち７〜１５×１０-6／℃のアルミニウム炭化ケイ素複合合金を得ることができる。
【００３４】
また、アルミニウムと炭化ケイ素の焼結には、炭化アルミニウム（Ａｌ3Ｃ4）とケイ素（Ｓｉ）が生成する界面反応が大きく寄与している。この界面反応が過度に進行すると、界面に存在する炭化アルミニウムが多くなり過ぎてアルミニウムと炭化ケイ素の間の熱伝導を阻害し、またケイ素もアルミニウムに過剰に固溶して熱の散乱が増える等の理由により、熱伝導率が減少することが明らかになった。
【００３５】
従来の溶浸法、鋳造法、加圧鋳造法のいずれの方法も、アルミニウムを完全に溶解して合金化する方法であるため、アルミニウムと炭化ケイ素との界面反応を制御することは困難である。そのため、この界面反応が過度に進行してしまい、炭化アルミニウムとケイ素が多量に生成したり、逆に界面反応が不充分でアルミニウムと炭化ケイ素の密着が悪く熱が効率良く伝わらないため、得られる合金の熱伝導率は１８０Ｗ／ｍＫ未満に留まっている。これに対して、本発明では、焼結法を用いることにより界面反応の制御が容易になり、その結果１８０Ｗ／ｍＫ以上の熱伝導率を有するアルミニウム炭化ケイ素複合合金を得ることができるようになった。
【００３６】
即ち、後述するように焼結温度を６００〜７５０℃に調整し、界面反応による形成される炭化アルミニウムの量を、Ｘ線のＣｕＫα線により測定したアルミニウム（２００）ピークに対する炭化アルミニウム（０１２）ピークの強度比が０.０２５以下となる量の範囲に制御することによって、得られる合金の熱伝導率を１８０Ｗ／ｍＫ以上とすることができる。また、炭化アルミニウムの量を５重量％以下に制御することによっても、合金の熱伝導率を１８０Ｗ／ｍＫ以上とすることができる。
【００３７】
次に、本発明の半導体基板材料の製造方法を説明する。この方法は、図１に示すように、まずアルミニウム又はアルミニウム合金と１０〜７０重量％の炭化ケイ素を含むアルミニウム炭化ケイ素原料粉末を作成する。これには多様な方法が適用できるが、成形性や焼結性が良好な方法を用いる必要がある。例えば、アルミニウム粉末又はアルミニウム合金粉末と炭化ケイ素粉末の混合粉末を、原料粉末として用いることができる。この方法は最も簡単且つ安価であるが、均一に混合する必要がある。特に各粉末の粒度は混合性に強く影響を与えるため、それぞれの粉末の平均粒径は相対的に２倍以内にすることが望ましい。
【００３８】
また、アルミニウム又はアルミニウム合金と炭化ケイ素の合金溶湯を凝固させて作製した急冷凝固粉末を、原料粉末として用いることもできる。この方法で得た原料粉末は均一性や成形性に非常に優れている。同様に、アルミニウム粉末又はアルミニウム合金粉末と炭化ケイ素粉末を、機械的に合金化（いわゆるメカニカルアロイング）させた粉末を用いることも可能である。尚、原料として純アルミニウムとアルミニウム合金のどちらを用いても良いが、純アルミニウムは変形能が大きいため成形体の密度を容易に上げることができ、また熱伝導率は最も高くなる。しかし、純アルミニウムは変形能が大きいため、形状によっては金型の焼き付きを起こすことがある。その場合には、例えばケイ素を合金化したアルミニウム合金とすることで粉末を硬化させ、焼き付きを防ぐことができる。
【００３９】
次に、このようにして得られたアルミニウム炭化ケイ素原料粉末を、図１に示すごとく、所望の基板形状に圧縮成形する。この圧縮成形によって原料粉末同士を予め密着させることにより、後の焼結時に形状が崩れたりせず、緻密な焼結体を得ることができる。最後に、この成形体を、アルミニウムに対して非酸化性の雰囲気下において焼結する。焼結温度が６００℃未満では原料粒子間の結合が不十分であるため、６００℃以上の温度で焼結する必要がある。
【００４０】
上記方法では、アルミニウムの酸化を防止するため非酸化性の雰囲気下で焼結を行うが、非酸化性雰囲気としては窒素雰囲気、好ましくは９９体積％以上の窒素雰囲気を用いることにより、酸化を防ぐと同時に、窒素とアルミニウムとの反応により窒化アルミニウム（ＡｌＮ）を生成させ、得られるアルミニウム炭化ケイ素複合合金を窒素を含む合金とすることができる。一方、非酸化性雰囲気として水素や一酸化炭素、アルゴンなどの希ガスを用いた場合には、得られる合金は窒素を含まなくなる。
【００４１】
一般に、焼結法では合金内部に残留したガスにより緻密化が阻害される。しかし、非酸化性雰囲気を窒素にすることにより、合金内部に残留した窒素ガスはアルミニウムとの反応により窒化アルミニウムとなるため、むしろ緻密化が図られることが分かった。特に合金が０.０１重量％以上の窒素を含むことにより、熱伝導率１８０Ｗ／ｍＫ以上の合金が得られる。しかし、窒素が１重量％を越えて含まれると、かえって緻密化が阻害されるため、アルミニウム炭化ケイ素複合合金中の窒素量は０.０１〜１重量％の範囲が好ましい。また、焼結雰囲気に酸素や水蒸気が含まれると、アルミニウムが酸化されて特性が低下する。そのため酸素量が２００ｐｐｍ以下、露点が−２０℃以下の雰囲気中で焼結することが望ましい。これにより焼結時に酸化反応は進行せず、合金中に含有される酸素量は原料粉末に含まれている酸素量と等しくなるため、アルミニウム炭化ケイ素複合合金に含まれる酸素量は０.０５〜０.５重量％となる。
【００４２】
本発明の製造方法においては、前記のごとく焼結温度を６００〜７５０℃にコントロールしてアルミニウムと炭化ケイ素の界面反応を制御することができるが、焼結温度が７５０℃よりも高くなると界面反応によるアルミニウムの炭化が進み、界面に生成する炭化アルミニウムの量が５重量％を越え、及びアルミニウムやアルミニウム合金中に固溶又は析出するケイ素の量が３重量％を越える。このように、アルミニウム炭化ケイ素複合合金中に含まれる炭化アルミニウム及びケイ素の量が増え過ぎると合金の熱伝導率が低下するので、１８０Ｗ／ｍＫ以上の熱伝導率を達成するためには６００〜７５０℃の焼結温度とすることが必要である。
【００４３】
また、本発明の製造方法では、アルミニウム又はアルミニウム合金の融点以上に加熱し、液相焼結をすることができる。通常は、液相焼結において液相が３０％以上含まれると、形状を維持するのが困難とされていた。即ち、液相部分が流失したり発泡したりして、形状が維持できなくなるからである。しかし、アルミニウムと炭化ケイ素は濡れ性が非常に良いために、液相焼結においても形状を崩すことなく焼結できるのである。特に、炭化ケイ素量を３５〜７０重量％の範囲とすることにより、液相焼結でも精度よく形状が維持できる。
【００４４】
上記のごとく焼結されたアルミニウム炭化ケイ素複合合金は、そのまま半導体基板材料として用いることができるが、非酸化性雰囲気中において更に再圧縮を加えたり、再圧縮後に加熱処理することができる。変形能が大きいアルミニウムが連結し且つ硬質粒子の炭化ケイ素が分散した組織をしているため、再圧縮により更に精度の向上が図られると共に、残存した気孔を除去して緻密化することができ、大きく形状を変化させることも可能である。この再圧縮時に合金に微細な亀裂が入る場合があるが、その後非酸化性雰囲気中において加熱処理すれば、亀裂を無くすことができる。
【００４５】
以上のようにして得られた本発明のアルミニウム炭化ケイ素複合合金は、焼成後に変形や反り、欠け等の寸法上の不具合がなく、全ての外形寸法が所望の仕上げ寸法に近いもの（ニアネットシェイプ）であるか、又は所望の仕上げ寸法規格の範囲内（ネットシェイプ）とすることが可能であり、その場合は全面を機械加工する必要はなくなる。
【００４６】
更に、ワークステーション等の高い信頼性を有する半導体基板として用いる場合には、本発明のアルミニウム炭化ケイ素複合合金からなる基板材料に表面処理が必要となる。表面処理の手法としては、メッキ処理、クロメート処理、アルマイト処理、酸化処理、樹脂などを用いた有機被膜を形成する方法などが考えられる。
【００４７】
メッキは、通常のＮｉメッキ、Ａｕメッキ、Ｎｉ−Ａｕメッキ等を行うことにより、酸化しやすいアルミニウム部分を保護することができる。クロメート処理は表面の膜形成が容易で、凹凸の激しい表面にでも均一に膜形成ができるため好ましい。メッキ処理においても最終的にクロメート処理を施すことにより、信頼性をさらに向上させることが可能である。酸化処理も膜形成が容易で、表面に凹凸が存在しても均一に膜形成ができるため好ましい。例えば、２００〜６００℃程度の大気中にさらすことにより、又は水蒸気雰囲気で満たした２００〜６００℃程度の雰囲気にさらすことにより、表面を酸化することができる。この酸化膜上に更にクロメート処理を施すと、信頼性をより確実にすることができる。また、エポキシ樹脂、シリコーン樹脂、ポリイミド樹脂などの有機樹脂からなる被膜で表面を覆うことにより、信頼性をより一層向上させることもできる。
【００４８】
更に、脱粒により凹凸が生じた表面では、半田の流れ性が低下したり、半導体基板として樹脂接合の接着強度が低下する問題が生じる可能性がある。その場合には、有機材料や金属材料による封孔処理を施した上でメッキすることによって、これらの問題を大きく改善することができる。有機材料を用いた封孔処理としては、エポキシ樹脂、シリコーン樹脂、ポリイミ樹脂などをスクリーン印刷、ディッピング、スピンナーなどの手法で膜形成する方法がある。表面の導電性を維持するためには、樹脂に銀や銅をフィラーとして混合すればよい。このように表面に有機樹脂膜を形成した後、硬化させ、その後研磨を施すことにより、封孔処理を行うことができる。
【００４９】
金属材料を用いた封孔処理としては、まずメッキの手法が考えられる。メッキにより金属を凹部以上の膜厚で形成した後、表面を研磨することにより表面の凹凸を完全になくすことができる。金属メッキの種類としてはヤング率が１５０００ｋｇ／ｍｍ2以下のもの、例えばＣｕメッキが好ましい。ヤング率の低い金属は研磨が容易であり、また研磨により材料が伸びて凹部を容易に塞ぐことができる。一方、ヤング率が１５０００ｋｇ／ｍｍ2より大きい、例えばＮｉメッキでは研磨を施しても材料が伸びず凹部を完全に塞ぐことができない。しかし、Ｃｕメッキだけでは、信頼性試験を施すと錆が生じるため、Ｃｕメッキを行い研磨した上にＮｉ又はＡｕの１種以上のメッキを形成することで、半田の流れ性や樹脂接合の接着強度、信頼性の両方を満足することができる。
【００５０】
ヤング率が１５０００ｋｇ／ｍｍ2以下の金属メッキを施す方法として、バレルメッキを用いることが望ましい。バレルメッキは容器内で浮遊状態でメッキを行なうため、半導体基板表面に治具跡が形成されない利点がある。更に、バレルメッキでは容器内でメッキを施す材料が衝突を繰り返すが、ダミー粒子として金属球を投入すると、この金属球とも衝突を起こすことになる。この衝突により金属球が削られ、削られた金属はメッキを施す材料に付着する。この付着は表面の凹部に起こりやすく、従って表面の凹凸が軽減される。金属球は削られてメッキを施す材料に付着した後伸びるように、ヤング率が低い材料が好ましい。具体的には１５０００ｋｇ／ｍｍ2以下のもの、例えばＣｕが好ましい。ヤング率の低い金属は伸びやすく、凹部を容易に塞ぐことができるからである。
【００５１】
また、ダミー粒子である金属球の粒径は０.１〜１０ｍｍが望ましい。粒径が０.１ｍｍより小さいと、バレルメッキ中に充分な衝突が生じないため、材料の凹部を完全に塞ぐことができない。また、粒径が１０ｍｍより大きいと、メッキを施す材料に傷を生じやすいため好ましくない。ダミー粒子は表面積が大きいことが望ましい。ダミー粒子である金属球の表面積を、真球と仮定したときの２倍以上にすることにより、短時間のバレルメッキ処理で効果を発揮することができる。
【００５２】
金属材料を用いた封孔処理のもう一つの方法として、低温で融解する金属、例えば錫を用いてメッキすることができる。錫メッキを施した後、錫の融点である２４０℃以上にすることにより錫が融解して凹部に流れ込み、凹凸の無い表面を形成することができる。溶け込んだ錫はＡｌ及びＳｉなどを不純物として取り込み、融点が上昇するため、その後半田付けを施しても再融解することはない。尚、封孔処理に使用できる金属としては、アルミニウム炭化ケイ素複合合金の焼結温度以下の融点を持つもの、即ち融点が６００℃以下の金属である。
【００５３】
更に、本発明の半導体基板材料の表面にアルミニウムを主成分とする被覆層を形成することにより、樹脂接合の接着強度を向上させることができる。即ち、蒸着法などによりＡｌの被覆層を形成すると、多角形型の結晶粒が生成される。結晶粒間には１μｍ以下の微小な段差が存在するが、この段差は表面粗さ測定時には検出できないものである。この結晶粒径とそれに伴う結晶間の段差が充分なアンカー効果を生み出し、樹脂接合強度を向上させるのである。
【００５４】
特に被覆層を構成するＡｌを含む結晶粒子の粒径を０.１〜１０μｍに制御することにより、充分なアンカー効果を生み出すことができる。結晶粒径が０.１μｍより小さくなると、接合に用いる樹脂が結晶間に充分に入る込むことができずに空孔が生じやすいため、この空孔が起点となって接合破壊が生じやすい。逆に粒径が１０μｍより大きくなると、樹脂は結晶間に入り込むことができるが、単位面積当たりでアンカー効果に寄与する粒子が少なくなるため、充分な接合強度を得ることができない。
【００５５】
上述のように充分なアンカー効果が得られる構造においては、その被覆層上に積極的に酸化膜を形成する必要はない。即ち、自然酸化膜である厚み１０〜８００Åの酸化膜が好ましい。ただし、自然酸化膜がない状態であると、樹脂との間に水素結合が生じないために、充分な樹脂接合強度を保つことができない。また、８００Å以上の酸化膜を形成すると、樹脂と酸化膜との間の接合強度は問題ないが、金属の酸化膜は脆いため酸化膜と母材金属との間の接合強度を保つことができない。
【００５６】
また、形成するＡｌの被覆層の厚みは、１〜１００μｍが望ましい。この厚みが１μｍより薄いと、アンカー効果を生み出すのに充分な構造を形成できないことがある。一方、被覆層が１００μｍより厚ければ、層内での破壊が生じやすくなる。特に２０μｍより厚くなると層形成に手間がかかることもあり、通常はＡｌの被覆層の厚みは１〜２０μｍとするのがより好ましい。形成するＡｌの被覆層としては、Ａｌ又はＡｌ合金のいずれでもよい。ただし、Ａｌ合金の被覆層は形成時に組成の制御が困難であること、母材との密着性にばらつきが生じやすいので、純度９９.９重量％以上が好ましく、９９.９９重量％以上のＡｌが更に好ましい。
【００５７】
上記Ａｌの被覆層を形成する母材の表面性状としては、表面粗さがＪＩＳ規格のＲｍａｘで０.１μｍより小さいと、上述のようなＡｌ被覆層の構造を形成しても充分なアンカー効果を得ることが困難である。逆にＲｍａｘが２０μｍより粗いと吸着ガスが多くなり、Ａｌ被覆層の形成時に酸素を放出する量が多くなり好ましくない。例えば、蒸着法にてＡｌ被覆層を形成する場合、蒸着中の真空度を１０-3Ｔｏｒｒ以下にしなければ、Ａｌの結晶粒径が０.１μｍより小さくなったり、母材との密着が低くなったりする。その一方で、Ｒｍａｘが２０μｍより粗くなると、１０-3Ｔｏｒｒ以下の真空度を実現することが困難になる。尚、通常はＲｍａｘが８μｍより粗くなると、樹脂接合を施したときに、樹脂と接合表面との間に空隙ができやすくなり、接合強度のばらつきが大きくなるため、最大でもＲｍａｘを８μｍとするのが更に好ましい。
【００５８】
また、このような母材の表面粗さの条件を満たすために、より好ましくは母材表面に生じた孔の深さを１００μｍ以下とすることが好ましい。好ましいの深さが１００μｍより深くなると、前述のガス吸着が多くなると共に、Ａｌの被覆層を母材上に均一な厚みで形成することが困難になり、表面にピットが生じやすくなる。また、接合のための樹脂が十分に回り込みにくくなり、十分な接合強度を保つことができない。
【００５９】
Ａｌの被覆層の形成方法としては、真空蒸着法が代表的な方法である。真空蒸着法では、まず母材である半導体基板材料を蒸着用真空チャンバーに投入し、蒸着前にチャンバー内を真空排気する。この時の真空度は、形成されるＡｌの被覆層の膜質に影響を与えるので、１０-5Ｔｏｒｒ以下の真空度にするのが望ましい。これ以上の真空度であると、蒸着中に母材から付着ガスが放出され、形成されるＡｌの結晶粒径が小さくなる傾向にある。真空排気後、Ａｌの蒸着を行うが、蒸着源としては前記のごとく９９.９重量％以上のＡｌを用いるのが好ましい。９９重量％程度のＡｌでは、組成の制御が困難で、且つ母材との密着性のばらつきが生じやすい。また、蒸着中の真空度は１０-3Ｔｏｒｒ以下にするのが好ましい。これ以上の真空度であると、形成されるＡｌの結晶粒径が所望の０.１μｍより小さくなる。蒸着中母材は加熱しても、加熱しなくてもよい。加熱しない場合でも、母材の表面温度は１００〜２００℃程度になるのが普通である。
【００６０】
また、Ａｌの被覆層は、有機溶媒中に分散させたＡｌ粉末をスクリーン印刷法により印刷し、不活性、真空もしくは還元雰囲気中で焼結することによっても得ることができる。また、有機溶媒中に分散させたＡｌ粉末を浸漬により母材に塗布し、不活性、真空もしくは還元雰囲気中で焼結することによっても、Ａｌの被覆層を得ることができる。更には、不活性又は還元ガスを用いた溶射によりＡｌの被覆層を形成し、不活性、真空もしくは還元雰囲気中で焼結することによっても、Ａｌの被覆層を得ることができる。いずれの方法においても、所望の結晶粒径のＡｌの被覆層を得るためには、焼結中の雰囲気が非常に重要になる。即ち、真空の場合は上記蒸着法と同様であるが、不活性又は還元性雰囲気の場合にも母材から放出される酸素等の付着ガスによりＡｌの粒径が小さくなるからであり、この原因となる雰囲気中の不純物を一般的には５００ｐｐｍ以下に制御する必要がある。
【００６１】
前記のごとく、本発明の方法により製造されたアルミニウム炭化ケイ素複合合金は、熱膨張率２０×１０-6／℃以下で且つ熱伝導率１００Ｗ／ｍＫ以上の特性を有する導体基板材料として用いることができる。更に、従来技術では不可能であった１５×１０-6／℃以下の熱膨張率、又は１８０Ｗ／ｍＫ以上の高い熱伝導率の合金が得られるため、前述のように特にプラスチックパッケージ用の半導体基板材料として適している。また、この合金は軽量であるため、例えばフリップチップ方式の半導体素子とパッケージとの電気的接合や、ボールグリッドアレー方式の母基板との接合にも適している。このアルミニウム炭化ケイ素複合合金は、そのまま半導体基板材料となり得るが、更に前述のようなＡｌの被覆層の形成又はその他の表面処理を施すことにより、高信頼性の半導体基板として用いることができる。
【００６２】
【実施例】
実施例１
平均粒径２５μｍのアルミニウム粉末と平均粒径５０μｍのα型とβ型の混合体からなる炭化ケイ素粉末とを、炭化ケイ素が試料１で５重量％、試料２で１０重量％、試料３で２０重量％、試料４で３０重量％、試料５で４０重量％、試料６で５０重量％、試料７で６０重量％、試料８で７０重量％、試料９で７５重量％となるように配合し、それぞれニーダーを用いて１時間混合することによりアルミニウム炭化ケイ素原料粉末を得た。
【００６３】
得られた各原料粉末を圧力７ｔ／ｃｍ2で圧縮成形し、直径２０ｍｍ×高さ３０ｍｍのタブレット試験片に成形した。それらの各成形体を、酸素濃度１０ｐｐｍ、露点−６０℃の９９体積％以上の窒素雰囲気下にて７００℃で２時間焼結した。その結果、それぞれの試験片は成型時の形状を維持して焼結され、アルミニウム炭化ケイ素複合合金が得られた。しかし、試料９は緻密にならず、表層部に空孔が存在したため、以下の測定は行わなかった。
【００６４】
上記の各焼結体について、含有されるＳｉＣ量、焼結密度、熱伝導率、熱膨張率、窒素量、酸素量、炭化アルミニウム量、ＣｕＫα線を用いたＸ線解析によるアルミニウム（２００）と炭化アルミニウム（０１２）のピーク比を下記表１に示した。尚、密度はアルキメデス法により求めた。熱伝導率はレーザーフラッシュ法により求め、熱膨張率は押し棒式により得られた値の２０〜２００℃の平均値を求めた。窒素量はガス分析により求めた。ＳｉＣ量は合金を粉砕後、酸でＳｉＣとＳｉ以外を除去した上で、更にフッ酸によりＳｉを溶解し、その重量変化から求めた。炭化アルミニウム量は合金を粉砕後、水酸化ナトリウムで溶解し発生したメタンガスの量から求めた。更に、アルミニウム（２００）と炭化アルミニウム（０１２）のピーク比、即ちＡｌ4Ｃ3／Ａｌピーク比は、ＣｕＫα線を用いたＸ線解析によりアルミニウム（２００）と炭化アルミニウム（０１２）ピークのを測定し、その強度比を求めた。
【００６５】
また、試料６の合金の金属組織の光学顕微鏡写真（×１００）を図２に示した。この図２から明らかなように、本発明のアルミニウム炭化ケイ素複合合金は、アルミニウム（明るい灰色の部分）に炭化ケイ素（黒色の部分）が粒子状に分散した組織を有している。更に、試料１〜８について、合金表面の酸化層や窒化層及びＳｉＣを含まないＡｌ部分を除き、Ａｌ−ＳｉＣ合金組成部分の中央部と表層部の各０.５平方ｍｍについて電子顕微鏡組成分析によりＳｉＣ量を求めたところ、そのＳｉＣ量の差はいずれも１重量％以内であった。また、試料１〜８について電子顕微鏡組成分析により、炭化アルミニウムがアルミニウムと炭化ケイ素の界面に存在していること、及びケイ素がアルミニウム中に固溶し、一部析出していることが確認された。
【００６６】
比較のため、試料５と同量の３８重量％のＳｉＣを含むアルミニウム炭化ケイ素複合材料を溶浸法および鋳造法で作製した。表層部のアルミニウム皮膜又は溶出部分を削除した後、そのＡｌ−ＳｉＣ合金組成部分であり削除後の表層部と同材料の中央部の各０.５平方ｍｍについて、上記と同様に電子顕微鏡によりＳｉＣ量を求めたところ、そのＳｉＣ量の差はいずれの場合も２重量％以上であることが確認された。
【００６７】
【表１】
0004080030.tif 000002
【００６８】
表１から明らかなように、アルミニウム炭化ケイ素複合合金は、炭化ケイ素量が１０〜７０重量％の範囲において、熱伝導率１００Ｗ／ｍＫ以上且つ熱膨張率２０×１０-6／℃以下の特性を満たしている。更に、炭化ケイ素が３５〜７０重量％の範囲において、熱膨張率が１５×１０-6／℃以下の特性を備えることが理解できる。
【００６９】
実施例２
平均粒径２５μｍのアルミニウム粉末と平均粒径５０μｍのα型とβ型の混合体からなる炭化ケイ素粉末とを１：１の重量比で配合し、ニーダーを用いて１時間混合してアルミニウム炭化ケイ素原料粉末を得た。得られた原料粉末を圧力７ｔ／ｃｍ2で直径２０ｍｍ×高さ３０ｍｍのタブレット試験片に圧縮成形した。それらの成形体を、窒素、水素又はアルゴンの雰囲気中において下記表２に示す条件でそれぞれ焼結した。各試料の試験片は成型時の形状を維持して焼結され、アルミニウム炭化ケイ素複合合金が得られた。
【００７０】
得られた各焼結体について、実施例１と同様に、密度、熱伝導率、熱膨張率、窒素量、酸素量、炭化アルミニウム量、ＣｕＫα線を用いたＸ線解析によるアルミニウム（２００）と炭化アルミニウム（０１２）のピーク比をそれぞれ測定した。その結果を、焼結体の密度、熱伝導率、熱膨張率については焼結条件及び焼結雰囲気と共に表２に、及び焼結体の窒素量、酸素量、窒化アルミニウム量、及び上記Ａｌ4Ｃ3／Ａｌのピーク比については下記表３に示した。
【００７１】
【表２】
0004080030.tif 000003
【００７２】
【表３】
0004080030.tif 000004
【００７３】
この表２及び表３の結果から分かるように、６００℃以上で焼結することによって、得られる合金の熱伝導率を１００Ｗ／ｍＫ以上にすることができる。更に焼結温度を６００〜７５０℃とし、界面反応により生成する炭化アルミニウム量を、ＣｕＫα線で測定したアルミニウム（２００）のピークに対する炭化アルミニウム（０１２）の強度比を０.０２５以下となる量若しくは５重量％以下の範囲とすることにより、得られる合金の熱伝導率を１８０Ｗ／ｍＫ以上にすることができる。また、焼結雰囲気が窒素以外の場合には、得られる合金に含まれる窒素量が０.０１重量％に達せず、熱伝導率が１８０Ｗ／ｍＫ以上にならないことが分かる。
【００７４】
実施例３
上記実施例１で製造した試料６のアルミニウム炭化ケイ素複合合金の焼結体について、その複数の焼結体を更に窒素雰囲気中で７ｔ／ｃｍ2の圧力で再圧縮を行い（試料６−１）、その後更にその内の一部の焼結体は窒素雰囲気中で７００℃で２時間の再焼結を行った（試料６−２）。
【００７５】
これらの各試料の焼結体について、密度、熱伝導率、熱膨張率、窒素量、酸素量、炭化アルミニウム量、ＣｕＫα線を用いたＸ線解析によるアルミニウム（２００）と炭化アルミニウム（０１２）のピーク比を、それおぞれ実施例１と同様にして測定し、その結果を下記表４に示した。表４から明らかなように、再圧縮した試料６−１及び再焼結した試料６−２では、いずれも密度が上昇し、更に熱伝導率も向上していることが理解できる。
【００７６】
【表４】
0004080030.tif 000005
【００７７】
実施例４
平均粒径２５μｍのアルミニウム粉末と平均粒径０.１〜１５０μｍの炭化ケイ素粉末とを炭化ケイ素が５０重量％となるように配合し、それぞれニーダーを用いて１時間混合することによりアルミニウム炭化ケイ素原料粉末を得た。得られた各原料粉末を圧力７ｔ／ｃｍ2で圧縮成形し、５０ｍｍ×２５ｍｍ×厚み２ｍｍの試験片に成形した。それらの各成形体を９９体積％以上の窒素雰囲気下にて７００℃で２時間焼結した。その結果、それぞれの成形体は成型時の形状を維持して焼結され、アルミニウム炭化ケイ素複合合金が得られた。
【００７８】
このように作成した各試料の樹脂接合強度を測定するために、ＪＩＳ Ｋ ６８５０に準拠して評価を行った。即ち、使用した樹脂は銀フィラーを７０重量％含有している液状のエポキシ樹脂であり、この樹脂を厚みが２５μｍとなるように塗布し、図１１に示すように、同じ２つの試料基板Ａの各一端を樹脂Ｂで接合して、１８０℃で１時間硬化させ、硬化後１５０℃で２４時間の乾燥を施して試験片とした。
【００７９】
このＪＩＳ Ｋ ６８５０の各試験片について、その初期接合強度と共に、温度サイクル試験後、ＰＣＴ試験後、及びＨＡＳＴ試験後の接合強度を測定した。温度サイクル試験は１５０℃の雰囲気中に３０分、及び−６５℃に３０分晒し、１００サイクル後の強度を測定した。ＰＣＴ試験は１２０℃×１００％ＲＨ×２ａｔｍの不飽和型のＰＣＴ試験とし、１００時間後の強度を測定した。ＨＡＳＴ試験は１２５℃×８５％ＲＨ×２ａｔｍの試験条件とし、１００時間後の強度を測定した。
【００８０】
接合強度の測定は、精密万能試験機（オートグラフ）を用いて行った。即ち、図１１に示すごとく、２つの試料基板Ａを接合した試験片の両端に設けたつかみ部Ｃを試験機のつかみ具で把持し、試験片の長軸とつかみ具の中心線が一直線上になるように注意しながら、５０ｍｍ／ｍｉｎの速度で試験片を長軸方向に引っ張った。試験片が破壊するときの最大荷重を記録し、この値を試験片の樹脂接着部分の面積で割り、接合強度とした。得られた結果を表５に示した。
【００８１】
参考のために、接合に用いた樹脂単体の引っ張り強度を測定した。液状樹脂をシート状に成形して１８０℃で１時間硬化し、硬化後１５０℃で２４時間乾燥した。乾燥後の強度は２ｋｇｆ／ｍｍ2であった。また、温度サイクル試験１００サイクル後の強度は１.６ｋｇｆ／ｍｍ2、ＰＣＴ試験１００時間後の強度は１.２ｋｇｆ／ｍｍ2であった。
【００８２】
【表５】
0004080030.tif 000006
【００８３】
上記の結果から、平均粒径が１〜１００μｍのＳｉＣ粉末を用いたＡｌ−ＳｉＣ合金は、初期強度が１.０ｋｇｆ／ｍｍ2以上と十分に高く、しかも信頼性試験後も０.５ｋｇｆ／ｍｍ2以上の良好な接合強度を保持できることが判る。
【００８４】
実施例５
上記実施例４と同様な方法により、平均粒径２５μｍのアルミニウム粉末と平均粒径３５μｍの炭化ケイ素粉末とを炭化ケイ素の量が５０重量％となるように配合し、ニーダーを用いて１時間混合することによりアルミニウム炭化ケイ素原料粉末を得た。得られた各原料粉末を圧力７ｔ／ｃｍ2で圧縮成形し、各成形体を９９体積％以上の窒素雰囲気下にて７００℃で２時間焼結した。その結果、各成形体は成形時の形状を維持して焼結され、アルミニウム炭化ケイ素複合合金が得られた。
【００８５】
得られた各合金に対して、それぞれ下記の表面処理を行った。即ち、試料２８では、アルカリ液で１分間アルミニウムのエッチングを行った後、表面を亜鉛置換し、更に無電解のＮｉ−Ｐメッキを行った。Ｎｉ−Ｐメッキの厚みは５μｍとした。また、試料２９では、合金に対して硫酸浴中で電流密度１.５Ａ／ｄｍ2でアルマイト処理を行い、更にイオン交換水で煮沸して封孔処理を行った。尚、Ａｌ上にはアルマイト層が５μｍの厚みで形成されていたが、ＳｉＣ上にはアルマイト層は形成されていなかった。
【００８６】
更に、試料３０では、合金をリン酸−クロム酸塩系の処理液に浸してクロメート処理を施した。処理は５０℃で１分間行い、直ちに水洗した後、８０℃で乾燥した。このクロメート層は厚みが５００Åであった。また、試料３１では、上記と同様な方法で合金上にＮｉ−Ｐメッキを５μｍ形成し、このメッキ上に同様な方法でクロメート層を５００Åの厚みに形成した。試料３２では、合金を大気中にて３００℃で１時間熱することにより酸化処理を施した。試料３３では、合金を水蒸気雰囲気中において３００℃で１時間熱することにより酸化処理を行った。更に、これらの試料に対して上記と同様な方法でクロメート処理を施し、クロメート層を５００Åの厚みに形成した。
【００８７】
これらの各試料に対してＰＣＴ試験を施し、耐食性を評価した。ＰＣＴ試験は１２０℃×１００％ＲＨ×２ａｔｍの不飽和型のＰＣＴ試験とし、１００時間後の外観を観察した。その結果を表６に示した。この結果から、ニッケル−リンメッキのみを施した試料２８はメッキの付着部分が認められ、ＰＣＴ試験後その部分に染みが発生していた。アルマイトを施した試料２９はＳｉＣ上にはアルマイトが形成されておらず、アルマイト部分とＳｉＣ部分の界面に染みが発生していた。その他の試料はＰＣＴ後も外観に変化は認められなかった。
【００８８】
【表６】
0004080030.tif 000007
【００８９】
実施例６
上記実施例５と同様な方法により、平均粒径２５μｍのアルミニウム粉末と平均粒径３５μｍの炭化ケイ素粉末とを炭化ケイ素の量が５０重量％となるように配合し、ニーダーを用いて１時間混合することによりアルミニウム炭化ケイ素原料粉末を得た。得られた各原料粉末を圧力７ｔ／ｃｍ2で圧縮成形し、各成形体を９９体積％以上の窒素雰囲気下にて７００℃で２時間焼結した。その結果、各成形体は成形時の形状を維持して焼結され、５０ｍｍ×２５ｍｍ×厚み２ｍｍのアルミニウム炭化ケイ素複合合金が得られた。
【００９０】
得られた合金を試料３４とし、更にこの合金に対して次の表面処理を施した。即ち、試料３５では、合金をリン酸−クロム酸塩系の処理液に浸してクロメート処理を施した。処理は５０℃で１分間行い、直ちに水洗し８０℃で乾燥した。得られたクロメート層は厚みが５００Åであった。試料３６では、合金を大気中で３００℃で１時間熱することにより酸化処理を行った。また、試料３７では、合金を水蒸気雰囲気中で３００℃で１時間熱することにより酸化処理を行った。
【００９１】
このように作成した各試料の樹脂接合強度を測定するために、実施例１と同様にＪＩＳ Ｋ ６８５０による評価を実施した。初期の樹脂接合強度と共に、温度サイクル試験１００サイクル後、ＰＣＴ試験１００時間後、ＨＡＳＴ試験１００時間後の接合強度を測定し、その結果を表７に示した。この結果から、上記の各表面処理を施した試料３５〜３７は、何も表面処理を施していない試料３４に比べて、剪断強度の増加が認められた。
【００９２】
【表７】
0004080030.tif 000008
【００９３】
実施例７
上記実施例５と同様な方法により、平均粒径２５μｍのアルミニウム粉末と平均粒径３５μｍの炭化ケイ素粉末とを炭化ケイ素の量が５０重量％となるように配合し、ニーダーを用いて１時間混合することによりアルミニウム炭化ケイ素原料粉末を得た。得られた各原料粉末を圧力７ｔ／ｃｍ2で圧縮成形し、各成形体を９９体積％以上の窒素雰囲気下にて７００℃で２時間焼結した。その結果、それぞれの成形体は成形時の形状を維持して焼結され、平板形状のアルミニウム炭化ケイ素複合合金が得られた。
【００９４】
得られた合金に対して下記の表面処理を行い、試料３８及び３９を得た。即ち、試料３８では、合金をアルカリ液で１分間アルミニウムのエッチングを行った後、表面を亜鉛置換し、更に無電解のＣｕメッキを１００μｍ行った。その後、両面に対しラップ研磨を行い、５０μｍの厚さだけ削り取った。研磨前の表面粗さはＲｍａｘで６０μｍであったが、研磨後は２μｍまで低下していた。この上に更に無電解のＮｉ−Ｐメッキを５μｍ施し、試料３８とした。
【００９５】
また、試料３９では、同様にアルカリ液で１分間のアルミニウムのエッチングと表面の亜鉛置換を行った後、更に無電解のＮｉ−Ｐメッキを１００μｍ行った後、両面に対しラップ研磨を行い、５０μｍの厚さだけ削り取った。研磨前の表面粗さはＲｍａｘで６０μｍであったが、研磨後は３０μｍまでしか低下しなかった。この上に更に無電解のＮｉ−Ｐメッキを５μｍ施し、試料３９とした。
【００９６】
この各試料に対してＰＣＴ試験を施し、耐食性を評価した。ＰＣＴ試験は１２１℃×１００％ＲＨ×２ａｔｍの不飽和型のＰＣＴ試験とし、１００時間後の外観を観察した。また、縦横１０ｍｍ×厚み０.２ｍｍの共晶半田のプリフォームを用いて、半田流れ試験を行った。即ち、試料上にプリフォームを設置し、半田リフローに２１５℃、１分間投入した後、半田の流れ状態を観察した。
【００９７】
その結果、Ｃｕメッキを行った試料３８では、ＰＣＴ試験後も外観に変化は認められず、半田流れも良好であった。一方、Ｎｉ−Ｐメッキだけを行った試料３９では、ＰＣＴ試験後に染みが認められ、半田流れ試験では半田が部分的に流れていない部分であった。
【００９８】
実施例８
上記実施例５と同様な方法により、平均粒径２５μｍのアルミニウム粉末と平均粒径３５μｍの炭化ケイ素粉末とを炭化ケイ素の量が５０重量％となるように配合し、ニーダーを用いて１時間混合することによりアルミニウム炭化ケイ素原料粉末を得た。得られた各原料粉末を圧力７ｔ／ｃｍ2で圧縮成形し、各成形体を９９体積％以上の窒素雰囲気下にて７００％で２時間焼結した。その結果、各成形体は成形時の形状を維持して焼結され、アルミニウム炭化ケイ素複合合金が得られた。
【００９９】
得られた合金に対して、アルカリ液で１分間アルミニウムのエッチングを行った後、表面を亜鉛置換し、更に厚み５０μｍのＳｎメッキを行った。その後、赤外線炉中で２５０℃で１０分間加熱したところ、Ｓｎメッキは融解し、Ａｌ−ＳｉＣ合金表面の凹部に流れ込んでいた。加熱前の表面粗さはＲｍａｘで６０μｍであったが、加熱後は５μｍまで低下していた。この上に更に無電解のＮｉ−Ｐメッキを５μｍの厚みに施した。
【０１００】
この試料に対してＰＣＴ試験を施し、耐食性を評価した。ＰＣＴ試験は１２１℃×１００％ＲＨ×２ａｔｍの不飽和型のＰＣＴ試験とし、１００時間後の外観を観察した。また、縦横１０ｍｍ×厚み０.２ｍｍの共晶半田のプリフォームを用いて半田流れ試験を行った。即ち、試料上にプリフォームを設置し、半田フローに２１５℃、１分間投入した後、半田流れ状態を観察した。その結果、この試料はＰＣＴ試験後も外観に変化は認められず、半田流れも良好であった。
【０１０１】
実施例９
上記実施例５と同様な方法により、平均粒径２５μｍのアルミニウム粉末と平均粒径３５μｍの炭化ケイ素粉末とを炭化ケイ素の量が５０重量％となるように配合し、ニーダーを用いて１時間混合することによりアルミニウム炭化ケイ素原料粉末を得た。得られた各原料粉末を圧力７ｔ／ｃｍ2で圧縮成形し、各成形体を９９体積％以上の窒素雰囲気下にて７００℃で２時間焼結した。その結果、各成形体は成形時の形状を維持して焼結され、アルミニウム炭化ケイ素複合合金が得られた。
【０１０２】
得られた合金表面に、エポキシ樹脂を１００μｍスクリーン印刷した。用いたエポキシ樹脂は平均粒径５μｍのＣｕフィラーを７０重量％添加したもので、スクリーン印刷後、窒素雰囲気中にて１８０℃で１時間加熱硬化させた。その後、両面に対してラップ研磨を行い、５０μｍの厚みだけ削り取った。エポキシ樹脂塗布前の表面粗さはＲｍａｘで６０μｍであったが、研磨後は２μｍまで低下していた。その後、この表面をＰｄ置換し、無電解のＮｉ−Ｐメッキを５μｍの厚みに施した。
【０１０３】
この試料に対してＰＣＴ試験を施し、耐食性を評価した。ＰＣＴ試験は１２１℃×１００％ＲＨ×２ａｔｍの不飽和型のＰＣＴ試験とし、１００時間後の外観を観察した。また、縦横１０ｍｍ×厚み０.２ｍｍの共晶半田のプリフォームを用いて、半田流れ試験を行った。即ち、試料上にプリフォームを設置し、半田リフローに２１５℃で１分間投入した後、半田流れ状態を観察した。その結果、この試料はＰＣＴ試料後も外観に変化は認められず、半田流れも良好であった。
【０１０４】
また、上記と同様にして得られたアルミニウム炭化ケイ素複合合金の表面に、フィラーを含まないエポキシ樹脂をディッピングにより１０μｍの厚みで塗布し、窒素雰囲気中にて１８０℃で１時間の加熱処理を行って熱硬化させた。この試料についても、上記と同様のＰＣＴ試験を実施して１００時間後の外観を観察した結果、外観に変化は認められなかった。
【０１０５】
実施例１０
上記実施例５と同様な方法により、平均粒径４０μｍのアルミニウム粉末と平均粒径３５μｍの炭化ケイ素粉末とを炭化ケイ素の量が５０重量％となるように配合し、ニーダーを用いて１時間混合することによりアルミニウム炭化ケイ素原料粉末を得た。得られた各原料粉末を圧力７ｔ／ｃｍ2で圧縮成形し、各成形体を９９体積％以上の窒素雰囲気下にて７００℃で２時間焼結した。その結果、各成形体は成形時の形状を維持して焼結され、縦横４０ｍｍで厚み２ｍｍのアルミニウム炭化ケイ素複合合金が得られた。
【０１０６】
この合金をアルカリ液で１分間アルミニウムのエッチングを行った後、表面を亜鉛置換して、１０個程度バレルメッキ治具に投入した。また、バレルメッキ治具中に、ダミー粒子として粒径が０.０５〜１５ｍｍのＣｕ球を同時に１０個投入した。その状態で１時間のＣｕのバレルメッキを行った。その後、更に無電解Ｎｉ−Ｐメッキを厚み５μｍだけ施した。
【０１０７】
Ｃｕ球の粒径を変えた各試料に対してＰＣＴ試験を施し、耐食性を評価して結果を下記表８に示した。ＰＣＴ試験は１２１℃×１００％ＲＨ×２ａｔｍの不飽和型のＰＣＴ試験とし、１００時間後の外観を観察した。この結果から分かるように、粒径が０.１〜１０ｍｍのＣｕ球を用いたものは、初期の外観、ＰＣＴ試験後の外観とも良好であった。粒径が０.０５ｍｍのＣｕ球を用いた試料はＰＣＴ試料後染みが生じ、粒径が１５ｍｍのＣｕ球を用いた試料では初期の状態で打痕が多数生じていた。
【０１０８】
【表８】
0004080030.tif 000009
【０１０９】
また、試料４５として、上記で用いた粒径１ｍｍのＣｕ球を同一粒径で表面積が２倍のＣｕ球に変更し、上記と同様にバレルメッキ時間を３０分行い、その後無電解Ｎｉ−Ｐメッキを５μｍの厚みで行った。参考のため、粒径１ｍｍのＣｕ球を用いてバレルメッキ時間を３０分行い、その後無電解Ｎｉ−Ｐメッキを５μｍの厚みで行った試料４６を作成した。また、ダミー粒子としてＣｕ球の替わりに粒径１ｍｍのＮｉ球を用い、その状態で１時間及び２時間の無電解Ｎｉのバレルメッキを行い、その後無電解Ｎｉ−Ｐメッキを５μｍの厚みで行って、試料４７及び４８を得た。
【０１１０】
この各試料に対してＰＣＴ試験を施し、耐食性を評価した。ＰＣＴ試験は１２１℃×１００％ＲＨ×２ａｔｍの不飽和型のＰＣＴ試験とし、１００時間後の外観を観察した。結果を下記表９に示した。
【０１１１】
【表９】
0004080030.tif 000010
【０１１２】
これらの結果を示す表９から分かるように、表面積を２倍にしたＣｕ球を用いた試料４５は、初期の外観及びＰＣＴ後の外観とも良好であった。しかし、表面積を２倍にしていないＣｕ球を用いた試料４６は、ＰＣＴ試験後に染みが生じていた。また、Ｎｉ球を用いて１時間Ｎｉバレルメッキを施した試料４７はＰＣＴ試験後に染みが生じており、２時間Ｎｉバレルメッキを施した試料４８は初期の状態で打痕が多数生じており、ＰＣＴ試験後は更に染みが生じていた。
【０１１３】
実施例１１
平均粒径２５μｍのアルミニウム粉末と平均粒径３５μｍの炭化ケイ素粉末とを、各試料ごとに炭化ケイ素の量を下記表１０に示すように変化させて配合し、それぞれニーダーを用いて１時間混合することにより、Ａｌ−ＳｉＣ原料粉末を得た。得られた各原料粉末を圧力７ｔ／ｃｍ2で圧縮形成し、長さ１００ｍｍ×幅２５ｍｍ×厚み２ｍｍの試験片に成形した。それらの各成形体を９９体積％以上の窒素雰囲気下において７００℃で２時間焼結することにより、成形時の形状を維持したＡｌ−ＳｉＣ焼結体が得られた。
【０１１４】
得られた各焼結体について、断面をＳＥＭ観察することにより孔の深さを測定し、その結果を表１０に併せて示した。また、表面粗さを表面粗さ形状測定機で測定したところ、Ｒｍａｘは０.１〜２０μｍの範囲内に入っており、ほぼ孔の深さに比例していた。
【０１１５】
次に、得られた各焼結体の一面に、蒸着法により全ての試料について厚さ２μｍのＡｌの被覆層を形成した。即ち、Ａｌ−ＳｉＣ焼結体を蒸着用真空チャンバーに投入し、１０-5Ｔｏｒｒ以下の真空度になるまで真空排気した後、蒸着源として純度９９.９重量％以上のＡｌを用いてＡｌを２μｍの厚さに蒸着した。蒸着中の真空度は１０-3Ｔｏｒｒ〜１０-5Ｔｏｒｒの範囲に制御し、この時の焼結体表面の温度は１００〜２００℃あった。
【０１１６】
各Ａｌ−ＳｉＣ焼結体上に形成されたＡｌ被覆層の厚み、その結晶粒径を測定して、その結果を表１０に示した。また、Ａｌ被覆層に形成された自然酸化による酸化層の膜厚をマイクロオージェ電子分光法で測定したところ、酸化層の膜厚は全ての試料について５００Åであった。
【０１１７】
【表１０】
0004080030.tif 000011
【０１１８】
このように作成した各試料の樹脂接合強度を測定するために、ＪＩＳ Ｋ ６８５０に基づいて評価を行った。使用した樹脂は銀フィラーを７０重量％含有している液状のエポキシ樹脂であり、図１１に示すように、２つの試料基板Ａの各一端に樹脂Ｂを厚さ２５μｍとなるように塗布し、試料基板Ａ同士を接合して１８０℃で１時間硬化させた。この硬化後、１５０℃で２４時間の乾燥を施して試験片とした。
【０１１９】
得られたＪＩＳ Ｋ ６８５０の各試験片について、その初期接合強度と共に、温度サイクル試験後、ＰＣＴ試験後、及びＨＡＳＴ試験後、それぞれ接合強度を測定し、その結果を下記表１１に示した。尚、温度サイクル試験は、１５０℃の雰囲気中に３０分及び−６５℃に３０分さらすサイクルを、１００サイクル行った。ＰＣＴ試験は、１２１℃×１００％ＲＨ×２ａｔｍの不飽和型のＰＣＴ試験とした。また、ＨＡＳＴ試験は、１２５℃×８５％ＲＨ×２ａｔｍの試験条件とした。
【０１２０】
接合強度の測定は、精密万能試験機（オートグラフ）を用いて行った。即ち、図１１に示すごとく、２つの試料基板Ａを接合した試験片の両端に設けたつかみ部Ｃを試験機のつかみ具で把持し、試験片の長軸とつかみ具の中心線が一直線上になるように注意しながら、５０ｍｍ／ｍｉｎの速度で試験片を長軸方向に引っ張った。試験片が破壊するときの最大荷重を記録し、この値を試験片の樹脂接着部分の面積で割り、接合強度とした。尚、試験片の破壊モードは樹脂接着部が破壊するものであった。
【０１２１】
【表１１】
0004080030.tif 000012
【０１２２】
上記の結果から分かるように、各試料とも初期接合強度、信頼性試験後の接合強度ともに、０.５ｋｇｆ／ｍｍ2以上の良好な接合強度を発揮し得る。参考のために、接合に用いた樹脂単体の引張強度を測定した。即ち、液状樹脂をシート状に成形して１８０℃で１時間硬化し、硬化後１５０℃で２４時間乾燥した。乾燥後の樹脂の強度は２ｋｇｆ／ｍｍ2、１００サイクルの温度サイクル試験後は１.６ｋｇｆ／ｍｍ2、１００時間のＰＣＴ試験後は１.２ｋｇｆ／ｍｍ2、１００時間のＨＡＳＴ試験後は１.３ｋｇｆ／ｍｍ2であった。また、１０００サイクルの温度サイクル試験後は１.０ｋｇｆ／ｍｍ2、３００時間のＰＣＴ試験後は０.７ｋｇｆ／ｍｍ2、３００時間のＨＡＳＴ試験後は０.９ｋｇｆ／ｍｍ2であった。
【０１２３】
尚、樹脂接合強度として基本的に要求されるのは、樹脂接合時の強度であり、これが一般的に剪断強度で０.５ｋｇｆ／ｍｍ2以上であれば問題ない。ただし、これに加えて温度サイクル試験、ＰＣＴ試験、ＨＡＳＴ試験の初期段階での剪断強度が重要となる。例えば、温度サイクル試験の初期１００サイクル後、若しくはＰＣＴ又はＨＡＳＴ試験の初期１００時間後等であり、このときも剪断強度で０.５ｋｇｆ／ｍｍ2以上あれば全く問題がなく、充分実用に供することができる。ただし、まれに温度サイクル試験で１０００サイクル後や、ＰＣＴ又はＨＡＳＴ試験では３００時間後の剪断強度が問われることがある。この領域では接合に用いる樹脂自体の劣化も生じているため、要求される剪断強度は前述ほどは高くなく、通常は０.３ｋｇｆ／ｍｍ2を越えるレベルとされる。
【０１２４】
このように、半導体装置用基板に要求される樹脂接合強度は、樹脂との初期接合強度と、温度サイクル試験、ＰＣＴ試験、及びＨＡＳＴ試験の初期段階での接合強度である。ただし、上記のように温度サイクル試験で１０００サイクル後、ＰＣＴ及びＨＡＳＴ試験では３００時間後においても、要求剪断強度を満足することが望ましい。
【０１２５】
比較例１
上記実施例１１と同様な方法で、上記試料４９〜５５に相当するＡｌ−ＳｉＣ焼結体を製造した。この各焼結体上にＡｌ被覆層を蒸着する際に、真空度を１０-2Ｔｏｒｒ〜１０-3Ｔｏｒｒとした以外は、実施例１１と同様な方法でＡｌ被覆層を形成して試料４９’〜５５’とした。これら比較例の試料４９’〜５５’について、実施例１１と同様の樹脂を用いてＪＩＳ Ｋ ６８５０に基づいて樹脂接合強度を測定した。得られた結果を表１２に示した。尚、Ａｌ被覆層の結晶粒径の大きさは０.０４〜０.０５μｍであった。
【０１２６】
【表１２】
0004080030.tif 000013
【０１２７】
この結果から分かるように、各試料とも初期接合強度については問題ないが、信頼性試験後の接合強度の劣化が著しく、特にＰＣＴ試験及びＨＡＳＴ試験での１００時間後を含めて接合強度はいずれも０.５ｋｇｆ／ｍｍ2以下となり、実用可能な樹脂接合強度を保持することができなかった。
【０１２８】
実施例１２
上記実施例１１と同様な方法で、ＳｉＣを５０重量％含む原料粉末を用いてＡｌ−ＳｉＣ焼結体を製造した。その際に焼成雰囲気中の酸素量を制御することにより、表面に形成される孔深さを全ての試料について１０μｍとし、Ａｌ被覆層を蒸着する際の真空度を制御しやすくした。次に、実施例１１と同様にＡｌ被覆層を蒸着したが、その際に真空度を１０-2Ｔｏｒｒ〜１０-6Ｔｏｒｒの範囲で変化させることにより、Ａｌ被覆層の結晶粒径を下記表１３のごとく変化させた。
【０１２９】
得られた各試料について、実施例１１と同様の樹脂を用いてＪＩＳ Ｋ ６８５０に基づいて樹脂接合強度を測定し、結果を表１３に併せて示した。尚、各試料のＡｌ被覆層の厚さは全て２μｍ、その上の自然酸化層の厚さは全て５００Åである。
【０１３０】
【表１３】
0004080030.tif 000014
【０１３１】
この結果より分かるように、Ａｌ被覆層の結晶粒径が０.１〜１０μｍの範囲にある試料は、信頼性試験後も０.５ｋｇｆ／ｍｍ2以上と充分な樹脂接合性を保っている。しかし、結晶粒径が上記範囲以外の試料は、信頼性試験後の樹脂接合強度の劣化が著しく、特にＰＣＴ試験及びＨＡＳＴ試験後の接合強度は０.５ｋｇｆ／ｍｍ2以下となり、充分な接合強度を保つことができなかった。
【０１３２】
実施例１３
上記実施例１１と同様な方法で、ＳｉＣを５０重量％含む原料粉末を用いてＡｌ−ＳｉＣ焼結体を製造した。その際に焼成雰囲気中の酸素量を制御することにより、孔深さを１０μｍとした。その後、ブラスト処理を施すことにより、下記表１４に示す種々の孔深さのものを形成した。次に、実施例１１と同様な方法で、試料ごとに真空度を１０-3Ｔｏｒｒ〜１０-5Ｔｏｒｒの範囲で変化させてＡｌ被覆層を形成した。しかし、孔深さが２００μｍ以上の試料は、成膜中にＡｌ−ＳｉＣ焼結体の空孔内からのガス拡散により１０-3Ｔｏｒｒ〜１０-5Ｔｏｒｒの真空度を保つことができず、１０-2Ｔｏｒｒ〜１０-3Ｔｏｒｒとなった。
【０１３３】
【表１４】
0004080030.tif 000015
【０１３４】
得られた各試料について、実施例１１と同様の樹脂を用いてＪＩＳ Ｋ ６８５０に基づいて樹脂接合強度を測定し、その結果を下記表１５に示した。その結果から分かるように、孔深さが１００μｍ以下の試料は信頼性試験後も０.５ｋｇｆ／ｍｍ2以上と充分な樹脂接合強度を保っているが、孔深さが１００μｍを越える試料は特に３００時間以上のＰＣＴ及びＨＡＳＴ試験後の接合強度が０.３ｋｇｆ／ｍｍ2以下となった。
【０１３５】
【表１５】
0004080030.tif 000016
【０１３６】
実施例１４
上記実施例１１と同様な方法で、ＳｉＣを５０重量％含む原料粉末を用いてＡｌ−ＳｉＣ焼結体を製造した。その際に焼成雰囲気中の酸素量を制御することにより、表面に形成される孔深さを１０μｍとした。その後、表面にブラスト処理を施し、更に表面研磨を施すことにより、各焼結体の表面粗さＲｍａｘを下記表１６に示すように変化させた。その後、これらの各焼結体上に実施例１１と同様にしてＡｌ被覆層を形成し、その表面を自然酸化させた。
【０１３７】
【表１６】
0004080030.tif 000017
【０１３８】
次に、実施例１１と同様の樹脂を用いて、ＪＩＳ Ｋ ６８５０に基づいて樹脂接合強度を測定し、その結果を下記表１７に示した。下記表１７の結果から分かるように、Ａｌ被覆層の結晶粒径が０.１〜１.０μｍの範囲内でも、Ｒｍａｘが０.１μｍより小さい試料及び２０μｍより大きい試料においては、ＰＣＴ試験及びＨＡＳＴ試験の初期（１００時間まで）段階では樹脂接合強度が実用上支障のない０.５ｋｇｆ／ｍｍ2以上であったが、特に長時間（３００時間）のＰＣＴ試験及びＨＡＳＴ試験後には樹脂接合強度の劣化が著しく、接合強度は０.３ｋｇｆ／ｍｍ2以下となり、充分な接合強度を保つことができなかった。
【０１３９】
【表１７】
0004080030.tif 000018
【０１４０】
また、上記の実施例でＲｍａｘが８μｍ近傍の試料も確認したが、８μｍを越えると接合強度値のレベルには問題がないものの、そのバラツキが大きくなることが分かった。更に、ＰＣＴ試験及びＨＡＳＴ試験で３００時間を越える長時間の耐久性を確認したところ、これらＲｍａｘが８μｍの試料の中で、接合強度が０.３ｋｇｆ／ｍｍ2以下のものが１０％未満の割合で確認された。
【０１４１】
比較例２
上記実施例１１と同様な方法で、ＳｉＣを５０重量％含む原料粉末を用いてＡｌ−ＳｉＣ焼結体を製造した。この焼結体上に、実施例１１と同様な方法でＡｌ被覆層を厚さ２μｍに形成した。尚、このＡｌ−ＳｉＣ焼結体の表面に形成された孔深さは６０μｍであり、Ａｌ被覆層の結晶粒径は１.０μｍであった。
【０１４２】
その後、大気炉中において３００℃に加熱することにより、Ａｌ被覆層表面に膜厚１５００Åの酸化層を形成し、これを試料７１とした。また、同様に製造したＡｌ被覆層の上に、酸化層としてアルマイト層を厚さ５００Åに形成した試料７２も準備した。これらの試料７１及び７２について、実施例１１と同様の樹脂を用いてＪＩＳ Ｋ ６８５０に基づいて樹脂接合強度を測定し、その結果を下記表８に示した。
【０１４３】
【表１８】
0004080030.tif 000019
【０１４４】
加熱酸化により形成した厚い酸化層を有する試料７１では、信頼性試験後の樹脂接合強度の劣化が著しく、全て接合強度が０.５ｋｇｆ／ｍｍ2以下となり、充分な接合強度を保つことができなかった。尚、試料７１の破壊モードは、他の実施例が全て樹脂とＡｌ被覆層の界面であるのに対して、酸化膜とＡｌ被覆層の界面であった。
【０１４５】
一方、酸化層として厚み５００Åのアルマイト層を形成した試料７２では、初期接合強度、信頼性試験後の接合強度とも、０.５ｋｇｆ／ｍｍ2以上の良好な接合強度を保持できることが分かるが、表面にアルマイト処理を施したためにＡｌ−ＳｉＣ焼結体の導電性は失なわれた。
【０１４６】
実施例１５
上記実施例１１と同様な方法で、ＳｉＣを５０重量％含む原料粉末を用いてＡｌ−ＳｉＣ焼結体を製造した。このＡｌ−ＳｉＣ焼結体の表面に形成された孔深さは６０μｍであった。次に、この焼結体上に、実施例１１と同様な方法でＡｌ被覆層を形成し、その被覆層の厚みを下記表１９に示すように変化させた。尚、全ての試料において、Ａｌ被覆層の結晶粒径は１.０μｍであった。また、各試料のＡｌ被覆層の表面に、厚さ５００Åの自然酸化による酸化層が形成された。
【０１４７】
その後、各試料について、実施例１１と同様の樹脂を用いてＪＩＳ Ｋ ６８５０に基づいて、樹脂接合強度を測定した。その結果を表１９に併せて示した。
【０１４８】
【表１９】
0004080030.tif 000020
【０１４９】
上記の結果から分かるように、Ａｌ被覆層の厚さが０.１μｍより小さい試料は、信頼性試験後の樹脂接合強度の劣化が著しく、特にＰＣＴ及びＨＡＳＴ試験後の接合強度は０.５ｋｇｆ／ｍｍ2以下となった。また、Ａｌ被覆層の厚さが１００μｍより大きい試料では、樹脂接合強度はＰＣＴ及びＨＡＳＴ試験の１００時間後では０.５ｋｇｆ／ｍｍ2以上で実用上問題はないものの、特に３００時間の同試験後の樹脂接合強度は０.３ｋｇｆ／ｍｍ2以下となり、最も望ましい信頼性レベルは達成できなかった。尚、Ａｌ被覆層の厚さが１００μｍより大きい試料の破壊モードは、全てＡｌ被覆層内の破壊であった。また、厚み１００μｍのＡｌ被覆層の形成には、１０時間以上の蒸着時間が必要であった。更に、上記実施例において、Ａｌ被覆層の厚みが２０μｍ近傍の試料も別途試行したが、その膜形成時間は１時間程度であり、厚み１００μｍのものと評価値に殆ど差異はなかった。従って、生産性を考慮すると、Ａｌ被覆層の厚みは２０μｍ程度で充分である。
【０１５０】
実施例１６
上記実施例１１と同様な方法で、ＳｉＣを５０重量％含む原料粉末を用いてＡｌ−ＳｉＣ焼結体を製造した。その後、各焼結体の表面に、下記表２０に示すように、試料ごとに異なる組成のＡｌ被覆層を厚さ２μｍに形成した。尚、Ａｌ−ＳｉＣ焼結体の表面に形成された孔深さは全て６０μｍ、Ａｌ被覆層の結晶粒径は全て１.０μｍ、及びＡｌ被覆層上の自然酸化層の厚さは全て５００Åであった。
【０１５１】
【表２０】
試料７８：９９重量％Ａｌ−Ｍｇ合金
試料７９：９９重量％Ａｌ−Ｍｎ合金
試料８０：９９重量％Ａｌ−Ｓｉ合金
試料８１：９９重量％Ａｌ−Ｃｕ合金
試料８２：９９重量％Ａｌ−Ｃｕ−Ｓｉ合金
試料８３：９０重量％Ａｌ−Ｍｇ合金
試料８４：９０重量％Ａｌ−Ｍｎ合金
試料８５：９０重量％Ａｌ−Ｓｉ合金
試料８６：９０重量％Ａｌ−Ｃｕ合金
試料８７：ジュラルミン（９４.５重量％Ａｌ−４重量％Ｃｕ−０.５重量％Ｍｇ−０.５重量％Ｍｎ−残部Ｆｅ及びＳｉ）
【０１５２】
上記各試料はＡｌ被覆層の組成毎に５０ケずつ用意したが、その組成は５０ケの中でばらついた。この中でも上記各試料の組成に近いものを各１０ケずつ選び、実施例１１と同様の樹脂を用いてＪＩＳ Ｋ ６８５０に基づいて樹脂接合強度を測定した。その結果を、下記表２１に示した。
【０１５３】
【表２１】
0004080030.tif 000021
【０１５４】
この結果より、初期接合強度、及び信頼性試験後の接合強度とも、０.５ｋｇｆ／ｍｍ2以上の良好な接合強度が得られることが分かる。尚、Ａｌ含有量の少ない試料８３〜８７では、Ａｌが９９重量％の試料７８〜８２に比べると、長時間での信頼性試験後の接合強度レベルは低いものの、０.５ｋｇｆ／ｍｍ2以上の接合強度が確保できることが分かる。
【０１５５】
実施例１７
上記実施例１１と同様な方法で、ＳｉＣを５０重量％含む原料粉末を用いてＡｌ−ＳｉＣ焼結体を製造し、その後厚さ２μｍのＡｌ被覆層を次の方法で形成した。即ち、試料８８では有機溶媒中に分散させたＡｌ粉末をスクリーン印刷法により５０μｍ塗布し、窒素雰囲気下に６００℃で１時間焼結した。試料８９では有機溶媒中に分散させたＡｌ粉末に焼結体を浸漬して５０μｍ塗布し、同様に焼結した。試料９０ではＡｌ粉末を不活性ガスを用いた溶射により５０μｍ塗布し、同様に焼結した。
【０１５６】
その後、各試料について、実施例１１と同様の樹脂を用いてＪＩＳ Ｋ ６８５０に基づいて樹脂接合強度を測定し、その結果を下記表２２に示した。尚、Ａｌ−ＳｉＣ焼結体の表面に形成された孔深さは全て６０μｍ、Ａｌ被覆層の結晶粒径は全て１.０μｍ、及びＡｌ被覆層上の自然酸化層の厚さは全て５００Åであった。
【０１５７】
【表２２】
0004080030.tif 000022
【０１５８】
上記の結果から、上記のいずれの方法によって形成したＡｌ被覆層をもつ試料であっても、初期接合強度及び信頼性試験後の接合強度とも０.５ｋｇｆ／ｍｍ2以上であり、良好な接合強度を保持できることが分かる。
【０１５９】
実施例１８
本発明のアルミニウム炭化ケイ素（Ａｌ−ＳｉＣ）複合合金からなる半導体基板材料の応用例として、第３〜１０図に示すＩＣパッケージを説明する。
【０１６０】
図３のＩＣパッケージは、基板１として本発明のアルミニウム炭化ケイ素複合合金を用いている。ただし、その製造において成形は所定の形状に行い、焼結により得られた合金の表面を研磨した後、公知の手段によりニッケルメッキを施したものである。この基板１は、金属フィラー入りエポキシ樹脂等の高熱伝導樹脂３によりパッケージ本体２に接合されている。
【０１６１】
このパッケージ本体２は中央にダイアタッチ部６を備え、ここに半導体チップ４が樹脂等の接合材５により接合搭載されている。更に、このダイアタッチ部６に搭載された半導体チップ４と外部回路との電気的接続のために、半導体チップ４のパッドにボンディングワイヤー７の一端が接続され、その他端はパッケージ本体２に形成された配線に接続され、この配線を介してパッケージ本体２に取り付けられた外部回路接続用の金属リードピン８に接続されている。尚、半導体チップ４の搭載後、パッケージ本体２には蓋９が被着される。
【０１６２】
図４のＩＣパッケージは、図３のパッケージと比較して、半導体チップ４が基板１に半田又は樹脂等の接合材５により直接搭載されている点が異なる。この基板１の表面には、公知の方法によりＮｉ／Ａｕメッキが施されている。パッケージ本体２はダイアタッチ部６にあたる底面が開口しており、その開口面を覆うように基板１が樹脂等の接合材５で接合され、基板１に直接搭載された半導体チップ４がダイアタッチ部６に収納されるようになっている。
【０１６３】
このように半導体チップ４を基板１に直接搭載する構造のＩＣパッケージにおいては、半導体チップ４を搭載する側の基板１の形状は特に制限されず、例えば図５に示すように、凸状の段付き形状の基板１とすることもできる。尚、図５において、その他の構成は図３及び図４の場合と同様である。
【０１６４】
以上の図３〜図５におけるパッケージ本体２の材質は、特に制限されるものではなく、例えば現状で一般的に用いられているアルミナ含有率９０％前後のアルミナセラミック多層基板や、信号の高速処理に対応したガラスセラミックを含み且つ焼成温度が１０００℃前後の低温焼成ガラスセラミック多層基板等のセラミック材からなるもの、安価で汎用性に優れたエポキシ樹脂やポリイミド樹脂からなるプラスチック多層基板等のプラスチック材からなるものであってよい。特に本発明による半導体基板材料のうち、熱伝導率が１８０Ｗ／ｍＫ以上のものは、熱伝導率が低くそれのみでは放熱性に課題があるプラスチック材のパッケージにおいて非常に優れた放熱効果を発揮できる。
【０１６５】
また、外部回路と接続するための金属リードピン８の代わりに、図６及び図７に示すように、半田ボール１０をパッケージ本体２に取り付けた構造のＩＣパッケージがある。これらのＩＣパッケージでは、基板１として、所定の形状のアルミニウム炭化ケイ素複合合金の表面に、公知の手段によりＮｉメッキ処理を施したものを使用している。この基板１には接着樹脂等の接合材５を介して半導体チップ４が接合される。また、図６及び図７において接合材５が半田の場合には、本発明のアルミニウム炭化ケイ素複合合金の表面にＡｌの被覆層を形成した基板も有効に用いられる。
【０１６６】
図６のＩＣパッケージでは、パッケージ本体２はＣｕ箔回路配線１２付きのポリイミドテープ１１を有し、その中央部に半導体チップ４がＴＡＢ（Ｔａｐｅ  Ａｕｔｏｍａｔｅｄ  Ｂｏｎｄｉｎｇ）実装により接合搭載され、更にパッケージ本体２を補強するためのサポートリング１３が接合されている。一方、図７のＩＣパッケージでは、外部回路と接続するための半田ボール１０付きの配線基板１４に、基板１に接合された半導体チップ４がそのパッドに形成された別の半田ボール１０を介してＦｌｉｐ  Ｃｈｉｐ実装され、その側面を半導体チップ４を保護するため樹脂１５で固めてある。尚、図６及び図７のＩＣパッケージへの半導体チップ４の実装法は上記に限定されず、また基板１についても平板形状に制限されず、図８のようにキャップ形状等であっても良い。
【０１６７】
図９のＩＣパッケージは樹脂モールドタイプであり、リードフレーム１６に絶縁フィルム１７を介して所定の形状の基板１が接合してある。この基板１は、アルミニウム炭化ケイ素複合合金の表面に、公知の手段によりＮｉ／Ａｕメッキを施したものである。この基板１にＡｇペースト等の接合材５を介して半導体チップ４が接合され、リードフレーム１６と半導体チップ４のパッドとがボンディングワイヤー７で接続されている。そして、接合された半導体チップ４は、トランスファーモールド法によりボンディングワイヤー７を含めてモールド樹脂１８でモールドされている。
【０１６８】
これら図３〜図９のＩＣパッケージでは、放熱性向上のため上記アルミニウム炭化ケイ素複合合金の基板１に、一般に表面を陽極酸化処理したＡｌフィンを接合する場合がある。例えば、図３のタイプのＩＣパッケージを例に説明すると、このＩＣパッケージの基板１に、図１０に示すようにシリコーン樹脂２０等を介してＡｌフィン１９が接合される。また、前記のように合金表面にＡｌの被覆層を形成した基板も有効に用いられる。更に、図３〜図１０に示すようなＩＣパッケージは、複数個の半導体チップを搭載するＭＣＭ（Ｍｕｌｔｉ  Ｃｈｉｐ  Ｍｏｕｌｄｅ）タイプのＩＣパッケージにも当然適用可能である。
【０１６９】
基板１に用いられる本発明のアルミニウム炭化ケイ素複合合金からなる半導体基板材料は、半導体チップに用いられるシリコンや一般に使用されているパッケージ本体材料との熱膨張差が小さいため、パッケージ製造工程及びＩＣ実装工程において熱応力に基づく熱歪みが生じ難い。更に、本発明の半導体基板材料は熱伝導性が高く、放熱性に優れているため、寿命が長く信頼性に優れたＩＣパッケージを構成することができる。又、軽量であるため、特に外部回路との接続用に半田ボールを有するパッケージにおいては、半田リフロー後の半田形状の安定性に効果があると推測される。
【０１７０】
実際に本発明の半導体基板材料からなる各種の基板１を備えた図３〜図１０の各ＩＣパッケージに対して半導体チップ４を搭載し、温度サイクル試験（−６０℃〜＋１５０℃、１００サイクル）を実施したところ、異常動作は全く認められず、熱応力に基づく熱歪みが生じ難いことが確認された。
【０１７１】
【発明の効果】
本発明によれば、簡単な焼結法によって、炭化ケイ素を１０〜７０重量％含有し、１００Ｗ／ｍＫ以上の熱伝導率と２０×１０-6／℃以下の熱膨張率を有し、軽量で均一な組成のアルミニウム炭化ケイ素複合合金からなる半導体基板材料を提供することができる。
【０１７２】
このアルミニウム炭化ケイ素複合合金からなる半導体基板材料に表面処理を施すことにより、特にアルミニウムの被覆層を設けることにより、樹脂を用いた接合における樹脂との接合強度を改善することができ、温度サイクル試験等の信頼性試験後においても十分な樹脂接合強度を保持できる半導体基板を提供することができる。
【０１７３】
また、この半導体基板材料は各種のＩＣパッケージに使用でき、特にプラスチックパッケージに有効であり、アルミニウムの被覆層等の表面処理を施した半導体基板は樹脂を用いて接合するパッケージに適しており、しかも熱伝導性が高く且つ放熱性に優れているため、寿命が長く信頼性に優れたＩＣパッケージを構成することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係わるアルミニウム炭化ケイ素複合合金の製造工程を示すブロック図である。
【図２】実施例１で得られた試料６のアルミニウム炭化ケイ素複合合金の金属組織を示す光学顕微鏡写真（１００倍）である。
【図３】本発明の半導体基板材料からなる基板を組み込んだＩＣパッケージの一具体例を示す概略断面図である。
【図４】本発明の半導体基板材料からなる基板を組み込んだＩＣパッケージの他の具体例を示す概略断面図である。
【図５】本発明の半導体基板材料からなる基板を組み込んだＩＣパッケージの別の具体例を示す概略断面図である。
【図６】本発明の半導体基板材料からなる基板を組み込んだ半田ボールを有するＩＣパッケージの一具体例を示す概略断面図である。
【図７】本発明の半導体基板材料からなる基板を組み込んだ半田ボールを有するＩＣパッケージの他の具体例を示す概略断面図である。
【図８】本発明の半導体基板材料からなる基板を組み込んだ半田ボールを有するＩＣパッケージの別の具体例を示す概略断面図である。
【図９】本発明の半導体基板材料からなる基板を組み込んだモールドタイプのＩＣパッケージの一具体例を示す概略断面図である。
【図１０】本発明の半導体基板材料からなる基板にＡｌフィンを接合したＩＣパッケージの一具体例を示す概略断面図である。
【図１１】樹脂接合強度の測定に用いる試験片を示す概略の断面図である。
【符号の説明】
１  基板
２  パッケージ本体
３  高熱伝導樹脂
４  半導体チップ
５  接合材
６  ダイアタッチ部
７  ボンディングワイヤー
８  金属リードピン
９  蓋
１０  半田ボール
１１  ポリイミドテープ
１２  Ｃｕ箔回路配線
１３  サポートリング
１４  配線基板
１５  樹脂
１６  リードフレーム
１７  絶縁フィルム
１８  モールド樹脂
１９  Ａｌフィン
２０  シリコーン樹脂
Ａ  試料基板
Ｂ  樹脂
Ｃ  つかみ部
【図１】
0004080030.tif 000023
【図２】
0004080030.tif 000024
【図３】
0004080030.tif 000025
【図４】
0004080030.tif 000026
【図５】
0004080030.tif 000027
【図６】
0004080030.tif 000028
【図７】
0004080030.tif 000029
【図８】
0004080030.tif 000030
【図９】
0004080030.tif 000031
【図１０】
0004080030.tif 000032
【図１１】
0004080030.tif 000033