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WO2025110091A1 - 窒化ケイ素質焼結体、および窒化ケイ素質放熱基板 - Google Patents

窒化ケイ素質焼結体、および窒化ケイ素質放熱基板 Download PDF

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Publication number
WO2025110091A1
WO2025110091A1 PCT/JP2024/040562 JP2024040562W WO2025110091A1 WO 2025110091 A1 WO2025110091 A1 WO 2025110091A1 JP 2024040562 W JP2024040562 W JP 2024040562W WO 2025110091 A1 WO2025110091 A1 WO 2025110091A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
silicon nitride
sintered body
phase
heat dissipation
grain boundary
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
PCT/JP2024/040562
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
淳 茂木
章夫 井原
良仁 猪飼
健 光岡
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Niterra Co Ltd
Original Assignee
Niterra Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Niterra Co Ltd filed Critical Niterra Co Ltd
Publication of WO2025110091A1 publication Critical patent/WO2025110091A1/ja
Pending legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/58—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides
    • C04B35/584—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on silicon nitride
    • C04B35/587—Fine ceramics
    • H10W40/25—
    • H10W70/692—

Definitions

  • the present invention relates to a silicon nitride sintered body and a silicon nitride heat dissipation substrate.
  • Silicon nitride has attracted attention as an insulating heat dissipation substrate for inverter power modules installed in EVs (Electric Vehicles) and HVs (Hybrid Vehicles) due to its high thermal conductivity and strength.
  • EVs Electric Vehicles
  • HVs Hybrid Vehicles
  • aluminum nitride has been widely used as an insulating heat dissipation substrate material, but in the case of high-current power modules such as those used in EVs, temperatures reach up to around 250°C, and the difference in thermal expansion with the joined metals such as copper generates large thermal stress in the substrate, causing the aluminum nitride, which has low strength, to crack and break.
  • silicon nitride which has higher thermal conductivity than general insulating ceramics and has even higher strength, is increasingly being adopted, although its thermal conductivity is inferior to that of aluminum nitride.
  • Patent Document 1 discloses a silicon nitride ceramic material which contains 5 to 15% by weight of oxides of Mg and Ce in total, in a weight ratio of 5:4 to 4:1 calculated as MgO and CeO2 , with the remainder being silicon nitride, the silicon nitride crystal grains being needle-shaped grains with a minor axis diameter of 1 ⁇ m or less, the grain boundaries being amorphous, and the porosity being 0.5% or less.
  • Patent Document 2 discloses a silicon nitride sintered body consisting of silicon nitride and a grain boundary phase formed with a sintering aid, the grain boundary phase having an amorphous structure.
  • the silicon nitride sintered body described in Patent Document 1 and Patent Document 2 relates to a sintered body consisting of silicon nitride particles and a grain boundary phase, with the grain boundary phase being mainly composed of amorphous matter.
  • the aim is to improve strength, and it is described that the strength will be at least 600 MPa or more through mechanisms such as strengthening of the grain boundaries and filling of voids with amorphous matter.
  • Silicon nitride is a highly thermally conductive material, with theoretical thermal conductivity reported to exceed 200 W/mK. The higher the thermal conductivity of a silicon nitride material, the better its heat dissipation properties. On the other hand, the thermal conductivity of the amorphous phase is generally low, said to be at most about 1 W/mK. When the grain boundary phase is dominated by amorphous matter, as in the technology described in Patent Document 1 or Patent Document 2, the thermal conductivity of the silicon nitride material decreases, and it is believed that the material will not be able to exhibit satisfactory heat dissipation characteristics as a heat dissipation substrate.
  • the present invention was made in consideration of these circumstances, and aims to provide a silicon nitride sintered body and a silicon nitride heat dissipation substrate that combine high thermal conductivity and high strength.
  • the silicon nitride sintered body of the present invention employs the following means. That is, the silicon nitride sintered body of the application example of the present invention is a silicon nitride sintered body mainly composed of silicon nitride particles and a grain boundary phase surrounding the silicon nitride particles, in which the area of the grain boundary phase in the cross section of the silicon nitride sintered body is in the range of 1% to 10% of the total area, the grain boundary phase is composed of amorphous regions A and crystalline regions C, the area ratio C/(A+C) ⁇ 100 of the crystalline regions C to the area of the grain boundary phase is in the range of 20% to 70%, and the crystalline phase forming the crystalline regions C includes at least one of the M phase, J phase, monosilicate phase, and disilicate phase.
  • the Al content is greater than 0 ppm and less than or equal to 650 ppm.
  • the silicon nitride heat dissipation substrate of the application example of (3) above has a thermal conductivity of 85 W/mK or more.
  • the bending strength is 500 MPa or more.
  • the thickness of the silicon nitride heat dissipation substrate in a direction perpendicular to one of its main surfaces is 220 ⁇ m or more and 690 ⁇ m or less.
  • the silicon nitride sintered body or silicon nitride heat dissipation substrate of the present invention can provide a silicon nitride sintered body or silicon nitride heat dissipation substrate that combines high thermal conductivity with high strength.
  • 1 is a schematic perspective view showing an example of a silicon nitride heat dissipation substrate according to an embodiment of the present invention.
  • 1 is a schematic cross-sectional view showing an example of a power device using a silicon nitride heat dissipation substrate according to an embodiment of the present invention.
  • 1 is a table showing the characteristics of the grain boundary phase for each sample, the material of the crystalline regions, and the properties of each sample.
  • the silicon nitride sintered body according to an embodiment of the present invention is a silicon nitride sintered body mainly composed of silicon nitride particles and a grain boundary phase surrounding the silicon nitride particles.
  • the silicon nitride particles refer to silicon nitride particles or sialon. However, since sialon has a lower thermal conductivity than silicon nitride, it is preferable to set the upper limit of the amount of sialon generated according to the range of the Al content described below.
  • the term "mainly composed of silicon nitride particles and a grain boundary phase surrounding the silicon nitride particles" means that impurities other than the elements described below may be contained in an amount of 0.5 wt% or less.
  • the area of the grain boundary phase is in the range of 1% to 10% of the total area.
  • the grain boundary phase is composed of amorphous regions A and crystalline regions C, and the area ratio C/(A+C) x 100 of the crystalline regions C to the area of the grain boundary phase is in the range of 20% to 70%.
  • the crystalline phases that form the crystalline regions C include at least one of the M phase, J phase, monosilicate phase, and disilicate phase.
  • the area ratio of the grain boundary phase can be determined by observation with a SEM (Scanning Electron Microscope). Specifically, five locations are randomly selected on the ion-milled surface of a silicon nitride sintered body, and a field of view of 50 ⁇ m x 50 ⁇ m is observed at a magnification of 2000 times. The areas of the regions or particles recognized as grain boundary phases in the five fields of view are then added together, and the ratio to the area of the entire field of view is calculated to determine the area ratio of the grain boundary phase. Image analysis software such as Winroof may be used to calculate the area ratio.
  • SEM Scnning Electron Microscope
  • the area ratio of the crystalline region C in the grain boundary phase can be determined by STEM (Scanning Transmission Electron Microscope) observation. Specifically, STEM observation is performed on the same processed surface as that observed by SEM, and the crystal/amorphous nature of each grain boundary phase region can be determined from electron diffraction analysis of the grain boundary phase. This makes it possible to determine that the grain boundary phase is composed of amorphous region A and crystalline region C, and to calculate the area ratio of the crystalline region C to the area of the grain boundary phase, C/(A+C) x 100.
  • STEM Sccanning Transmission Electron Microscope
  • the crystal phase forming the crystalline region C of the grain boundary phase can be identified from the results of XRD (X-ray Diffraction).
  • the M phase is a crystal identified by 00-045-0249 on the PDF (Powder Diffraction File) card.
  • the M phase is also called melilite phase and is a crystal of Y 2 Si 3 O 3 N 4 type.
  • the J phase is a crystal identified by 01-086-1106 on the PDF card.
  • the J phase is a crystal of Y 4 Si 2 O 7 N 2 type.
  • the monosilicate phase is a crystal identified by 00-052-181 on the PDF card.
  • the monosilicate phase is also called m phase and is a crystal of Y 2 SiO 5 type.
  • the disilicate phase is a crystal identified by 01-072-359 on the PDF card.
  • the disilicate phase is also known as the d-phase and is a Y2Si2O7 type crystal .
  • each shows a typical crystal composition the elements may be different as long as the crystal system, space group, and arrangement of the constituent atoms are the same.
  • the M phase may be Yb2Si3O3N4 .
  • the area ratio of the grain boundary phase or the area ratio of the crystalline regions in the SEM image of the ion-milled processed surface of the silicon nitride sintered body can be regarded as the volume ratio within the silicon nitride sintered body.
  • the silicon nitride sintered body preferably contains more than 0 ppm and not more than 650 ppm of Al.
  • Al is an impurity derived from the raw materials, and its inclusion improves the sinterability of the silicon nitride sintered body, thereby increasing its strength. Furthermore, if the content is within this range, the effect of the decrease in thermal conductivity due to the formation of sialon can be almost negligible. If the content is more than 650 ppm, the amount of sialon in the silicon nitride sintered body increases, which may result in a decrease in the thermal conductivity of the silicon nitride sintered body.
  • the silicon nitride sintered body preferably contains rare earth elements. Since rare earth elements mainly form grain boundary phases, the content of rare earth elements is preferably the amount necessary to form the above grain boundary phase. The specific amount varies depending on the composition of the compounds forming the amorphous region A and the crystalline region C, but for example, the rare earth elements are preferably contained in a total of 1.0 to 7.5 wt%. If the rare earth elements are less than this range, the sinterability may decrease, pores may remain, and the strength of the silicon nitride sintered body may decrease. If the rare earth elements are more than this range, the amount of grain boundary phase may increase, and the thermal conductivity of the silicon nitride sintered body may decrease. It is believed that the same effect can be obtained regardless of the rare earth element contained.
  • the rare earth elements can be, for example, yttrium (Y), lanthanum (La), erbium (Er), and ytterbium (Yb).
  • the silicon nitride sintered body preferably contains an alkali metal element or an alkaline earth metal element.
  • an alkali metal element or an alkaline earth metal element By containing an alkali metal element or an alkaline earth metal element, the sinterability of the silicon nitride sintered body is improved, and the strength of the silicon nitride sintered body can be increased.
  • the silicon nitride sintered body preferably contains, for example, a total of 0.25 to 2.0 wt% of alkali metal elements and alkaline earth metal elements. If the alkali metal elements and alkaline earth metal elements are less than this range, the strength of the silicon nitride sintered body may be reduced. If the alkali metal elements and alkaline earth metal elements are more than this range, the thermal conductivity of the silicon nitride sintered body may be reduced.
  • the silicon nitride sintered body preferably contains a group 4 element.
  • the silicon nitride sintered body preferably contains, for example, 0.30 to 3.0 wt% of group 4 elements in total.
  • the group 4 element may form a compound containing at least one of nitrogen and carbon. Since the group 4 element does not form a solid solution in silicon nitride, it does not cause a decrease in thermal conductivity due to phonon scattering. In addition, it does not form a solid solution in the grain boundary phase formed by the reaction of rare earth elements and silicon nitride. Therefore, it is easy to form a compound by itself, and this compound fills the remaining pores, improving strength.
  • compound particles containing a group 4 element and at least one of nitrogen or carbon suppress crack growth, contributing to high toughness.
  • the compound containing at least one of a group 4 element and nitrogen or carbon may be not only a compound containing only a group 4 element and nitrogen or carbon, but also a compound containing a group 4 element, nitrogen, and carbon, and may further be a compound in which other group 4 elements or anions (oxygen, etc.) are solid-solved to the extent that the crystal structure is not destroyed.
  • FIG. 1 is a schematic perspective view showing an example of a silicon nitride heat dissipation substrate according to an embodiment of the present invention.
  • the silicon nitride heat dissipation substrate 10 of the present invention is made of the above-mentioned silicon nitride sintered body. This allows the substrate to have a higher strength while maintaining a high thermal conductivity, and reduces the risk of problems occurring in a circuit board using the same.
  • the silicon nitride heat dissipation substrate 10 of the present invention can be suitably used as a heat dissipation substrate for a circuit board for a power device.
  • the silicon nitride heat dissipation substrate 10 is formed, for example, in a flat plate shape.
  • the silicon nitride heat dissipation substrate 10 preferably has a bending strength of 500 MPa or more. This reduces the risk of the silicon nitride heat dissipation substrate 10 being damaged.
  • Bending strength can be measured as follows. In accordance with ISO 23242, a silicon nitride heat dissipation substrate is processed to a fixed thickness x 12 x 25 mm. The bending strength can then be measured using a 15 mm span and three-point bending. ISO 23242 can be applied to ceramic thin plates with a thickness of 0.2 mm to 1.0 mm.
  • the silicon nitride heat dissipation substrate 10 preferably has a thermal conductivity of 85 W/mK or more. This allows it to fully perform as a heat dissipation substrate.
  • the thickness of the silicon nitride heat dissipation substrate 10 in the direction perpendicular to one of its main surfaces is preferably 220 ⁇ m or more and 690 ⁇ m or less. This allows for a good balance between the strength and heat dissipation of the silicon nitride heat dissipation substrate 10. If the thickness is smaller than this range, the strength of the substrate may be reduced. Also, if the thickness is larger than this range, the heat dissipation properties may be reduced.
  • [Power device configuration] 2 is a schematic cross-sectional view showing an example of a power device using a silicon nitride heat dissipation substrate according to an embodiment of the present invention.
  • the power device 100 includes a circuit board 20, a power semiconductor 30, a heat sink 40, and a heat dissipation member 50.
  • the circuit board 20 has a circuit layer 12 formed on one main surface of a silicon nitride heat dissipation substrate 10, and a conductor layer 14 formed on the other main surface opposite the one main surface.
  • the circuit layer 12 and the conductor layer 14 are preferably made of metal, and more preferably made of a metal containing copper as a main component.
  • the circuit layer 12 and the conductor layer 14 are joined to the silicon nitride heat dissipation substrate 10 directly or using a joining material such as brazing material.
  • the power semiconductor 30 is mounted on the upper side of the circuit layer 12 of the circuit board 20.
  • the power semiconductor 30 and the circuit layer 12 may be joined using solder 22 or the like.
  • the power semiconductor 30 may be, for example, a semiconductor for EVs that is prone to high temperatures and allows a large current to flow through it.
  • the silicon nitride heat dissipation substrate 10 of the present invention has high strength while maintaining high thermal conductivity, so that even if high temperatures cause large thermal stress in the silicon nitride heat dissipation substrate 10 due to the difference in thermal expansion between the silicon nitride heat dissipation substrate 10 and the metal to which it is joined, cracks and breakage are unlikely to occur.
  • a heat sink 40 is joined to the underside of the conductor layer 14 of the circuit board 20.
  • the heat sink 40 and the conductor layer 14 may be joined using solder 22 or the like.
  • the surface of the heat sink 40 opposite the surface joined to the conductor layer 14 is in contact with the heat sink member 50 via grease 42.
  • the heat sink 40 is preferably made of metal, and more preferably made of a metal containing copper as a main component.
  • the heat sink member 50 has heat sink fins formed thereon.
  • the heat sink member 50 is preferably made of metal, and more preferably made of a metal containing copper or aluminum as a main component.
  • Methods for producing silicon nitride sintered body and silicon nitride heat dissipation substrate An example of a method for producing the silicon nitride sintered body and silicon nitride heat dissipation substrate is shown below. First, the necessary raw material powders for the silicon nitride sintered body are selected and weighed to obtain the desired composition.
  • the raw material powder for the silicon nitride sintered body may be an oxide, carbonate, hydroxide, nitride, or the like of each element contained in the silicon nitride sintered body.
  • examples of the raw material powder for the silicon nitride sintered body include magnesium carbonate, calcium carbonate, yttrium oxide, ytterbium oxide, erbium oxide, lanthanum oxide, zirconium oxide, and the like.
  • Ethanol is added to these raw material powders, and the mixture is wet-mixed and ground in a ball mill for, for example, 6 to 60 hours to obtain a slurry. The slurry is then dried in a hot water bath or spray dryer to obtain a mixed powder.
  • the mixed powder is then filled into a mold and pressed uniaxially at a pressure of, for example, 30 MPa to form the desired shape.
  • a cold isostatic pressing (CIP) process is performed at a pressure of, for example, 150 MPa to obtain a molded body.
  • the obtained molded body (CIP pressed body) is placed in a mold made of, for example, silicon carbide with the inside coated with BN, and sintered at a maximum temperature of 1800°C to 1900°C for 5 to 20 hours in a nitrogen atmosphere at 9 atmospheres.
  • a silicon nitride sintered body is then obtained by cooling from the maximum temperature to 1400°C at a cooling rate of, for example, 50°C/hr to 500°C/hr.
  • the exterior is machined to a desired shape and thickness. Machining can be done by, for example, grinding, polishing, blasting, etc.
  • This manufacturing method makes it possible to produce silicon nitride sintered bodies or silicon nitride heat dissipation substrates that have higher strength while maintaining high thermal conductivity.
  • Example 1 The silicon nitride powder (average particle size 1.4 ⁇ m) was weighed out with 3.0 wt% of yttrium oxide powder (average particle size 1.0 ⁇ m), 3.0 wt% of magnesium carbonate powder (average particle size 2.5 ⁇ m), and 1.0 wt% of zirconium oxide powder (average particle size 1.6 ⁇ m). Next, the weighed raw material powder was ball milled to obtain a mixed slurry. The ball milling was carried out by putting the raw material powder and ethanol into a resin pot, and grinding and mixing were carried out for 16 hours at 60 rpm using silicon nitride balls. The obtained mixed slurry was dried in a hot water bath to obtain a mixed powder.
  • the resulting mixed powder was powder press molded using uniaxial pressing and CIP to produce a green body.
  • the mixed powder was filled into a special mold, and then a temporary molding was performed using uniaxial pressing at a pressure of 30 MPa.
  • the temporary molding was placed in a special bag through vacuum drawing, and CIP molding was performed at a pressure of 150 MPa.
  • the obtained molded body was sintered.
  • the sintering method was atmospheric sintering with nitrogen gas pressure of 9 atmospheres, and the maximum temperature was 1900°C, which was held for 12 hours. After that, it was cooled from the maximum temperature to 1400°C at a cooling rate of 200°C/hr.
  • the mold used was made of silicon carbide with the inside coated with BN. In this way, the silicon nitride sintered body of sample 1 was produced.
  • Example 2 The silicon nitride sintered body of Sample 2 was produced under the same conditions as those of the silicon nitride sintered body of Sample 1, except that the amount of yttrium oxide powder added was 5.0 wt % and the amount of magnesium carbonate powder added was 4.0 wt %.
  • sample 3 The silicon nitride sintered body of sample 3 was produced under the same conditions as those for the silicon nitride sintered body of sample 2, except that the amount of magnesium carbonate powder added was 6.0 wt %.
  • sample 4 The silicon nitride sintered body of sample 4 was produced under the same conditions as those of the silicon nitride sintered body of sample 2, except that the amount of magnesium carbonate powder added was 3.0 wt % and the holding time at the maximum temperature during firing was 6 hours.
  • sample 5 The silicon nitride sintered body of sample 5 was produced under the same conditions as those for the silicon nitride sintered body of sample 2, except that the holding time at the maximum temperature during firing was 9 hours.
  • sample 6 The silicon nitride sintered body of sample 6 was produced under the same conditions as those for the silicon nitride sintered body of sample 2, except that the holding time at the maximum temperature during firing was 18 hours.
  • sample 7 The silicon nitride sintered body of sample 7 was produced under the same conditions as those for the silicon nitride sintered body of sample 2, except that the mixing time for producing the mixed slurry was 24 hours.
  • sample 8 The silicon nitride sintered body of sample 8 was produced under the same conditions as those for the silicon nitride sintered body of sample 2, except that the mixing time for producing the mixed slurry was 36 hours.
  • Example 9 The silicon nitride sintered body of Sample 9 was produced under the same conditions as those for the silicon nitride sintered body of Sample 2, except that zirconium oxide was not added.
  • Sample 10 The silicon nitride sintered body of Sample 10 was produced under the same conditions as those for the silicon nitride sintered body of Sample 2, except that the yttrium oxide powder was changed to ytterbium oxide powder (average particle size 1.2 ⁇ m).
  • Example 11 The silicon nitride sintered body of Sample 11 was produced under the same conditions as those for the silicon nitride sintered body of Sample 2, except that the magnesium carbonate powder was changed to calcium carbonate powder (average particle size 2.5 ⁇ m).
  • Sample 12 The silicon nitride sintered body of Sample 12 was produced under the same conditions as those of the silicon nitride sintered body of Sample 1, except that the amount of yttrium oxide powder added was 1.0 wt % and the amount of magnesium carbonate powder added was 2.0 wt %.
  • the silicon nitride sintered body of Sample 13 was produced under the same conditions as those of the silicon nitride sintered body of Sample 1, except that the amount of yttrium oxide powder added was 7.0 wt % and the amount of magnesium carbonate powder added was 10.0 wt %.
  • Sample 14 The silicon nitride sintered body of Sample 14 was produced under the same conditions as those for the silicon nitride sintered body of Sample 2, except that the cooling rate was 500° C./hr.
  • Sample 15 The silicon nitride sintered body of Sample 15 was produced under the same conditions as those for the silicon nitride sintered body of Sample 2, except that the cooling rate was 50° C./hr.
  • sample 16 The silicon nitride sintered body of sample 16 was produced under the same conditions as the silicon nitride sintered body of sample 8, except that the amount of yttrium oxide powder added was 3.0 wt %, the amount of magnesium carbonate powder added was 10.0 wt %, and no carbon case was used; instead, a silicon carbide mold was placed in a silicon carbide case and sintering was performed.
  • the area ratio of the grain boundary phase was obtained by SEM observation. Specifically, five points were randomly selected from the ion-milled surface of the silicon nitride sintered body, and a field of view of 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m was observed at a magnification of 2000 times. The areas of the regions or particles recognized as the grain boundary phase in the five fields of view were then added together, and the ratio of the areas to the area of the entire field of view was calculated to obtain the area ratio of the grain boundary phase.
  • thermal conductivity (density) x (specific heat) x (thermal diffusivity).
  • Fig. 3 is a table showing the characteristics of the grain boundary phase of each sample, the material of the crystalline region, and the properties of each sample. All of samples 1 to 11 had a thermal conductivity of 85 W/mK or more and a bending strength of 500 MPa or more, which means that both the thermal conductivity and the bending strength were high.
  • Sample 12 had a low bending strength. This is presumably because the amount of additive was small, resulting in a small area ratio of the grain boundary phase.
  • Sample 13 had a low thermal conductivity. This is presumably because the amount of additive was large, resulting in a large area ratio of the grain boundary phase.
  • Sample 14 had a low thermal conductivity. This is presumably because the cooling rate was relatively fast, resulting in a small ratio of the area of the crystalline region to the area of the grain boundary phase.
  • Sample 15 had a low bending strength. This is presumably because the cooling rate was relatively slow, resulting in a large ratio of the area of the crystalline region to the area of the grain boundary phase.
  • Sample 16 had a very low thermal conductivity. This is presumably because a silicon carbide mold was placed in a silicon carbide case and sintered without using a carbon case, which resulted in no crystallization of the grain boundaries.

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Abstract

【課題】高い熱伝導率と高強度を両立した窒化ケイ素質焼結体および窒化ケイ素質放熱基板を提供する。 【解決手段】窒化ケイ素質粒子と前記窒化ケイ素質粒子を取り囲む粒界相から主に成る窒化ケイ素質焼結体であって、前記窒化ケイ素質焼結体の断面において、前記粒界相の面積は、全体の面積に対し１％以上１０％以下の範囲にあり、前記粒界相は非晶質領域Ａと結晶質領域Ｃから成り、前記粒界相の面積に対する前記結晶質領域Ｃの面積比Ｃ／（Ａ＋Ｃ）×１００は２０％以上７０％以下の範囲にあり、前記結晶質領域Ｃを形成する結晶相は、少なくともＭ相、Ｊ相、モノシリケート相、ダイシリケート相の内の一つ以上を含む。

Description

窒化ケイ素質焼結体、および窒化ケイ素質放熱基板
　本発明は、窒化ケイ素質焼結体、および窒化ケイ素質放熱基板に関する。
　窒化ケイ素は高い熱伝導率と強度を有する事から、ＥＶ（Electric Vehicle）やＨＶ（Hybrid Vehicle）に搭載されるインバーター用パワーモジュールの絶縁性放熱基板として注目されている。従来、絶縁性の放熱基板材料としては窒化アルミニウムが多く用いられてきたが、ＥＶなどの大電流用パワーモジュールの場合、２５０℃程度まで高温化し、接合された銅などの金属との熱膨張差から基板に大きな熱応力が発生し、強度の低い窒化アルミニウムはクラックや割れが発生してしまっていた。その為、熱伝導は窒化アルミニウムには劣るものの、一般的な絶縁性セラミックスの中では高熱伝導であり、更に高い強度を有する窒化ケイ素の採用が進んでいる。
　特許文献１には、ＭｇとＣｅの酸化物をＭｇＯとＣｅＯ２換算で重量比５：４～４：１の範囲で両者を合計で５～１５重量％含み、残部が窒化ケイ素よりなる窒化ケイ素セラミックスで、窒化ケイ素結晶粒が短軸径１μｍ以下の針状粒で粒界が非晶質であり、気孔率が０．５％以下であることを特徴とする窒化ケイ素セラミックス材料が開示されている。
　特許文献２には、窒化ケイ素と、焼結助剤で形成される粒界相とからなる窒化ケイ素焼結体であって、前記粒界相がアモルファス構造である窒化ケイ素焼結体が開示されている。
特開平７－２６７７３５号公報 特開２０２２－１６６４４４号公報
　特許文献１または特許文献２に記載されている窒化ケイ素焼結体は、窒化ケイ素粒子と粒界相から成る焼結体に関するものであり、粒界相が主に非晶質で構成される。この狙いは強度の向上であり、粒界の強化やボイドを非晶質が充填するなどのメカニズムにより、強度は少なくとも６００ＭＰａ以上となることが記載されている。
　窒化ケイ素は、理論熱伝導値が２００Ｗ／ｍＫを超える報告があるなど、高熱伝導材料である。窒化ケイ素材料の熱伝導率が高い程、放熱性は良くなる。一方、一般的に非晶質相の熱伝導率は低く、高々１Ｗ／ｍＫ程度であると云われる。特許文献１または特許文献２記載の技術のように、粒界相が非晶質に占められる場合、窒化ケイ素材料の熱伝導率は低下するため、放熱基板として満足な放熱特性を発揮できないと考えられる。
　本発明者らは、鋭意研究の結果、粒界相を含む窒化ケイ素質焼結体であっても、粒界相の面積率及び粒界相中の結晶質領域の面積比を所定の範囲にしつつ、結晶質領域を構成する結晶に特定の結晶が含まれるように調整することで、高い熱伝導率と高強度を両立した窒化ケイ素質焼結体が得られることを発見し、本発明を完成させた。
　本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであり、高い熱伝導率と高強度を両立した窒化ケイ素質焼結体および窒化ケイ素質放熱基板を提供することを目的とする。
　（１）上記の目的を達成するため、本発明の窒化ケイ素質焼結体は、以下の手段を講じた。すなわち、本発明の適用例の窒化ケイ素質焼結体は、窒化ケイ素質粒子と前記窒化ケイ素質粒子を取り囲む粒界相から主に成る窒化ケイ素質焼結体であって、前記窒化ケイ素質焼結体の断面において、前記粒界相の面積は、全体の面積に対し１％以上１０％以下の範囲にあり、前記粒界相は非晶質領域Ａと結晶質領域Ｃから成り、前記粒界相の面積に対する前記結晶質領域Ｃの面積比Ｃ／（Ａ＋Ｃ）×１００は２０％以上７０％以下の範囲にあり、前記結晶質領域Ｃを形成する結晶相は、少なくともＭ相、Ｊ相、モノシリケート相、ダイシリケート相の内の一つ以上を含む。
　（２）また、上記（１）の適用例の窒化ケイ素質焼結体において、Ａｌの含有量が０ｐｐｍより大きく６５０ｐｐｍ以下である。
　（３）また、本発明の適用例の窒化ケイ素質放熱基板は、上記（１）または（２）に記載の窒化ケイ素質焼結体からなる。
　（４）また、上記（３）の適用例の窒化ケイ素質放熱基板において、熱伝導率が８５Ｗ／ｍＫ以上である。
　（５）また、上記（３）または（４）の適用例の窒化ケイ素質放熱基板において、曲げ強度が５００ＭＰａ以上である。
　（６）また、上記（３）から（５）のいずれかの適用例の窒化ケイ素質放熱基板において、前記窒化ケイ素質放熱基板の一方の主面に垂直な方向の厚みは、２２０μｍ以上６９０μｍ以下である。
　本発明の窒化ケイ素質焼結体または窒化ケイ素質放熱基板によれば、高い熱伝導率と高強度を両立した窒化ケイ素質焼結体または窒化ケイ素質放熱基板とすることができる。
本発明の実施形態に係る窒化ケイ素質放熱基板の一例を示す模式的な斜視図である。 本発明の実施形態に係る窒化ケイ素質放熱基板を使用したパワーデバイスの一例を示す模式的な断面図である。 各試料の粒界相の特徴、結晶質領域の物質、及び各試料の特性を示す表である。
　次に、本発明の実施の形態について、図面を参照しながら説明する。説明の理解を容易にするため、各図面において同一の構成要素に対しては同一の参照番号を付し、重複する説明は省略する。なお、構成図において、各構成要素の大きさは概念的に表したものであり、必ずしも実際の寸法比率を表すものではない。
　［実施形態］
　［窒化ケイ素質焼結体の構成］
　まず、本発明の実施形態に係る窒化ケイ素質焼結体を説明する。本発明の実施形態に係る窒化ケイ素質焼結体は、窒化ケイ素質粒子と窒化ケイ素質粒子を取り囲む粒界相から主に成る窒化ケイ素質焼結体である。窒化ケイ素質粒子とは、窒化ケイ素粒子またはサイアロンをいう。ただし、サイアロンは、窒化ケイ素よりも熱伝導率が低くなるため、後述するＡｌの含有量の範囲によって生成される量を上限とすることが好ましい。窒化ケイ素質粒子と窒化ケイ素質粒子を取り囲む粒界相から主に成るとは、後述する元素以外の不純物が０．５ｗｔ％以下含まれてもよいことをいう。
　窒化ケイ素質焼結体の断面において、粒界相の面積は、全体の面積に対し１％以上１０％以下の範囲にある。また、粒界相は非晶質領域Ａと結晶質領域Ｃから成り、粒界相の面積に対する結晶質領域Ｃの面積比Ｃ／（Ａ＋Ｃ）×１００は２０％以上７０％以下の範囲にある。また、結晶質領域Ｃを形成する結晶相は、少なくともＭ相、Ｊ相、モノシリケート相、ダイシリケート相の内の一つ以上を含む。
　粒界相の面積率は、ＳＥＭ（Scanning Electron Microscope）観察によって求めることができる。具体的には、窒化ケイ素質焼結体のイオンミリングした加工面について、ランダムに５箇所を選択して、２０００倍の倍率で５０μｍ×５０μｍの視野を観察する。そして、５箇所の視野の粒界相と認められる領域又は粒子の面積を合計して、視野全体の面積に対する割合を算出することで粒界相の面積率を求めることができる。面積比の算出は、Ｗｉｎｒｏｏｆ等の画像解析ソフトを使用してもよい。
　粒界相中の結晶質領域Ｃの面積比は、ＳＴＥＭ（Scanning Transmission Electron Microscope）観察によって求めることができる。具体的には、ＳＥＭ観察した同じ加工面について、ＳＴＥＭ観察を行い、粒界相の電子回折分析から各粒界相域の結晶／非晶質を判断することができる。これにより、粒界相は非晶質領域Ａと結晶質領域Ｃから成ること、及び粒界相の面積に対する結晶質領域Ｃの面積比Ｃ／（Ａ＋Ｃ）×１００を算出することができる。
　粒界相の結晶質領域Ｃを形成する結晶相は、ＸＲＤ（X-ray Diffraction）の結果から同定することができる。Ｍ相とは、ＰＤＦ（Powder Diffraction File）カードの００－０４５－０２４９で同定される結晶である。Ｍ相は、別名メリライト相ともいい、Ｙ２Ｓｉ３Ｏ３Ｎ４型の結晶である。Ｊ相とは、ＰＤＦカードの０１－０８６－１１０６で同定される結晶である。Ｊ相は、Ｙ４Ｓｉ２Ｏ７Ｎ２型の結晶である。モノシリケート相とは、ＰＤＦカードの００－０５２－１８１で同定される結晶である。モノシリケート相は、別名ｍ相ともいい、Ｙ２ＳｉＯ５型の結晶である。ダイシリケート相とは、ＰＤＦカードの０１－０７２－３５９で同定される結晶である。ダイシリケート相は、別名ｄ相ともいい、Ｙ２Ｓｉ２Ｏ７型の結晶である。いずれも、代表的な結晶組成を示しているが、晶系・空間群・構成原子の配置が同じであれば、元素が異なってもよい。例えば、Ｍ相はＹｂ２Ｓｉ３Ｏ３Ｎ４でもよい。
　粒界相又は粒界相を構成する非晶質領域Ａ若しくは結晶質領域Ｃは、焼結体中にランダムに生成しているため、窒化ケイ素質焼結体のイオンミリングした加工面のＳＥＭ画像の当該粒界相の面積率又は結晶質領域の面積比は、窒化ケイ素質焼結体中の体積割合とみなすことができる。
　窒化ケイ素質焼結体は、Ａｌを０ｐｐｍより大きく６５０ｐｐｍ以下含むことが好ましい。Ａｌは、原料由来の不純物であり、含有することで窒化ケイ素質焼結体の焼結性が向上し、窒化ケイ素質焼結体の強度を高くすることができる。また、含有量がこの範囲内であれば、サイアロンが形成されることによる熱伝導率の低下の影響はほとんど無視できる。含有量が６５０ｐｐｍより多くなると、窒化ケイ素質焼結体中のサイアロンの量が多くなり、窒化ケイ素質焼結体の熱伝導率が低くなる場合がある。
　窒化ケイ素質焼結体は、希土類元素を含有することが好ましい。希土類元素は、主に粒界相を形成するため、希土類元素の含有量は、上記の粒界相を形成するために必要な量含有することが好ましい。具体的な量は、非晶質領域Ａや結晶質領域Ｃを形成する化合物の組成によっても異なるが、例えば、希土類元素は合計で１．０～７．５ｗｔ％含有することが好ましい。希土類元素がこの範囲よりも少ないと、焼結性が低下して気孔が残留し、窒化ケイ素質焼結体の強度が低くなる場合がある。希土類元素がこの範囲よりも多いと、粒界相の量が多くなり、窒化ケイ素質焼結体の熱伝導率が低くなる場合がある。含有する希土類元素はどの希土類元素であっても同様の効果が得られると考えられる。希土類元素は、例えば、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、エルビウム（Ｅｒ）、イットリビウム（Ｙｂ）とすることができる。
　窒化ケイ素質焼結体は、アルカリ金属元素またはアルカリ土類金属元素を含有することが好ましい。アルカリ金属元素またはアルカリ土類金属元素を含有することで、窒化ケイ素質焼結体の焼結性が向上し、窒化ケイ素質焼結体の強度を高くすることができる。窒化ケイ素質焼結体は、例えば、アルカリ金属元素およびアルカリ土類金属元素を合計で０．２５～２．０ｗｔ％含有することが好ましい。アルカリ金属元素およびアルカリ土類金属元素がこの範囲よりも少ないと、窒化ケイ素質焼結体の強度が低くなる場合がある。アルカリ金属元素およびアルカリ土類金属元素がこの範囲よりも多いと、窒化ケイ素質焼結体の熱伝導率が低くなる場合がある。
　窒化ケイ素質焼結体は、４族元素を含有することが好ましい。窒化ケイ素質焼結体は、例えば、４族元素を合計で０．３０～３．０ｗｔ％含有することが好ましい。このとき、４族元素は窒素又は炭素の少なくとも一方を含む化合物を形成してもよい。４族元素は窒化ケイ素に固溶しない為、フォノン散乱による熱伝導率の低下を引き起こさない。また、希土類元素と窒化ケイ素の反応によって生成する粒界相にも固溶しない。その為、単独で化合物を生成し易く、この化合物が残留気孔を充填する為、強度が向上する。また、４族元素と窒素又は炭素の少なくとも一方を含む化合物粒子が亀裂進展を抑制する為、高靭性化にも寄与する。なお、４族元素と窒素又は炭素の少なくとも一方を含む化合物とは、４族元素と窒素又は炭素のみを含む化合物だけでなく、４族元素と窒素と炭素を含む化合物であってもよく、更にそれらの結晶構造を崩さない範囲で他の４族元素やアニオン（酸素など）が固溶している化合物であってもよい。
　これらの特徴により、高い熱伝導率を維持しつつより高強度化した窒化ケイ素質焼結体とすることができる。
　［窒化ケイ素質放熱基板の構成］
　図１は、本発明の実施形態に係る窒化ケイ素質放熱基板の一例を示す模式的な斜視図である。本発明の窒化ケイ素質放熱基板１０は、上記の窒化ケイ素質焼結体からなる。これにより、高い熱伝導率を維持しつつ、より高強度化をすることができ、これを使用した回路基板に不具合が生じる虞を低減できる。本発明の窒化ケイ素質放熱基板１０は、パワーデバイス用の回路基板の放熱基板として好適に使用できる。窒化ケイ素質放熱基板１０は、例えば、平板状に形成される。
　窒化ケイ素質放熱基板１０は、曲げ強度が５００ＭＰａ以上であることが好ましい。これにより、窒化ケイ素質放熱基板１０が破損する虞を低減できる。
　曲げ強度は、以下のように測定することができる。ＩＳＯ２３２４２に準拠して、窒化ケイ素質放熱基板を一定の厚さ×１２×２５ｍｍに加工する。そして、スパン１５ｍｍ・３点曲げにて、曲げ強度を測定することができる。ＩＳＯ２３２４２は、厚さ０．２ｍｍから１．０ｍｍのセラミックス薄板に適用することができる。
　窒化ケイ素質放熱基板１０は、熱伝導率が８５Ｗ／ｍＫ以上であることが好ましい。これにより、放熱基板としての性能を十分に発揮することができる。
　熱伝導率は、以下のように測定、算出することができる。まず、窒化ケイ素質放熱基板１０を０．３２ｍｍ×□１７ｍｍに加工して、レーザーフラッシュによる二次元法にて、熱拡散率を測定する。また、ＪＩＳ　Ｒ１６３４に準拠した方法で、窒化ケイ素質放熱基板１０の密度を測定する。比熱値は０．６８ｃｍ２／ｓｅｃで一定とする。そして、測定された熱拡散率と密度の値から、（熱伝導率）＝（密度）×（比熱）×（熱拡散率）によって熱伝導率を算出することができる。
　窒化ケイ素質放熱基板１０の一方の主面に垂直な方向の厚みは、２２０μｍ以上６９０μｍ以下であることが好ましい。これにより、窒化ケイ素質放熱基板１０の強度と放熱のバランスをよくすることができる。厚みがこの範囲よりも小さいと、基板の強度が低くなる場合がある。また、厚みがこの範囲よりも大きいと、放熱性が低下する場合がある。
　［パワーデバイスの構成］
　図２は、本発明の実施形態に係る窒化ケイ素質放熱基板を使用したパワーデバイスの一例を示す模式的な断面図である。パワーデバイス１００は、回路基板２０、パワー半導体３０、放熱板４０、および放熱部材５０を備える。
　回路基板２０は、窒化ケイ素質放熱基板１０の一方の主面に回路層１２が、一方の主面に対向する他方の主面に導体層１４が形成されている。回路層１２および導体層１４は、金属からなることが好ましく、銅を主成分とする金属からなることがより好ましい。回路層１２および導体層１４は、窒化ケイ素質放熱基板１０と直接またはロウ材等の接合部材を使用して接合されている。
　回路基板２０の回路層１２の上側に、パワー半導体３０が搭載されている。パワー半導体３０と回路層１２は、はんだ２２等を使用して接合されてもよい。パワー半導体３０は、例えば、ＥＶ用の大電流が流れ、高温化しやすい半導体であってもよい。本発明の窒化ケイ素質放熱基板１０は熱伝導率を高く維持しつつ高強度化しているため、高温化によって窒化ケイ素質放熱基板１０と接合された金属との熱膨張差から窒化ケイ素質放熱基板１０に大きな熱応力が発生した場合であっても、クラックや割れが発生しにくいためである。
　回路基板２０の導体層１４の下側に、放熱板４０が接合されている。放熱板４０と導体層１４は、はんだ２２等を使用して接合されてもよい。放熱板４０の導体層１４と接合される面と対向する面は、放熱部材５０とグリース４２を介して接触している。放熱板４０は、金属からなることが好ましく、銅を主成分とする金属からなることがより好ましい。放熱部材５０は、放熱フィンが形成されている。放熱部材５０は、金属からなることが好ましく、銅またはアルミニウムを主成分とする金属からなることがより好ましい。
　［窒化ケイ素質焼結体および窒化ケイ素質放熱基板の製造方法］
　上記の窒化ケイ素質焼結体および窒化ケイ素質放熱基板の製造方法の一例を、以下に示す。まず、窒化ケイ素質焼結体の原料粉末のうちから必要なものを選択し、目的とする組成となるように秤量する。窒化ケイ素質焼結体の原料粉末は、窒化ケイ素質焼結体に含まれる各元素の酸化物、炭酸塩、水酸化物、窒化物等であってもよい。窒化ケイ素質焼結体の原料粉末は、窒化ケイ素の他、例えば、炭酸マグネシウム、炭酸カルシウム、酸化イットリウム、酸化イットリビウム、酸化エルビウム、酸化ランタン、酸化ジルコニウム等が挙げられる。
　これらの原料粉末にエタノールを加え、ボールミルにて、例えば６～６０時間湿式で混合粉砕してスラリーを得る。スラリーを湯煎やスプレードライヤー等で乾燥することで、混合粉末が得られる。
　次に、混合粉末を型に充填し、例えば圧力３０ＭＰａで一軸プレスを行い、所望の形状に成形する。その後、例えば圧力１５０ＭＰａでＣＩＰ処理（冷間静水圧成形処理）を行って成形体を得る。得られた成形体（ＣＩＰプレス体）を、例えば内部をＢＮ塗布した炭化ケイ素製の型に入れ、９気圧の窒素雰囲気下で最高温度１８００℃～１９００℃で５時間～２０時間保持して焼成する。そして、例えば最高温度から１４００℃までを、５０℃／ｈｒ～５００℃／ｈｒの冷却速度で冷却することによって窒化ケイ素質焼結体を得られる。
　窒化ケイ素質焼結体を窒化ケイ素質放熱基板とする場合、所定の形状および厚さになるように外形を加工する。加工は、例えば研削、研磨、ブラスト処理等により行うことができる。
　このような製造方法により、高い熱伝導率を維持しつつより高強度化をした窒化ケイ素質焼結体または窒化ケイ素質放熱基板を製造することができる。
　［実施例、比較例］
　（試料１）
　窒化ケイ素粉末（平均粒径１．４μｍ）に対し、内割で酸化イットリウム粉末（平均粒径１．０μｍ）を３．０ｗｔ％、炭酸マグネシウム粉末（平均粒径２．５μｍ）を３．０ｗｔ％、酸化ジルコニウム粉末（平均粒径１．６μｍ）を１．０ｗｔ％秤量した。次に、秤量した原料粉を用いてボールミリングして、混合スラリーを得た。ボールミリングは樹脂製のポットに原料粉とエタノールを投入し、窒化ケイ素製の球石を使用して、６０ｒｐｍで１６ｈｒ粉砕混合した。得られた混合スラリーは湯煎によって乾燥させて、混合粉末を得た。
　得られた混合粉末を一軸プレスとＣＩＰで粉末プレス成形を行い、成形体を作製した。まず、専用金型に混合粉末を充填後、３０ＭＰａの圧力で一軸プレスにより仮成形を行った。次に、仮成形体を専用袋に真空引きして入れ、１５０ＭＰａの圧力でＣＩＰ成形を行った。
　得られた成形体を焼成した。焼結法は、窒素９気圧のガス圧力による雰囲気焼成とし、最高温度１９００℃で１２ｈｒ保持した。その後、最高温度から１４００℃までを、冷却速度２００℃／ｈｒで冷却した。型は、内部をＢＮ塗布した炭化ケイ素製の型を使用した。このようにして、試料１の窒化ケイ素質焼結体を作製した。
　（試料２）
　試料２の窒化ケイ素質焼結体は、酸化イットリウム粉末の添加量を５．０ｗｔ％、炭酸マグネシウム粉末の添加量を４．０ｗｔ％とした以外、試料１の窒化ケイ素質焼結体と同様の条件で作製した。
　（試料３）
　試料３の窒化ケイ素質焼結体は、炭酸マグネシウム粉末の添加量を６．０ｗｔ％とした以外、試料２の窒化ケイ素質焼結体と同様の条件で作製した。
　（試料４）
　試料４の窒化ケイ素質焼結体は、炭酸マグネシウム粉末の添加量を３．０ｗｔ％とし、焼成時の最高温度の保持時間を６ｈｒとした以外、試料２の窒化ケイ素質焼結体と同様の条件で作製した。
　（試料５）
　試料５の窒化ケイ素質焼結体は、焼成時の最高温度の保持時間を９ｈｒとした以外、試料２の窒化ケイ素質焼結体と同様の条件で作製した。
　（試料６）
　試料６の窒化ケイ素質焼結体は、焼成時の最高温度の保持時間を１８ｈｒとした以外、試料２の窒化ケイ素質焼結体と同様の条件で作製した。
　（試料７）
　試料７の窒化ケイ素質焼結体は、混合スラリーを作製する際の混合時間を２４ｈｒとした以外、試料２の窒化ケイ素質焼結体と同様の条件で作製した。
　（試料８）
　試料８の窒化ケイ素質焼結体は、混合スラリーを作製する際の混合時間を３６ｈｒとした以外、試料２の窒化ケイ素質焼結体と同様の条件で作製した。
　（試料９）
　試料９の窒化ケイ素質焼結体は、酸化ジルコニウムを添加しなかった以外、試料２の窒化ケイ素質焼結体と同様の条件で作製した。
　（試料１０）
　試料１０の窒化ケイ素質焼結体は、酸化イットリウム粉末を酸化イットリビウム粉末（平均粒径１．２μｍ）に変更した以外、試料２の窒化ケイ素質焼結体と同様の条件で作製した。
　（試料１１）
　試料１１の窒化ケイ素質焼結体は、炭酸マグネシウム粉末を炭酸カルシウム粉末（平均粒径２．５μｍ）に変更した以外、試料２の窒化ケイ素質焼結体と同様の条件で作製した。
　（試料１２）
　試料１２の窒化ケイ素質焼結体は、酸化イットリウム粉末の添加量を１．０ｗｔ％、炭酸マグネシウム粉末の添加量を２．０ｗｔ％とした以外、試料１の窒化ケイ素質焼結体と同様の条件で作製した。
　（試料１３）
　試料１３の窒化ケイ素質焼結体は、酸化イットリウム粉末の添加量を７．０ｗｔ％、炭酸マグネシウム粉末の添加量を１０．０ｗｔ％とした以外、試料１の窒化ケイ素質焼結体と同様の条件で作製した。
　（試料１４）
　試料１４の窒化ケイ素質焼結体は、冷却速度を５００℃／ｈｒとした以外、試料２の窒化ケイ素質焼結体と同様の条件で作製した。
　（試料１５）
　試料１５の窒化ケイ素質焼結体は、冷却速度を５０℃／ｈｒとした以外、試料２の窒化ケイ素質焼結体と同様の条件で作製した。
　（試料１６）
　試料１６の窒化ケイ素質焼結体は、酸化イットリウム粉末の添加量を３．０ｗｔ％、炭酸マグネシウム粉末の添加量を１０．０ｗｔ％とし、カーボン製のケースを用いず、炭化ケイ素製のケースに炭化ケイ素製の型を入れて、焼成を行った以外、試料８の窒化ケイ素質焼結体と同様の条件で作製した。
　［各種測定］
　得られた各試料の焼結体は、次の測定等により評価を行った。
　（密度の測定）
　ＪＩＳ　Ｒ１６３４に準拠した方法で、各試料の焼結体の密度を測定した。
　（粒界相の面積率の測定）
　ＳＥＭ観察によって、粒界相の面積率を求めた。具体的には、窒化ケイ素質焼結体のイオンミリングした加工面について、ランダムに５箇所を選択して、２０００倍の倍率で５０μｍ×５０μｍの視野を観察した。そして、５箇所の視野の粒界相と認められる領域又は粒子の面積を合計して、視野全体の面積に対する割合を算出することで粒界相の面積率を求めた。
　（結晶質領域の面積比の測定）
　ＳＴＥＭ観察によって、粒界相は非晶質領域Ａと結晶質領域Ｃから成ること、及び粒界相の面積に対する結晶質領域Ｃの面積比Ｃ／（Ａ＋Ｃ）×１００（％）を求めた。具体的には、ＳＥＭ観察した同じ加工面について、ＳＴＥＭ観察を行い、粒界相の電子回折分析から各粒界相域の結晶／非晶質を判断し、それぞれの面積率及び面積比を算出した。
　（結晶質領域の構成相の同定）
　ＸＲＤ分析により各試料の粒界相の結晶質領域Ｃの構成相を同定した。ただし、非晶質領域の構成相については確かめていない。
　（熱伝導率の算出）
　各試料の焼結体を０．３２ｍｍ×□１７ｍｍに加工して、レーザーフラッシュによる二次元法にて、熱拡散率を測定した。また、比熱値は０．６８ｃｍ２／ｓｅｃで一定とした。そして、二次元法によって測定された熱拡散率と上記の密度の値から、（熱伝導率）＝（密度）×（比熱）×（熱拡散率）によって熱伝導率を算出した。
　（曲げ強度の測定）
　ＩＳＯ２３２４２に準拠して、各試料の焼結体を厚さ０．３２×１２×２５ｍｍに加工して、スパン１５ｍｍ・３点曲げにて、曲げ強度を測定した。
　（結果）
　図３は、各試料の粒界相の特徴、結晶質領域の物質、及び各試料の特性を示す表である。試料１～１１は、いずれも熱伝導率が８５Ｗ／ｍＫ以上、曲げ強度が５００ＭＰａ以上となり、熱伝導率、曲げ強度共に高い値となった。
　試料１２は、曲げ強度が低い値となった。これは、助剤量が少なく、粒界相の面積比が小さくなったためと推定される。試料１３は、熱伝導率が低い値となった。これは、助剤量が多く、粒界相の面積比が大きくなったためと推定される。
　試料１４は、熱伝導率が低い値となった。これは、冷却速度が比較的早く、粒界相の面積に対する結晶質領域の面積比が小さくなったためと推定される。試料１５は、曲げ強度が低い値となった。冷却速度が比較的遅く、粒界相の面積に対する結晶質領域の面積比が大きくなったためと推定される。
　試料１６は、熱伝導率が非常に低い値となった。これは、カーボン製のケースを用いず、炭化ケイ素製のケースに炭化ケイ素製の型を入れて、焼成を行った結果、粒界の結晶化が起こらなかったためと推定される。
　以上の結果から、本発明の窒化ケイ素質焼結体および窒化ケイ素質放熱基板は、熱伝導率を高く保持しつつ、より高強度にできることが確かめられた。
　本発明は上記実施形態に限定されず、本発明の思想と範囲に含まれる様々な変形および均等物に及ぶことはいうまでもない。また、各図面に示された構成要素の構造、形状、数、位置、大きさ等は説明の便宜上のものであり、適宜変更しうる。
１０　窒化ケイ素質放熱基板
１２　回路層
１４　導体層
２０　回路基板
２２　はんだ
３０　パワー半導体
４０　放熱板
４２　グリース
５０　放熱部材
１００　パワーデバイス

 

Claims (6)

  1. 　窒化ケイ素質粒子と前記窒化ケイ素質粒子を取り囲む粒界相から主に成る窒化ケイ素質焼結体であって、
    　前記窒化ケイ素質焼結体の断面において、前記粒界相の面積は、全体の面積に対し１％以上１０％以下の範囲にあり、
    　前記粒界相は非晶質領域Ａと結晶質領域Ｃから成り、前記粒界相の面積に対する前記結晶質領域Ｃの面積比Ｃ／（Ａ＋Ｃ）×１００は２０％以上７０％以下の範囲にあり、
    　前記結晶質領域Ｃを形成する結晶相は、少なくともＭ相、Ｊ相、モノシリケート相、ダイシリケート相の内の一つ以上を含むことを特徴とする、窒化ケイ素質焼結体。
  2. 　Ａｌの含有量が０ｐｐｍより大きく６５０ｐｐｍ以下であることを特徴とする、請求項１に記載の窒化ケイ素質焼結体。
  3. 　請求項１または請求項２に記載の窒化ケイ素質焼結体からなることを特徴とする、窒化ケイ素質放熱基板。
  4. 　熱伝導率が８５Ｗ／ｍＫ以上であることを特徴とする、請求項３に記載の窒化ケイ素質放熱基板。
  5. 　曲げ強度が５００ＭＰａ以上であることを特徴とする、請求項３に記載の窒化ケイ素質放熱基板。
  6. 　前記窒化ケイ素質放熱基板の一方の主面に垂直な方向の厚みは、２２０μｍ以上６９０μｍ以下であることを特徴とする、請求項３に記載の窒化ケイ素質放熱基板。

     
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