高导热性氮化硅烧结体、其制造方法和压接结构体的制作方法

专利名称：高导热性氮化硅烧结体、其制造方法和压接结构体的制作方法
技术领域：
本发明涉及高导热性氮化硅烧结体，其制造方法和压接(加压接合)结构体，特别是涉及除去氮化硅原本就有的高强度特性之外还具有热导率高和散热性优良的优点、作为各种半导体所用的基板或压接结构体都很适合的高热导性氮化硅烧结体，其制造方法和压接结构体。
背景技术：
用压接的办法与发热部件接合到一起、用于把源于发热部件的热散往系统之外的压接所用的散热板，被广泛地用于各种电气设备和电子仪器。此外，作为具有把大电流的开关或交流变换为直流之类的电流控制功能的半导体器件，广泛地使用了可控硅等的压接结构体。
第2图的断面图示出了作为硅可控整流器件(SCR)的可控硅的结构。这种可控硅被构成为具有被装配在作为阳极的铜双头螺栓1和阴极导线2之间的硅接合体3、被连到硅接合体3上的栅极导线4、用于把硅接合体3密封起来以隔断外部气氛的陶瓷密封物5和管帽6、以及为了通过铜双头螺栓1把内部产生的热散放到外部去而压接上的平板状的散热板7，并用在栅极导线4中流动的栅极电流使阳极与阴极之间从断开(off)状态变成为导通(on)状态以控制大电流。
近些年来，与发热部件的高集成化、高功率化相对应，部件的发热量也呈现出急剧增大的倾向，人们希望有散热性更好的散热板。比如说，为了应付电力需要的增大，人们希望有容量更大的可控硅，因而必然希望散热特性和绝缘性更为优良，不存在因发热而招致形成破坏绝缘的危险的散热板。
作为构成像这样的可控硅所用的一类的散热板7的材料，在现有技术中一般使用氧化铝(Al2O3)，但由于其热导率很小(约20W/m·K)，故散热性低，难于形成与高功率化相对应的散热板。因此，热导率比氧化铝的热导率大到2～3倍左右热导性更好的氮化铝(AlN)烧结体也正被用作散热板的构成材料。
另一方面，以氮化硅为主成分的陶瓷烧结体，因为具有即便是在1000℃以上的高温环境下也有着优良的耐热性，而且由于热膨胀系数低，因而耐热冲击性也非常出色等的一些特性，故人们试着将之作为代替现有的耐热性超合金的高温材料用于燃气轮机所用的部件、发动机部件、制钢机械部件之类的各种高强度耐热部件中去。此外，因为对金属的耐蚀性很好，所以也尝试将之用作熔融金属的耐熔材料，还因为其耐磨耗性优良，故也在谋求此种材料在轴承之类的滑动构件和切削工具中的实用化。
作为氮化硅陶瓷烧结体的烧结组成，已知有氮化硅-氧化钇-氧化铝系列、氮化硅-氧化钇-氧化铝-氮化铝系列、氮化硅-氧化钇-氧化铝-钛、镁或者锆的氧化物系列等等。
上述烧结组成中的氧化钇(Y2O3)之类的稀土族元素的氧化物或碱金属元素的氧化物历来一般用作烧结促进剂，通过添加这些烧结促进剂来提高烧结性而使烧结体致密化和高强度化。
现有的氮化硅烧结体把上述那样的烧结促进剂作为添加物加到氮化硅粉末中去以进行成形，然后把所得到的成形体在约1600～1900℃的高温烧结炉中烧结规定的时间之后进行冷却，用这种方法进行批量生产。
但是，用上述方法制造的氮化硅烧结体，虽然其韧性值等等的机械强度很出色，但由于在热导性这一点上比之其他的氮化铝(AlN)烧结体、氧化铍(BeO)烧结体和碳化硅(SiC)烧结体等等显著地低，故存在作为散热性要求特别高的各种半导体所用的基板或散热板尚未实用化、用途范围狭窄的难点。
另一方面，氮化铝烧结体和其他的陶瓷烧结体相比具有高热导率和低热膨胀系数的特点，故作为装载向高速化、高功率化、多功能化、大型化发展的半导体芯片所用的电路基板材料或封装材料已经普及，但在机械强度这一点上尚未得到令人充分满意的产品。于是渴望开发一种既具有高强度又同时具有高的热导率的陶瓷烧结体。
还存在着一个问题当用压接的办法把以上述陶瓷烧结体为主要构成材料的散热板或半导体所用的基板接合到发热部件上去或者在装配工序中欲用螺旋夹子等等固定到装配板上去的时候，散热板或基板将会因螺钉的推压力或压接力所产生的少许变形或搬运时的冲击等而破损，从而使散热部件或压接结构体的制造成品率大幅度地降低。
特别是像可控硅中所用的散热板那样加有高电压的情况下，为了确保规定的绝缘耐力，必须使散热板有某种程度的厚度，因而热阻必然要增大，同时散热板的原料价格必然要上升，这也是一个难点。
本发明就是为了解决上述课题而进行的，本发明的第1个目的是提供一种改进的氮化硅烧结体及其制造方法。上述改进的氮化硅烧结体除氮化硅烧结体原本就具备的高强度之外，还特别具有高的热导率和良好的散热性。
本发明的第2个目的是提供一种可控硅之类的压接结构体，它应用了已大幅度地改善了绝缘破坏特性、同时强度特性和热导性都很好的压接用的散热板。发明的公开内容为了实现上述目的，本发明人对在制造现有的氮化硅烧结体时通常所使用的氮化硅粉末的种类、烧结促进剂和添加物的种类以及添加量和烧结条件等进行了种种变化，用实验确认了这些因素对作为最终产品的烧结体的特性所产生的影响。
结果判明了将稀土族元素，并根据需要将从由氮化铝、氧化铝或Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W的氧化物、碳化物、氮化物、硅化物、硼化物组成的群体中选择的至少一种，各按预定的量掺入到微细且具有高纯度的氮化硅粉末中，将该原料混合物进行成形和脱脂，再把所得到的成形体在规定的温度下加热保持一定的时间并实施致密化烧结之后，在以规定的温度缓慢冷却时，就可以得到热导率大大改善且有高强度的氮化硅烧结体。
此外，还得到了下述知识通过采用使用已减少了氧或杂质阳离子元素含量的高纯度的氮化硅原料粉末，并把氮化硅成形体的厚度设定得较小来进行烧结的办法，可以有效地防止晶界相中的玻璃相(非晶质相)的产生，因而即使在向原料粉末中仅仅掺进了稀土族元素氧化物的情况下，也可以得到具有80W/m·K以上，甚至90W/m·K以上的高热导率的氮化硅烧结体。
另外，还判明了下述事实。在现有技术中，在烧结操作结束之后关断烧成炉的加热电源以使烧结体冷却的时候，冷却速度以每小时400℃-800℃的速度急速冷却，但若采用本发明人的实验，则采用把冷却速度特别控制于每小时100℃以下的缓慢速度的办法，使氮化硅烧结体组织的晶界相由非晶质状态变化为含有结晶相的相、使之同时实现高强度特性和高导热特性。
这样的高导热氮化硅烧结体本身，其一部分已由本发明人申请了专利，还在特开平6-135771号公报和特开平7-48174号公报上公诸于众。而且，在这些专利申请中所述的氮化硅烧结体所含的稀土族元素换算成氧化物为2.0～7.5重量％。但是，本发明人进而再进行改良研究的结果，发现所含稀土族元素在换算成氧化物后超过7.5重量％时，烧结体的高热导化更好，而且烧结性也好，于是就完成了本发明。特别是在稀土族元素为镧族元素时，其效果显著。此外，作为烧结体的致细结构的特征，在晶粒相中的结晶化合物相对晶粒相整体的比率为60～70％的情况下，烧结体可以得到110～120W/m·K以上的高热导率。
还有，作为这样的同时满足高强度特性和传热特性的氮化硅烧结体的用途，可用于用压接法来接合整流元件等的发热部件的散热板，并形成可控硅等压接结构件，由此可以改善可控硅等的压接结构部件的韧性强度和热传导性，特别是可以有效地防止产生在散热板的组装工序中的紧固破裂和热循环所引起的裂缝。
本发明就是依据上述见解来完成的。即，第1发明所涉及的高热导性氮化硅烧结体的特征是含有换算成氧化物超过7.5重量％而低于17.5重量％的稀土元素，合计含有0.3重量％以下的作为杂质阳离子元素的Li、Na、K、Fe、Ca、Mg、Sr、Ba、Mn、B，热导率为80W/m·K以上。
此外，作为另一形态，其特征是含有换算成氧化物的重量％超过7.5，不到17.5的稀土元素，合计含有0.3重量％以下的作为杂质阳离子元素的Li、Na、K、Fe、Ca、Mg、Sr、Ba、Mn、B，烧结体由氮化硅结晶和晶界相组成，晶粒相中的结晶化合物相对晶界相整体的比率在20％以上。
此外，作为又一个形态，其特征是含有换算成氧化物的重量％超过7.5而低于17.5的稀土元素，烧结体由氮化硅结晶和晶界相组成，同时晶界相中的结晶化合物相对晶界相整体的比率大于20％，且热导率大于80W/m·K。另外，高热导性氮化硅烧结体的三点弯曲强度大于650Mpa。
再有，高热导率氮化硅烧结体由氮化硅结晶和晶界相组成，同时在晶界相中的结晶化合物相对晶界相整体的比率更为理想的是大于50％。
还有，作为上述稀土元素使用镧系元素这一点，对用于改善烧结体的热导率是特别理想的。
另外，也可以把氮化硅烧结体构成为使之含有低于1.0重量％的氮化铝或氧化铝。还可以合并使用1.0重量％以下的氧化铝和1.0重量％以下的氮化铝。
此外，在本发明中所使用的高热导性氮化硅烧结体，理想的是含有换算成氧化物为0.1～0.3重量％的由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W组成的群体中选出的至少一种。该从由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W组成的群体中选出的至少一种，可通过作为氧化物、碳化物、氮化物、硅化物、硼化物掺入氮化硅粉末中去的办法使之含于其中。
再有，本发明所涉及的高热导性氮化硅烧结体可以用比如说下述方法来制造。即，向含有氧1.7重量％以下，合计含有低于0.3重量％的作为杂质阳离子元素的Li、Na、K、Fe、Ca、Mg、Sr、Ba、Mn、B，含有90重量％以上的α相型氮化硅，平均粒径1.0μm以下的氮化硅粉末中添加换算成氧化物为大于7.5重量％、小于17.5重量％的稀土元素，将由此形成原料混合体进行成形并制造该成形体，在把所得到的成形体脱脂之后，在1800～2100℃的温度下进行气氛加压烧结，从上述烧结温度至由上述稀土类元素在烧结时所形成的液相凝固的温度为止，以每小时100℃以下的烧结体的冷却速度进行缓慢冷却。
在上述制造方法中，可再向氮化硅粉末里掺入1.0重量％以下的氧化铝和氮化铝的至少一种。
此外，可再向氮化硅粉末中掺入0.1～3.0重量％的从由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W的氧化物、碳化物、氮化物、硅化物、硼化物组成的群体中选出的至少一种。
如果采用上述制造方法，则可以得到在氮化硅结晶组织中形成了含有稀土元素等的晶粒相、气孔率低于2.5％、热导率大于80W/m·K、三点弯曲强度在室温下大于650MPa的机械特性和热传导特性都很优良的氮化硅烧结体。
作为在本发明中所使用的、构成烧结体的主成分的氮化硅粉末，考虑到烧结性、强度和热导率，可以使用氧含有量降低为低于1.7重量％，理想的是含有0.5～1.5重量％，Li、Na、K、Fe、Mg、Ca、Sr、Ba、Mn、B等等的杂质阳离子元素含有量降低为合计低于0.3重量％，理想的是低于0.2重量％，α含相型氮化硅高于90重量％、理想的是含有高于93重量％，平均粒径低于1.0μm、理想的是0.4～0.8μm左右的微细的氮化硅粉末。
借助于使用平均粒径小于1.0μm的微细的原料粉末，即使用少量的烧结促进剂也可以形成气孔率小于2.5％的致密的烧结体，也减少烧结促进剂有损热导特性的危险。
此外，由于Li、Na、K、Fe、Ca、Mg、Sr、Ba、Mn、B这些杂质阳离子元素也会成为妨碍热导性的物质，故要想确保80W/m·K以上的热导率，采用使上述杂质阳离子元素的含有量合计低于0.3重量％的办法就有可能实现这一点。出于同样的理由，把上述杂质阳离子元素的含有量特别定为0.2重量％以下则更为令人满意。在为了获得通常的氮化硅烧结体所使用的氮化硅粉末中，因为含有比较多的Fe、Ca、Mg，所以特别把Fe、Ca、Mg的合计量作为上述杂质阳离子元素的合计含有量的标准。
还有，采用使用其烧结性比β相氮化硅优良的α相型氮化硅含有量高于90重量％的氮化硅原料粉末的办法，可以制造高密度的烧结体。
此外，作为向氮化硅原料粉末中作为烧结促进剂而掺进去的稀土元素，可以含有Ho、Er、Yb、Y、La、Sc、Pr、Ce、Nd、Dy、Sm、Gd等等的氧化物，或者根据烧结操作可单独含有将变成氧化物的这些物质或者也可含有把两种以上的氧化物组合起来的物质，但特别令人满意的是氧化钬(Ho2O3)，氧化铒(Er2O3)。
特别是通过使用作为镧系元素的Ho、Er、Yb，烧结性会变得良好，即使在1850℃左右的低温度区域中也可以得到十分致密的烧结体。因而还可以得到降低烧成装置的设备费和运行费用的效果。这些烧结促进剂与氮化硅原料粉末反应生成液相，起着烧结促进剂的作用。
上述烧结促进剂的添加量的范围定为换算成氧化物后对原料粉末的比例为超过7.5重量％、不足17.5重量％。该添加量低于7.5重量％时，烧结体的致密化或高热导化将不充分。特别是在稀土元素是像镧族元素那样地原子量大的元素的情况下，将形成强度和热导率较低的烧结体。另一方面，当添加量变成为超过17.5重量％的过量时，则将生成过量的晶界相、开始使热导率降低和强度降低，所以定为上述范围。出于同样的理由，特别令人满意的是定为8～15重量％。
另外，在本发明中，作为其他的可选择添加成分而使用的Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W的氧化物、碳化物、氮化物、硅化物、硼化物是促进上述稀土元素的烧结促进剂的功能的物质，同时在结晶组织中起分散强化作用并提高Si3N4烧结体的机械强度的物质，特别令人满意的是Hf和Ti的化合物。在这些化合物的添加量不足0.1重量％的情况下，添加效果将不充分，而在超过3.0重量％而变成过量时，将会引起热导率和机械强度或电绝缘破坏强度的降低，所以把添加量定为0.1～3.0重量％的范围之内。特别希望形成为0.2～2重量％。
此外，上述Ti、Zr、Hf等的化合物还起着把氮化硅烧结体染成黑色系列使之不透明的遮光剂的作用。为此，特别是在制造将装配易于因光而产生误动作的集成电路的电路基板的情况下，希望适当地添加上述Ti之类的化合物以制成遮光性优良的氮化硅基板。
还有，在本发明中，作为其他的选择添加成分的氧化铝(Al2O3)所起的作用是增加上述稀土元素的烧结促进剂的功能，特别是在进行加压烧结的时候，它可以发挥显著的效果。在该Al2O3的添加量不足0.1重量％时，就需要在更高的温度下进行烧结，而在变成超过1.0重量％的过量时，则将生成过量的晶界相，或者使之因溶于氮化硅中引起热传导的降低，所以添加量定为低于1重量％，理想的是定为0.1～0.75重量％的范围之内。特别是为了确保强度和热导率的良好的性能，希望把添加量定为0.1～0.5重量％的范围之内。
另外，在与下面要讲的AlN一起使用的情况下。其合计添加量希望定为低于1.0重量％。
此外，作为其他的添加成分的氮化铝(AlN)所起的作用是抑制烧结过程中的氮化硅的蒸发等等的同时，还起到增加上述稀土元素的作为烧结促进剂的功能。
在AlN的添加量不足0.1重量％(在和氧化铝并用时不足0.05重量％)的情况下，需要在更高的温度下进行烧结，而当变成为超过1.0重量％的过量时，因为或者生成过量的晶界相，或者开始因溶于氮化硅中招致热传导率的降低，所以添加量定为0.1～1.0重量％的范围之内。特别是为要确保烧结性、强度和热导率都具有良好的性能，希望把添加量控制在0.1～0.5重量％的范围之内。再者，在与上述Al2O3一起使用的情况下，理想的添加量范围是0.05～0.5重量％。
此外，为了提高烧结体的热导率，也可添加碳化硅(SiC)。但是，在SiC的添加量超过了重量％时，烧结体的绝缘将会降低，作为半导体所用的基板或可控硅所用的基板的功能将降低，所以理想的添加量是低于3重量％。
此外，因为烧结体的气孔率会大大影响热导率和强度，所以要制造得使之低于2.5％。当气孔率超过2.5％时，将变成为热传导的妨害物，使烧结体的热导率下降的同时，还使烧结体的强度下降。
还有，氮化硅烧结体从组织上说是由氮化硅结晶与晶界相构成的。但是，晶界相中的结晶化合物相的比率对烧结体的热导率的影响很大，在本发明所涉及的高热导性氮化硅烧结体中，结晶化合物相的比率必须为晶界相的20％以上，更为令人满意的是希望结晶相占50％以上。因为要是结晶相不足20％的话，就不可能得到其热导率高于80W/m·K的优良的散热特性且具有优良的高温强度的烧结体。
再有，为了像上述那样使氮化硅烧结体的气孔率低于2.5％，而且使在氮化硅结晶组织中所形成的晶界相的20％以上为结晶相所占，重要的是对氮化硅成形体在1800～2100℃下加压烧结约2～10个小时，而且在烧结操作结束后立即以每小时100℃以下的冷却速度缓慢地使烧结体冷却。
在把烧结温度定为不足1800℃的情况下，烧结体的致密化不充分且气孔率将变成2.5体积％以上，从而使机械强度和热传导性都降低。另一方面，当烧结温度超过2100℃时，氮化硅成分本身就变得易于蒸发分解。特别是在实施常压烧结而不是加压烧结的情况下，在1800℃附近，氮化硅的蒸发分解就开始了。
紧跟在上述烧结操作完成之后的烧结体的冷却速度是使晶界相结晶化的重要的控制因素，在实施冷却速度超过100℃/每小时的急速冷却的情况下，烧结体组织的晶界相将变成非结晶质(玻璃相)，在烧结体中，已生成的液相作为结晶相在晶界相中所占的比率不足20％，使强度和热传导性都下降。
应该严密地调整上述冷却速度的温度范围在从规定的烧结温度(1800～2100℃)到使用上述烧结促进剂的反应所生成的液相凝固的温度范围内是足够的。附带提一下，在使用上述那样的烧结促进剂的情况下的液相凝固点大致说来约为1600～1500℃。这样一来，借助于把至少从烧结温度到上述液相凝固温度为止的烧结体的冷却速度控制为每小时100℃以下，理想的是50℃以下，更为理想的是25℃以下，就可以得到使晶界相的20％以上，特别理想的是50％以上都变成为结晶相，且热导率和机械强度都很优良的烧结体。
本发明所涉及的氮化硅烧结体，可经过比如说下述工艺处理来制造。即对具有上述规定的微细粒径且杂质含量少的微细的氮化硅粉末加进规定量的烧结促进剂、有机粘结剂之类的必要的添加剂和根据需要加进Al2O3或AlN、Ti化合物等，以制造原料混合体，其次对所得到的原料混合体成形以获得规定形状的成形体。作为原料混合体的成形法可以应用通用的模具压制法或刮浆片(doctor-blade)法那样的薄板成形法等等。
在上述成形操作之后，在非氧化性气氛中，在温度为600～800℃，或者在空气中在温度400～500℃之下对成形体加热1～2小时，以充分地除去预添加的有机粘结成分，进行脱脂。其次，把进行了脱脂处理的成形体在氮气、氢气或氩气等的惰性气体气氛中，在1800～2100℃的温度下进行规定时间的气氛加压烧结。
用上述方法制造出来的氮化硅烧结体的气孔率低于2.5％、热导率为80W/m·K以上，甚至90W/m·K以上，而且三点弯曲强度在常温下为650MPa以上，表明机械特性也很好。
还有，向低热导率的氮化硅中添加高热导性的SiC等等使作为烧结体整体的热导率超过80W/m·K的氮化硅烧结体不包括于本发明的范围之内。但是，在把高热导性的SiC等复合到热导率大于80W/m·K的氮化硅烧结体上去的氮化硅系烧结体的情况下，不用说包括在本发明的范围之内。
此外，第2发明所涉及的压接结构体是把含有第1发明所涉及的高热导性氮化硅烧结体的高热导性氮化硅烧结体用到压接结构体上去的发明，具体地说，其特征是向由含有换算成氧化物后为2.0～17.5重量％的稀土元素，合计含有低于0.3重量％的作为杂质阳离子元素的Li、Na、K、Fe、Ca、Mg、Sr、Ba、Mn、B，且具有90W/m·K以上的热导率的高热导性氮化硅烧结体构成的散热板上压接发热部件而构成。此外，不言而喻，这种情况下的高热导性氮化硅烧结体与第1发明中的高热导性氮化硅烧结体的组成范围并不一定是一样的。各权利要求中所规定的内容属于各自的权利范围。
此外，第2发明所涉及的压接结构体也可构成为把发热部件压接到由下述高热导性氮化硅烧结体构成的散热板上。该高热导性氮化硅烧结体含有换算成氧化物为2.0～17.5重量％的稀土元素，该烧结体由氮化硅结晶和晶界相组成的同时，晶界相中的结晶化合物相对晶界相整体的比率大于20％，并具有90W/m·K以上的热传导率。
此外，被压接到发热部件等上边的高热导性氮化硅烧结体(散热板)的压接面的表面粗糙度以最大高度(Rmax)为基准可定为10μm以下。借助于把高热导性氮化硅烧结体的压接面的表面粗糙度作成为以Rmax为基准在10μm以下，就可以在不损失与发热部件的实质上的接触面积的情况下把源自发热部件的热有效地传往高热导性氮化硅烧结体。根据同样的理由，更为令人满意的是使压接面的表面粗糙度作成为5μm以下。
如果采用本发明所涉及的压接结构体，由于用除氮化硅烧结体原本就有的高强度、高韧性特性之外，热导率也大幅度地改善了的高热导性氮化硅烧结体形成散热板，故在装配工序中不会产生散热板的紧固破裂，就可以以高制造成品率批量生产使用了散热板的可控硅之类的压接结构体。
另外，由于氮化硅烧结体的韧性值高，故因源于发热部件的热循环而在散热板上产生裂纹的现象减少，因而可以提供一种耐热循环特性显著地提高、且耐久性和可靠皆很优良的可控硅等等的压接结构体。
再者，由于把具有在现有技术中达不到的高热导率的氮化硅烧结体用作散热板，故即便是在压接趋向高功率化和高集成化的发热部件的情况下，也会因热阻特性而导致的性能变坏现象减少而发挥优良的散热特性。
特别是因为氮化硅烧结体本身的机械强度很好，故在所要求的机械强度特性为恒定的情况下，与由别的陶瓷烧结体构成的散热板比较，散热板的厚度可进一步减小。由于该散热板的厚度可以减小，故热阻阻值可进一步减小，散热特性还可以进一步改善。另外，由于对于所要求的机械特性即便是用比以往更薄的散热板也可以充分地应付。故也可进行发热部件的高密度装配，也可把压接结构体作得更加小型化。
附图
的简单说明第1图的(A)、(B)、(C)、(D)分别是实施例3，2，1和比较例1所涉及的烧结体的X线衍射图、第1图(E)是晶界相的结晶化率为0的烧结体的X线衍射图。第2图是一断面图，它示出了作为使用了硅可控整流器件的压接结构体的可控硅的结构例。第3图的侧面图示出了车辆装配型的可控硅的另一种结构。
用于实施发明的最佳形态以下参照下述实施例具体地说明本发明的实施形态。
实施例1～3对含有1.3重量％的氧，合计含有0.15重量％作为杂质阳离子元素的Li、Na、K、Fe、Ca、Mg、Sr、Ba、Mn、B且含有α相型氮化硅97％的平均粒径0.55μm的氮化硅原料粉末，添加平均粒径0.9μm的Ho2O3(氧化钬)粉末12.5重量％作为烧结促进剂，在酒精中用氮化硅球进行72小时的湿式混合之后，进行干燥调整成原料粉末混合体。
其次向所得到的原料粉末混合体中添加规定量的有机粘结剂并进行均匀混合之后，用1000kg/cm2的成形压力压制成形，制造成多个长50mm×宽50mm×厚5mm的成形体。接着，在把所得到的成形体在700℃的气氛中脱脂2小时之后，把该脱脂体在氮气气氛中在9个大气压1950℃下保持6个小时以实施致密烧结之后，控制送往设置于烧结炉上的加热装置的通电量以调整烧结炉内的温度，使其直到降到1500℃之间的烧结体的冷却速度分别为100℃/hr(实施例1)、50℃/hr(实施例2)和25℃/hr(实施例3)使烧结体缓慢冷却，分别制造成实施例1～3所涉及的氮化硅烧结体。
比较例1另一方面，除紧接着致密地烧结结束之后、关掉加热装置电源、以现有的冷却炉的冷却速度(约500℃/hr)使烧结体冷却这一点之外，用与实施例1相同的条件进行烧结处理制造成比较例1所涉及的氮化硅烧结体。
比较例2除应用含有1.5重量％的氧、含有合计0.6重量％的上述杂质阳离子元素、且含有α相型氮化硅93％的平均粒径0.6μm的氮化硅原料粉末这一点之外，用和实施例1相同的条件进行处理，制造成比较例2所涉及的氮化硅陶瓷烧结体。
比较例3除去使用含有1.7重量％的氧，含有合计0.7重量％的上述杂质阳离子元素，且含有α相型氮化硅91％的平均粒径1.2μm的氮化硅原料粉末这一点之外，用和实施例1相同的条件进行处理，制造成比较例3所涉及的氮化硅烧结体。
对这样处理之后所得到的实施例1～3和比较例1～3所涉及的氮化硅烧结体，测定了气孔率、热导率(25℃)和室温下的三点弯曲强度的平均值。还用X线衍射法对各烧结体的结晶相在晶界相中所占的比率进行了测定，结果示于下述表1。
另外，表1中的结晶相在晶界相中所占的比率可以从烧结体的X线衍射图形求得。第1图(A)、(B)、(C)、(D)分别是实施例3、2、1和比较例1的烧结体的X线衍射图，图中呈现出表示Si3N4和Ho2O3之间的结晶化合物的存在量的X线强度的峰A、B-Si3N4的(101)面的X线强度峰B和B-Si3N4的(201)面的X线强度峰C。另一方面，第1图(E)是晶界相为非晶状且结晶化率为零的烧结体的X线衍射图，与结晶化合物相相当的峰A没有出现。
其中，对于氮化硅在添加了12.5重量％的Ho2O3的氮化硅烧结体中晶界相已全部结晶化的情况的结晶化指数Rs，若把上述各个峰A、B、
表1


C的X线强度值设为IA、IB和IC，则用下式(1)给出，其值为0.45。Rs=IC(IA+IB)/2----(1)]]>另一方面，分别读取X线衍射图的各峰A、B、C的X线强度值并依照上述式(1)计算实施例1～3和比较例1的烧结体的结晶化指数则如下所示。
实施例1…R=12.5(77+95)/2=0.145]]>实施例2…R=17(62+74)/2=0.248]]>实施例3…R=22(55+75)/2=0.338]]>比较例1…R=5(106+118)/2=0.045]]>对于经这样地处理所得到的各个结晶化指数R，通过用下述式(2)所示那样地计算对已100％结晶化时的结晶化指数Rs(＝0.45)的比率(％)，如表1所示，就可以计算出在晶界相中各烧结体的结晶相的比率Q分别是32％、55％、75％和10％。Q(%)=RRs×100----(2)]]>就像从表1所示的结果可以看出的那样，在实施例1～3所涉及的氮化硅烧结体中，因为与比较例1相比，把紧接着致密化烧结完毕之后的烧结体的冷却速度设定得比现有技术低，所以在晶界相中含有结晶相，结晶相所占的比率越高，就可得到其热导率越高的散热性高的高强度烧结体。
另一方面，在如比较例那样，把烧结体的冷却速度设定得大而急剧冷却的情况下，在晶界相中结晶相所占的比率低到10％以下，热导率下降了。此外，在像比较例2那样，使用含有合计量多达0.6重量％的上述杂质阳离子的氮化硅粉末的情况下，即便使烧结体的冷却速度与实施例1相同，晶界相的大部分也是用非晶质形成，从而使热导率下降。
还有，在像比较例3那样使用平均粒径粗到1.2μm的氮化硅粉末的情况下，由于烧结中致密化不充分，强度和热导率都下降了。
实施例4～17和比较例4～7作为实施例4～17，对实施例1中所使用的氮化硅粉末和Ho2O3粉末进行混合，使其组成比变为表2所示，分别制造成了原料混合体。
其次用和实施例1相同的条件，成形脱脂各原料混合体之后，在表2所示条件下进行烧结处理，分别制造成实施例4～17涉及的氮化硅陶瓷烧结体。
另一方面，作为比较例，如表2所示，分别制造过量添加Ho2O3的(比较例4)、过少量添加Ho2O3的(比较例5)和过量添加Ho2O3的(比较例6)原料混合体，并且用与实施例1相同的条件实施从原料混合到烧结的操作，分别制造出比较例4～6所涉及的烧结体。
此外，作为比较例7，用除去把烧结温度定为1750℃之外，和实施例1相同的条件实施从原料混合到烧结的操作，制成比较例7所涉及的烧结体。
对这样制造出来的实施例4～17和比较例4～7所涉及的各个氮化硅陶瓷烧结体，用与实施例1相同的条件测定了气孔率、热传导率(25℃)、室温下的三点弯曲强度的平均值，并用X线衍射法测定了结晶相在晶界相中所占的比率，得到表2所示的结果。
就如从示于表2的结果可以看出的那样，含有规定量的Ho2O3并把烧结后的冷却速度设定为规定的冷却速度的实施例4～17所涉及的烧结体，无论哪一个都具有高热导率和高强度值。另一方面，如比较例4～6所示，在Ho2O3成分过少量或者过量添加进去的情况下，或者致密化不充分，或者晶界相过量或晶界相中结晶相所占比率过低，所以已确认使弯曲强度降低或者使热导率变坏。另外，把烧结温度定为1750℃的比较例7所涉及的烧结体致密化不充分、强度和热导率都降低了。
表2


实施例18-48作为实施例18～48，除去把实施例1中所用的Ho2O3粉末进行置换并把稀土元素配成表3所示的组成比之外，用和实施例1相同的条件来制造实施例18～48所涉及的氮化硅陶瓷烧结体。
对这样得到的各实施例所涉及的烧结体，用与实施例1相同的条件测定了气孔率、热导率(25℃)、室温下的三点弯曲强度和用x线衍射进行的晶界相中结晶相所占的比率，得到了示于表3的结果。
从示于表3的结果可知，用别的稀土元素置换Ho2O3的实施例18～48所涉及的烧结体已确认具有和添加Ho2O3的烧结体同等的性能。
表3


实施例49～60和比较例8～11作为实施例49～60，对实施例1中所使用的氮化硅粉末和Ho2O3粉末及Al2O3粉末进行了混合使之变成为表4所示的组成比，以分别制造成各自的原料混合体。
其次把所得到的各原料混合体用与实施例1相同的条件进行成形和脱脂之后，在表4所示的条件下进行烧结处理以分别制造实施例49～60所涉及的氮化硅陶瓷烧结体。
另一方面，作为比较例8～11，如表4所示，分别制造过量添加Ho2O3的(比较例8)、过少量添加Ho2O3的(比较例9)、过量添加Al2O3的(比较例10)和过量添加Ho2O3的(比较例11)原料混合体并用与实施例1相同的条件下施行从原料混合到烧结的操作以分别制造比较例8～11所涉及的烧结体。
对这样制造的各实施例和比较例所涉及的各氮化硅陶瓷烧结体用与实施例1相同的条件测定了气孔率、热导率(25℃)、室温下的三点弯曲强度的平均值和用X线衍射法测定的晶界相中结晶相所占的比率，所得结果示于表4。
就如从示于表4的结果可以看出的那样，含有规定量的Ho2O3、Al2O3并把烧结后的冷却速度设定于规定值的实施例49～60所涉及的烧结体，不论哪一个都是高热导率且具有高强度值。另一方面，如比较例8～11所示，在Ho2O3、Al2O3的至少一种的成分为过少量或过量添加的情况下，或者致密化不充分，或者晶界相过量或晶界相中结晶相所占比率过低，故已确认或者弯曲强度下降，或者热导率变差。
表4


实施例61～84作为实施例61～84，除了把实施例54中所使用的Ho2O3粉末置换并把示于表5的稀土元素氧化物配成示于表5的组合比之外，用与实施例54相同的条件进行处理以制造实施例61～84所涉及的氮化硅陶瓷烧结体。
对这样得到的各实施例所涉及的烧结体，在与实施例54相同的条件下测定了气孔率、热导率(25℃)、室温下的三点弯曲强度的平均值、和用X线衍射测定的晶界相中结晶相所占的比率，所得结果示于表5。
就如从示于表5的结果所看出的那样，置换Ho2O3而使用了别的稀土元素的实施例61～84所涉及的烧结体已被确认具有和添加Ho2O3的烧结体同等的性能。
其次，对于把氮化铝(AlN)用作添加剂的情况，参照下述实施例具体地进行说明。
表5


实施例85～87对于含有1.3重量％的氧，合计0.15重量％的上述杂质阳离子元素，并含有α相型氮化硅97％的平均粒径0.55μm的氮化硅原料粉末、添加平均粒径0.9μm的Ho2O3(氧化钬)粉末12.5重量％、平均粒径0.8μm的AlN(氮化铝)粉末0.25重量％作为烧结促进剂、并在酒精中用氮化硅制作的球进行72小时的湿式混合之后进行干燥，调整原料粉末混合体。其次，向所得到的原料粉末混合体中添加规定量的有机粘结剂并混合均匀之后，用1000Kg/cm2的成形压力压铸成形、制作多个长50mm×宽50mm×厚5mm的成形体。接着把所得到的成形体在700℃的气氛气体中脱脂2小时之后，把该脱脂体在氮气气氛中在9个大气压1900℃下保持6个小时并实施致密化烧结之后，控制送往附设于烧结炉上的加热装置的通电量，对烧结炉内温度进行调整，使直到降低到1500℃之间的烧结体的冷却速度分别为100℃/hr(实施例85)、50℃/hr(实施例86)、25℃/hr(实施例87)缓缓冷却烧结体，制造各个实施例85～87所涉及的氮化硅陶瓷烧结体。
比较例12另一方面，除紧接在致密化烧结完成之后，立即关掉加热装置电源，用以往的炉子冷却的冷却速度(约500℃/hr)使烧结炉冷却这一点之外，用与实施例85相同的条件进行烧结处理，制造比较例12所涉及的氮化硅烧结体。
比较例13除去使用了含有1.5重量％的氧、含有合计0.6重量％的上述杂质阳离子元素、且含有α相型氮化硅93％的平均粒径0.60μm的氮化硅原料粉末这一点之外，用与实施例85相同的条件进行处理、制造比较例13所涉及的氮化硅陶瓷烧结体。
比较例14除使用了含有1.7重量％的氧、含有合计0.7重量％的上述杂质阳离子元素且含α相型氮化硅91％的平均粒径1.2μm的氮化硅原料粉末这一点之外，用与实施例85相同的条件下进行处理，制造比较例14所涉及的氮化硅烧结体。
对这样制得的各实施例和比较例所涉及的氮化硅烧结体测定了气孔率、热导率(25℃)、室温下的三点弯曲强度的平均值。还用X线衍射法对各烧结体测定了晶界相中结晶相所占的比率，把所得结果示于表6。
从示于表6的结果可以知道，在实施例85～87所涉及的氮化硅陶瓷烧结体中，由于与比较例12相比紧接着致密化烧结完成之后的烧结体的冷却速度设定得比现有技术低，所以在晶界相中含有结晶相、且结晶相所占比率越高就可得到热导率越高的散热性高的高强度烧结体。
另一方面，在像比较例12那样把烧结体的冷却速度设定得大、使之急剧冷却的情况下，由于在晶界相中结晶相所占的比率少，故热导率降低。此外，在像比较例13那样，应用了含有杂质阳离子元素多达0.6重量％的氮化硅粉末的情况下，即使烧结体的冷却速度与实施例85相同，晶界相的大部分也由非晶质形成，故热传导率降低。
还有，在像比较例14那样，使用了平均粒径粗到1.2μm的氮化硅粉末的情况下，在烧结中致密化不充分且强度和热导率都降低了。
表6


实施例88～102和比较例15～21作为实施例88～102，把在实施例85中所用的氮化硅粉末和Ho2O3粉末和AlN粉末及平均粒径为0.5μm的Al2O3粉末混合为示于表7的组成比以分别制造各原料混合体。
其次，把制得的各原料混合体用和实施例85相同的条件进行成形和脱脂处理之后，在表7所示条件下进行烧结处理，分别制造实施例88～102所涉及的氮化硅陶瓷烧结体。
另一方面，作为比较例15～21，如表7所示，分别制造过量添加Ho2O3的(比较例15)、过少量添加Ho2O3的(比较例16)、过量添加AlN的(比较例17)和过量添加Ho2O3的(比较例18)，把AlN与Al2O3的合计添加量设定为过量的(比较例19和20)以及把上述合计添加量设定得过少(比较例21)的原料混合体，并用与实施例85相同的条件实施从原料混合到烧结的操作以分别制造比较例15～21所涉及的烧结体。
对这样制得的各实施例和比较例所涉及的各氮化硅陶瓷烧结体，在与实施例85相同的条件下测定了气孔率、热导率(25℃)、室温下的三点弯曲强度的平均值、和用X线衍射进行的晶界相中结晶相所占的比率并把所得结果示于表7。
从示于表7的结果可知，含有Ho2O3、和根据需要含有规定量的AlN、Al2O3，并把烧结后的冷却速度设定为规定的低速度的实施例88～102所涉及的烧结体，不论哪一个都是高热导率并具有高强度值。另一方面，如比较例15～21所示，在Ho2O3、AlN的至少一种成分或AlN和Al2O3成分的合计量添加过少量或过量的情况下，因为或者是致密化不充分，或者晶界相过量或晶界相中结晶相所占的比例过低，故已确认弯曲强度将会降低，或热导率降低。
表7


实施例103～117作为实施例103～107，除了配成示于表8的稀土族氧化物使其组成比变为表8所示，以置换在实施例85中所使用的Ho2O3粉末之外，用和实施例85相同的条件进行处理以制造实施例103～117所涉及的氮化硅陶瓷烧结体。
对把这样制得的各实施例所涉及的烧结体，在与实施例85相同的条件下测量了气孔率、热导率(25℃)、室温下的三点弯曲强度平均值、和用X线衍射进行的晶界相中结晶相所占的比率，把所得结果示于表8。
从示于表8的结果可以知道，用别的稀土族元素置换Ho2O3的实施例103～117所涉及的烧结体与添加Ho2O3的烧结体已确认具有同等的性能。
其次，对添加进Hf化合物等的Si3N4烧结体参照下述实施例具体地进行说明。
实施例118～120对于含有1.3重量％的氧、含有合计0.15重量％的上述杂质阳离子元素且含有α相型氮化硅97％的平均粒径0.55μm的氮化硅原料粉末，作为烧结促进剂，添加入12.5重量％的平均粒径0.9μm的Ho2O3(氧化钬)粉末、1.5重量％的平均粒径1μm的HfO2(氧化铪)粉末、并在酒精中用氮化硅球湿式混合72小时之后，进行干燥，调整原料粉末混合体。其次在向所得到的原料粉末混合体中添加规定量的有机粘结剂并混合均匀之后，以1000Kg/cm2的成形压力进行加压成形、制作成多个长50mm×宽50mm×厚5mm的成形体。其次，把所得到的成形体在700℃的气氛气体中在9个大气压、1900℃下保持6个小时，实施致密化烧结之后，控制送往附设于烧结炉上的加热装置的通电量，使烧结炉内温度降到1500℃为止之间的烧结体冷却速度分别调整为100℃/hr(实施例118)、50℃/hr(实施例119)、25℃/hr(实施例120)、使烧结体缓缓冷却、由此分别制造实施例118～120所涉及的氮化硅陶瓷烧结体。
表8


比较例22另一方面，除了在致密化烧结结束之后立即关掉加热装置电源并以现有的炉子冷却的冷却速度(约500℃/hr)使烧结冷却这一点之外，在与实施例118相同的条件下进行烧结处理，制造比较例22所涉及的氮化硅烧结体。
比较例23除去用了含有1.5重量％的氧、含有合计0.6重量％的上述杂质阳离子元素且含有α相型氮化硅93％的平均粒径0.60μm的氮化硅原料粉末这一点之外，用和实施例1相同的条件进行处理，制造比较例23所涉及的氮化硅陶瓷烧结体。
比较例24除去使用了1.7重量％的氧、含有合计0.7重量％的上述杂质阳离子元素、且含有α相型氮化硅91％的平均粒径1.2μm的氮化硅原料粉末这一点之外，用与实施例118相同的条件进行处理，制造比较例24所涉及的氮化硅烧结体。
对这样制得的各实施例和比较例所涉及的氮化硅烧结体测定了气孔率、热导率(25℃)、室温下的三点弯曲强度的平均值。此外，用X线衍射法对各烧结体测定了晶界相中结晶相所占的比率，并把所得结果示于表9。
就如从表9所示的结果可以看出的那样，由于在实施例118～120所涉及的氮化硅陶瓷烧结体中，与比较例22相比，紧跟在致密化烧结后的烧结体的冷却速度设定得比现有技术低，所以在晶界相中含有结晶相，且结晶相所占比率越高，就可得到热导率越高的、放热性高的高强度烧结体。
另一方面，在像比较例22那样烧结体的冷却速度设定得大，使之急剧冷却的情况下，结晶相在晶界相中所占的比率小，热导率降低。此外，在像实施例23那样使用了含有合计多达0.6重量％的上述杂质阳离子元素的氮化硅粉末的情况下，即使使烧结体的冷却速度与实施例118相同，晶界相的大部分也是由非晶质形成，热导率降低。
还有，像比较例24那样在使用了平均粒径粗达1.2μm的氮化硅粉末的情况下，因烧结中致密化不充分，强度和热导率都降低了。
表9


实施例121～177和比较例25～31作为实施例121～177，对在实施例118中所使用的除氮化硅粉末、Ho2O3粉末、HfO2粉末之外的示于表10～表12的各种稀土族元素氧化物粉末和各种金属化合物粉末、还有Al2O3粉末、AlN粉末进行混合使其组成比变为表10～表12所示以分别制造各原料混合体。
其次，把所得到的各原料混合体用与实施例118相同的条件进行成形和脱脂之后，在表10～表12所示的条件下进行烧结处理以分别制造实施例121～177所涉及的氮化硅陶瓷烧结体。
另一方面，作为比较例25～31，如表12所示分别制造了过少量添加了HfO2的(比较例25)、过少量添加了Ho2O3的(比较例26)、过量添加了HfO2的(比较例27)、过量添加了Ho2O3的(比较例28)、过量添加了TiO2的(比较例29)、过量添加了AlN的(比较例30)、和过量添加了氧化铝的(比较例31)原料混合体，并用与实施例118相同的条件实施从原料混合到烧结的操作，以分别制造比较例25～31所涉及的烧结体。
对这样制得的各实施例和各比较例所涉及的各氮化硅陶瓷烧结体，用与实施例118相同的条件测定了气孔率、热导率(25℃)、室温下的三点弯曲强度的平均值，用X线衍射法进行的晶界相中结晶相所占的比率，并把所得到的结果示于表10～表12。
表10


表11


表12


从示于表10～表12的结果可知，含有规定量的Ho2O3、稀土族氧化物、HfO2等各种化合物和根据需要含有的规定量的Al2O3、AlN，并把烧结后的冷却速度设定为规定值的各实施例所涉及的烧结体，不论哪一个都具有高热导率和高强度值。另一方面如比较例25～31所示，在过少量或过量添加了Ho2O3、HfO2、TiO2、Al2O3、AlN中的至少一种成分的情况下，因为或者是致密化不充分，或者是晶界相过量或晶界相中结晶相所占的比率过低，故已确认弯曲强度下降或热导率变差。
此外，除去上述实施例之外，把向氮化硅粉末中加入12.5重量％的Ho2O3粉末和1重量％的从由ZrC、VC、NbC、TaC、Cr3C2、MO2C、TiN、ZrN、VN、TaN、CrN、Mo2N、W2N、HfSi2、TiSi2、ZrSi2、VSi2、NbSi2、TaSi2、CrSi2、MoSi2、WSi2、ZrB2、VB2、NbB2、TaB2、CrB2、MoB2、WB2组成的群体中选出的至少一种而组成的原料混合体用与实施例118相同的条件进行处理以制造各种Si3N4烧结体。对这些烧结体用与实施例118相同的条件测定气孔率、热导率(25℃)、室温下的三点弯曲强度的平均值和用X线衍射测定的晶界相中结晶相所占的比率时，得到了与实施例118～177大体上相同的结果。
其次，参照以下所示实施例具体地说明本发明的压接结构体的实施形态。
首先对由高热导性氮化硅烧结体构成的散热板进行说明，然后，对作为使用了该散热板的压接结构体的可控硅进行说明。
实施例178～179对含有1.3重量％的氧，含有合计0.15重量％的作为杂质阳离子元素的Li、Na、K、Fe、Ca、Mg、Sr、Ba、Mn、B且含有α相型氮化硅97％的平均粒径0.55μm的氮化硅原料粉末，作为烧结促进剂加入5重量％的平均粒径0.7μm的Y2O3(氧化钇)粉末1.5重量％的平均粒径0.5μm的Al2O3(氧化铝)粉末，在酒精中进行24小时温式混合之后，进行干燥以调整原料粉末混合体。接下来，向所得到的原料混合体中加入规定量的有机粘结剂并混合均匀之后，以1000Kg/cm2的成形压力加压成形，制作多个圆板状的成形体。接着把所得到的成形体在700℃的气氛气体中进行2小时脱脂之后，把该脱脂体在氮气气氛中，在7.5个大气压1900℃下保持6个小时并实施致密化烧结之后，控制送往附设于烧结炉上的加热装置的能电量，调整烧结炉内温度使直到降到1500℃之间的烧结体的冷却速度分别变为50℃/hr(实施例178)和25℃/hr(实施例179)使烧结体冷却，再采用对所得到的各烧结体进行研磨加工的办法把表面粗糙度设定为5μm-Rmax，再加工成厚0.3mmx直径70mm，分别制造成实施例178～179的压接所用的氮化硅散热板。
比较例32除了在致密化烧结完毕之后立即关掉加热装置电源，以现有的炉子冷却的冷却速度(约500℃/hr)使烧结体冷却这一点之外，用与实施例178相同的条件进行烧结处理，制造比较例32的压接用氮化硅散热板。
比较例33除了使用含有1.5重量％的氧、含有合计0.6重量％的上述杂质阳离子元素、且含有α相型氮化硅93％的平均粒径0.60μm的氮化硅原料粉末和冷却速度定为100℃/hr这一点之外，用与实施例178相同的条件进行处理，制造比较例33的压接用氮化硅散热板。
比较例34除了使用含有1.7重量％的氧、含有合计0.7重量％的上述杂质阳离子元素且含有α相型氮化硅原料粉末(平均粒径1.1μm)这一点和把冷却速度定为100℃/hr这一点之外，用与实施例178相同的条件进行处理，制造比较例34的压接用氮化硅散热板。
对这样制得的实施例178～179和比较例32～34的压接用氮化硅散热板测定了气孔率、热导率(25℃)、还用X线衍射法对各Si3N4散热板测定了晶界相中结晶相所占的比率，并把测定结果示于表13。
表13


从示于表13的结果可以看出，在实施例178～179的压接用氮化硅散热板中，由于紧接在致密化烧结之后的烧结体的冷却速度与比较例32比较设定得比现有技术低，所以在晶界相中含有结晶相，且结晶相所占的比率越高，就可得到热导率越高的散热性高的压接用Si3N4散热板。
另一方面，在像比较例32那样，把烧结体的冷却速度设定得大、使之急剧冷却的情况下，晶界相全部由非晶质形成，使热导率下降。另外，在像比较例33那样，使用了含杂质阳离子元素多达0.6重量％的氮化硅粉末的情况下，即便是使烧结体的冷却速度比较小，晶界相也全部由非晶质形成，从而使热导率下降。
比较例35另一方面，制造了与实施例具有相同尺寸的比较例35所涉及的AlN散热板。这种散热板不用实施例中的Si3N4烧结体而代之以厚度为0.3mm、热导率为170W/m·K的氮化铝(AlN)烧结体。
比较例36此外还制造了不用实施例中的Si3N4烧结体而代之以厚度0.8mm、热导率为70W/m·K的氮化铝(AlN)烧结体并具有与实施例相同的尺寸的比较例36所涉及的AlN散热板。
比较例37此外，还制作了不用实施例中的Si3N4烧结体而代之以厚度0.3mm、热导率为20W/M·K的氧化铝(Al2O3)烧结体并具有与实施例相同的尺寸的比较例37所涉及的Al2O3散热板。
为了评价上述那样地制造的实施例和比较例所涉及的各散热板的强度特性和绝缘破坏特性，测定了各散热板的三点弯曲强度，同时还进行了绝缘破坏试验、并测定了散热板的绝缘耐力。
还有，绝缘破坏试验是这样实施的给设置于已浸于绝缘油中的各散热板的两面上的电板加上50Hz的电压，测定散热板发生了绝缘破坏时的最小电压。绝缘耐力用最小绝缘破坏电压被散热板的厚度除所得的数值来表示。
此外，使用上述实施例和比较例所涉及的各散热板，制造了多个示于图3的那种车辆装配用的可控硅。该可控硅被构成为在冷却散热片8的侧面将压接用散热板7a、端子9a、整流器件10、端子9b、绝缘垫片11和压接板12重叠在一起，在从冷却散热片8竖起的螺柱13上装设有压板14，再通过盘形弹簧15安装到压接螺栓16上，借助于紧固该压接螺栓16，就把整流元件10压接到了散热板7a一侧。
接着，在使用各种散热板像上述那样地制造多个可控硅时，要测定装配时因压接螺栓16的压接力而产生裂缝、或破损了的散热板的比率，算出可控硅的生产成品率。
表14中示出了各测量结果。
从示于表14的结果可知，如果采用各实施例所涉及的压接式Si3N4散热板，则三点弯曲强度与比较例比较具有变大的趋势。因此，可控硅装配工序中的紧固破裂就发生得少，使用了压接用散热板的压接结构部件的生产成品率就可大幅度地提高，这一事实已得到了证实。
还有，各实施例所涉及的Si3N4散热板与由现有的Si3N4烧结体构成的比较例32～34的散热板相比具有约2～5倍之大的热导率，故散热率很好，作为与高功率化和高发热化相对应的散热板是极其有效的。
此外，各实施例所涉及的散热板的绝缘耐力是示于比较例36～37的现有的AlN烧结体或Al2O3烧结体的绝缘耐力的约2倍，显示出良好的耐绝缘破坏特性。
若像上述那样与现有的散热板比较之后使用三点弯曲强度或绝缘耐力2倍以上的本实施例的散热板，则在所要求的机械强度和绝缘耐力设定为与现有技术相同的情况下，散热板的厚度也可以减小到现有的1/2以下。在这种情况下，由于可以减小散热板的厚度，故可以把散热板中的热阻作得更小，散热特性还可以成倍地得到改善。此外，通过减小散热板的厚度，发热部件的高密度装配也就有了可能，在可控硅之类的压接结构部件的小型化方面也是有效的。
表14


另一方面，在比较例32～34所涉及的压接式Si3N4散热板中，三点弯曲强度虽然良好，但由于其热导率低于40W/m·K，相对而言较低，故可知对于也趋向高功率化的压接结构部件是不合适的。
再有在比较例35所涉及的AlN散热板中，由于使用了热导性高的AlN烧结体，散热特性非常好，但强度和挠曲量小，故对装配工序中的紧固破裂或搬运时的冲击难于承受，这已得到确认。此外还已得知耐电压特性也低。
还有在比较例36的AlN电路基板中，虽然因为具有比现有的Si3N4基板还高的热导率因而散热性良好，但强度不够，另外已经知道耐电压特性较差。
另一方面，在比较例37所涉及的现有的Al2O3散热板中，热导率、三点弯曲强度和绝缘力三者都小，故散热性和耐久性低，装配时会产生许多散热板的断裂或损伤，使可控硅的生产成品率大幅度地下降。
其次，对作为使用了具有各种组成和特性值的其他的氮化硅烧结体(散热板)的压接结构部件的可控硅的实施形态，参照下述实施例180具体地进行说明。
实施例180把示于上述表2的实施例4～17和示于表10～11的实施例121～162的各高热导性氮化硅烧结体选择为散热板用的材料。
其次采用对所选择的各氮化硅烧结体的表面进行研磨加工的办法，把表面粗糙度调整为5μm-Rmax，再加工成厚0.3mm×直径70mm，分别作成为各可控硅所用的氮化硅散热板。再使用各氮化硅散热板分别制造多个作为示于第3图的那种车辆装配用的实施例180所涉及的压接结构体的可控硅。接着和实施例178～179同样地测定了装配可控硅时因压接螺栓16的压接力而产生裂缝或破损的散热板的比率。从测定结果得知，没有紧固裂缝发生，因而可以大幅度地改善使用了压接用散热板的产品的生产成品率。
再者，由于实施例180所涉及的Si3N4散热板具有比由现有的Si3N4烧结体构成的散热板大到2～5倍左右的热导率，故散热性优良，作为与高功率化和高发热化相对应的散热板是极其有效的。
产业上利用的可能性如以上说明的那样，倘采用本发明所涉及的高热导性氮化硅烧结体及其制造方法，就可以得到具有高强度且高热导率的氮化硅烧结体。因此，该氮化硅烧结体作为半导体用基板和散热板之类的基板是极其有用的。
特别是在把发热部件压接到由上述高热导性氮化硅烧结体构成的散热板上形成了可控硅之类的压接结构体的情况下，在装配工序中不会产生散热板的紧固破裂，因而可以以高生产成品率批量生产压接结构体。
另外，由于氮化硅烧结体的韧性值高，故很少因来自发热部件的热循环而在散热板上产生裂缝，因而可以提供耐热循环特性显著地改善且耐久性和可靠性非常优良的压接结构体。
特别是因为氮化硅烧结体本身的机械强度良好，故在所要求的机械强度特性为一定的情况下，与由别的陶瓷烧结体构成的散热板比较，散热板的厚度可进一步减小。由于可减小该散热板的厚度，热阻值可以更小，散热特性还可进一步改善。另外由于对所要求的机械特性即便是用比原来还薄的散热板也可以充分地对应，故发热部件的高密度装配成为可能，使压接结构体进一步小型化有了可能。
权利要求
1.一种高热导性氮化硅烧结体。其特征是含有换算成氧化物超过7.5重量％而低于17.5重量％的稀土族元素、合计含有0.3重量％以下的作为杂质阳离子元素的Li、Na、K、Fe、Ca、Mg、Sr、Ba、Mn、B，热导率为80W/m·K以上。
2.一种高热导性氮化硅烧结体，其特征是含有换算成氧化物超过7.5重量％不足17.5重量％的稀土族元素、合计含有0.3重量％以下的作为杂质阳离子元素的Li、Na、K、Fe、Ca、Mg、Sr、Ba、Mn、B，烧结体由氮化硅结晶和晶界相组成，同时晶界相中的结晶化合物相对晶界相整体的比率为20％以上。
3.一种高热导性氮化硅烧结体，其特征是含有换算成氧化物超过7.5重量％不足17.5重量％的稀土族元素、烧结体由氮化硅结晶和晶界相组成，同时晶界相中的结晶化合物相对晶界相整体的比率大于20％、热导率大于80W/m·K。
4.权利要求1、2或3所述的高热导性氮化硅烧结体，其特征是稀土族元素是镧系元素。
5.权利要求1、2或3所述的高热导性氮化硅烧结体，其特征是高热导性氮化硅烧结体含有换算成氧化铝低于1.0重量％的铝。
6.权利要求1、2或3所述的高热导性氮化硅烧结体，其特征是高热导性氮化硅烧结体含有低于1.0重量％的氮化铝。
7.权利要求1、2或3所述的高热导性氮化硅烧结体，其特征是高热导性氮化硅烧结体含有换算成氧化物为0.1～3.0重量％的从由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W组成的群体中选出的至少一种。
8.权利要求1、2或3所述的高热导性氮化硅烧结体，其特征是气孔率按容量比低于2.5％、热导率大于80W/m·K、三点弯曲强度在室温下大于650MPa。
9.一种高热导性氮化硅烧结体的制造方法，其特征是向含有1.7重量％的氧、合计含有0.3重量％以下的作为杂质阳离子元素的Li、Na、K、Fe、Ca、Mg、Sr、Ba、Mn、B、含有90重量％以上的α相型氮化硅、平均粒径1.0μm以下的氮化硅粉末中加入其含量换算成氧化物为超过7.5重量％不足17.5重量％的稀土族元素，将所得到的原料混合体进行成形，制造成形体，再把所得到的成形体脱脂之后，在温度1800～2100℃下进行气氛加压烧结，从上述烧结温度到由于上述稀土族元素在烧结时形成的液相凝固的温度之间以每小时100℃以下的烧结体冷却速度进行缓慢冷却。
10.权利要求9所述的高热导性氮化硅烧结体的制造方法，其特征是向氮化硅粉末中加入1.0重量％的氧化铝和氮化铝中的至少一种。
11.权利要求9所述的高热导性氮化硅烧结体的制造方法，其特征是向氮化硅粉末中加入换算成氧化物后为0.1～3.0重量％的从由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W组成的群体中选出的至少一种。
12.一种压接结构体，其特征是，构成为把发热部件压接到由高热导性氮化硅烧结体构成的散热板上，上述高热导性氮化硅烧结体含有换算成氧化物后为2.0～17.5重量％的稀土族元素，含有合计0.3重量％的作为杂质阳离子元素的Li、Na、K、Fe、Ca、Mg、Sr、Ba、Mn、B，并具有大于90W/m·K的热导率。
13.一种压接结构体，其特征是该结构体的构成是把发热部件压接到由高热导性氮化硅烧结体构成的散热板上，上述高热导性氮化硅烧结体含有换算成氧化物为2.0～175重量％的稀土族元素，由氮化硅结晶和晶界相组成，同时晶界相中的结晶化合物相的对晶界相整体的比率大于20％并具有大于90W/m·K的热导率。
14.权利要求12或13所述的压接结构体，其特征是高热导性氮化硅烧结体的三点弯曲强度大于650Mpa。
15.权利要求12或13所述的压接结构体，其特征是压接到发热部件上的高热导性氮化硅烧结体的压接面的表面粗糙度以最大高度(Rmax)为基准低于10μm。
16.权利要求12或13所述的压接结构体，其特征是高热导性氮化硅烧结体由氮化硅结晶和晶界相组成，同时晶界相中的结晶化合物对晶界相整体的比率大于50％。
全文摘要
本发明的高热导性氮化硅烧结体的特征在于含有换算成氧化物为大于7.5重量％小于17.5重量％的稀土族元素，按需要含有低于1.0重量％的氮化铝或氧化铝中的至少一种；根据需要含有0.1～3.0重量％的从由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W的氧化物、碳化物、氮化物、硅化物、硼化物组成的群体中选出的至少一种、作为其他的杂质阳离子元素合计含有0.3重量％以下的Li、Na、K、Fe、Ca、Mg、Sr、Ba、Mn、B，它由α相型氮化硅结晶和晶界相构成。该烧结体的晶界相中的结晶化合物相对晶界相整体的比率大于20％，而气孔率按容量比算低于2.5％、热导率大于20W/m·K、三点弯曲强度在室温下大于650MPa。若按该构成，除去氮化硅烧结体原本就具有的高强度特性之外，可得到热导率高、散热性优良的氮化硅烧结体。本发明的压接结构体的构成是把发热部件压接到由上述氮化硅烧结体构成的散热板上。
文档编号C04B35/584GK1152299SQ96190066
公开日1997年6月18日 申请日期1996年6月7日 优先权日1995年6月23日
发明者小松通泰, 池田和男, 水野谷信幸, 佐藤孔俊, 今泉辰弥, 近藤和行 申请人:株式会社东芝