CN101754938A - 陶瓷基板及其制造方法以及电介质瓷器组合物 - Google Patents

陶瓷基板及其制造方法以及电介质瓷器组合物 Download PDF

Info

Publication number
CN101754938A
CN101754938A CN200880100035A CN200880100035A CN101754938A CN 101754938 A CN101754938 A CN 101754938A CN 200880100035 A CN200880100035 A CN 200880100035A CN 200880100035 A CN200880100035 A CN 200880100035A CN 101754938 A CN101754938 A CN 101754938A
Authority
CN
China
Prior art keywords
quality
dielectric
composition
ceramic substrate
sio
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
CN200880100035A
Other languages
English (en)
Inventor
铃木利幸
宫内泰治
金田功
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.)
TDK Corp
Original Assignee
TDK Corp
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
Priority claimed from JP2007191321A external-priority patent/JP5454833B2/ja
Priority claimed from JP2007191319A external-priority patent/JP5354320B2/ja
Priority claimed from JP2007311007A external-priority patent/JP5481781B2/ja
Application filed by TDK Corp filed Critical TDK Corp
Publication of CN101754938A publication Critical patent/CN101754938A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H05—ELECTRIC TECHNIQUES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H05K—PRINTED CIRCUITS; CASINGS OR CONSTRUCTIONAL DETAILS OF ELECTRIC APPARATUS; MANUFACTURE OF ASSEMBLAGES OF ELECTRICAL COMPONENTS
    • H05K1/00—Printed circuits
    • H05K1/02—Details
    • H05K1/03—Use of materials for the substrate
    • H05K1/0306—Inorganic insulating substrates, e.g. ceramic, glass
    • 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
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C04B35/16—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on silicates other than clay
    • C04B35/20—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on silicates other than clay rich in magnesium oxide, e.g. forsterite
    • 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
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/62605—Treating the starting powders individually or as mixtures
    • C04B35/6261—Milling
    • C04B35/6262—Milling of calcined, sintered clinker or ceramics
    • 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
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/62605—Treating the starting powders individually or as mixtures
    • C04B35/62645—Thermal treatment of powders or mixtures thereof other than sintering
    • C04B35/62655—Drying, e.g. freeze-drying, spray-drying, microwave or supercritical drying
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L23/00—Details of semiconductor or other solid state devices
    • H01L23/12—Mountings, e.g. non-detachable insulating substrates
    • H01L23/14—Mountings, e.g. non-detachable insulating substrates characterised by the material or its electrical properties
    • H01L23/15—Ceramic or glass substrates
    • 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
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3201—Alkali metal oxides or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3203—Lithium oxide or oxide-forming salts thereof
    • 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
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3205—Alkaline earth oxides or oxide forming salts thereof, e.g. beryllium oxide
    • C04B2235/3208—Calcium oxide or oxide-forming salts thereof, e.g. lime
    • 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
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3205—Alkaline earth oxides or oxide forming salts thereof, e.g. beryllium oxide
    • C04B2235/3213—Strontium oxides or oxide-forming salts thereof
    • 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
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3205—Alkaline earth oxides or oxide forming salts thereof, e.g. beryllium oxide
    • C04B2235/3215—Barium oxides or oxide-forming salts thereof
    • 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
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3217—Aluminum oxide or oxide forming salts thereof, e.g. bauxite, alpha-alumina
    • 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
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3217—Aluminum oxide or oxide forming salts thereof, e.g. bauxite, alpha-alumina
    • C04B2235/3222—Aluminates other than alumino-silicates, e.g. spinel (MgAl2O4)
    • 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
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3281—Copper oxides, cuprates or oxide-forming salts thereof, e.g. CuO or Cu2O
    • 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
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3284—Zinc oxides, zincates, cadmium oxides, cadmiates, mercury oxides, mercurates or oxide forming salts thereof
    • 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
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/34—Non-metal oxides, non-metal mixed oxides, or salts thereof that form the non-metal oxides upon heating, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3409—Boron oxide, borates, boric acids, or oxide forming salts thereof, e.g. borax
    • 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
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
    • C04B2235/54—Particle size related information
    • C04B2235/5418—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof
    • C04B2235/5445—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof submicron sized, i.e. from 0,1 to 1 micron
    • 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
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes characterised by specific heating conditions during heat treatment
    • 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
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/77—Density
    • 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
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L2924/00—Indexing scheme for arrangements or methods for connecting or disconnecting semiconductor or solid-state bodies as covered by H01L24/00
    • H01L2924/0001—Technical content checked by a classifier
    • H01L2924/0002—Not covered by any one of groups H01L24/00, H01L24/00 and H01L2224/00
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L2924/00—Indexing scheme for arrangements or methods for connecting or disconnecting semiconductor or solid-state bodies as covered by H01L24/00
    • H01L2924/095—Indexing scheme for arrangements or methods for connecting or disconnecting semiconductor or solid-state bodies as covered by H01L24/00 with a principal constituent of the material being a combination of two or more materials provided in the groups H01L2924/013 - H01L2924/0715
    • H01L2924/097—Glass-ceramics, e.g. devitrified glass
    • H01L2924/09701—Low temperature co-fired ceramic [LTCC]
    • H—ELECTRICITY
    • H05—ELECTRIC TECHNIQUES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H05K—PRINTED CIRCUITS; CASINGS OR CONSTRUCTIONAL DETAILS OF ELECTRIC APPARATUS; MANUFACTURE OF ASSEMBLAGES OF ELECTRICAL COMPONENTS
    • H05K2201/00—Indexing scheme relating to printed circuits covered by H05K1/00
    • H05K2201/06—Thermal details
    • H05K2201/068—Thermal details wherein the coefficient of thermal expansion is important

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
  • Inorganic Insulating Materials (AREA)

Abstract

本发明提供陶瓷基板及其制造方法以及电介质瓷器组合物，本发明的陶瓷基板的热膨胀系数α大、并具有适合于高频基板的特性、能够低温烧成，以及基板强度出色。陶瓷基板含有Mg2SiO4以及低温烧成成分作为主要组成，热膨胀系数α为9.0ppm/℃以上，并含有大于0且25体积％以下的ZnAl2O4、或者大于0且7体积％以下的Al2O3。本发明的电介质瓷器组合物能够在比Ag类金属的熔点更低的温度下进行烧成，而且即使是在低烧成温度下也能够获得充分的抗折强度。电介质瓷器组合物含有Mg2SiO4作为主成分，并且含有锌氧化物、硼氧化物、碱土类金属氧化物、铜化合物以及锂化合物作为副成分。

Description

陶瓷基板及其制造方法以及电介质瓷器组合物
技术领域
本发明涉及具有接近于印刷配线基板的热膨胀系数的陶瓷基板，特别涉及以Mg2SiO4作为主成分的陶瓷基板的抗折强度的改善，还涉及电介质瓷器组合物。
背景技术
例如，在信息通讯领域中出现使用频率波段向高频率转移的倾向，在卫星播送和卫星通讯、手机和汽车电话等移动通讯中正在使用千兆赫(GHz)波段的高频波。
在具有如上所述的在高频波段使用的配线层的线路基板中，需要低介电常数的基板来减少起因于配线之间容量的信号延迟。并且，需要具有高Q值的基板来抑制高频信号的衰减。对于制作这样的基板，需要低介电常数陶瓷材料(电介质瓷器组合物)，而且也期待开发相对介电常数εr为6～11程度、高Q值的陶瓷材料。
Mg2SiO4(镁橄榄石)的单体是一种Q·f＝200000GHz以上的Q值极高、且介电损耗非常小的材料，因为其相对介电常数εr也比较低，所以作为上述低介电常数陶瓷材料中的一种受到关注，已提案了含有镁橄榄石相的各种玻璃陶瓷(参照下述专利文献1)。
例如，在专利文献1中公开了一种具备绝缘基板以及形成于该绝缘基板表面的薄膜配线导体层而成的配线基板，记载了所述绝缘基板至少含有Si、Al、Mg、Ba、稀土元素RE以及O作为构成元素，并含有从镁橄榄石结晶相以及锌尖晶石结晶相中选出的至少一种以及钡长石(Celsian)结晶作为结晶相。
在专利文献2中公开了一种含有钡长石结晶相、以及从AlN、Si3N4、SiC、Al2O3、ZrO2、3Al2O3·2SiO2、Mg2SiO4中选出的至少一种的结晶相作为结晶相的低温烧成陶瓷烧结体，所述钡长石结晶相包含锌尖晶石结晶相、尖晶石结晶相、长宽比为3以上的针状晶。
专利文献1中所记载的绝缘基板和专利文献2中所记载的陶瓷烧结体都是通过烧成使各结晶相从玻璃中析出的材料，属于所谓的玻璃陶瓷范畴。
专利文献3中所记载的是由本申请人提案的材料，公开了一种电介质瓷器组合物，在按规定的比例含有BaO、Nd2O3、TiO2、MgO以及SiO2的同时，按规定的比例含有ZnO、B2O3、CuO以及碱土类金属氧化物RO作为副成分，并进一步含有Ag作为副成分。该电介质瓷器组合物含有镁橄榄石(2MgO·SiO2)结晶、并能够在低温条件下进行烧成。
另外，在专利文献4中公开了一种由玻璃粉末、氧化铝粉末以及镁橄榄石粉末构成的陶瓷基板用组合物，在专利文献5中公开了一种低温烧成磁性组合物，使按玻璃成分为55～99.5重量％、镁橄榄石成分为总量中的0.1～45重量％的比例形式混合的混合粉末成形之后，该玻璃成分由SiO2、Al2O3、MgO、ZnO以及B2O3构成，通过在非氧化性的氛围中800～1000℃的温度下进行烧成而形成；所述低温烧成磁性组合物中包含锌尖晶石结晶相、堇青石(Cordierite)结晶相、镁橄榄石结晶相、顽辉石结晶相以及玻璃相。这些专利文献中所公开的组合物也能够在1000℃度以下的低温条件下进行烧成。
另一方面，在专利文献6中公开了一种高频用电介质瓷器组合物，由组成式xMgO-ySiO2-zAl2O3(式中的x、y、z是表示各成分的重量百分比，60≤x≤90，10≤y≤40≤，0≤z≤10，x+y+z＝100)所示组分作为主成分，相对于所述主成分添加1重量％以下的ZnO作为副成分。专利文献6中所记载的发明的目的是提供一种既具有高Q值又具有低相对介电常数的电介质瓷器组合物，烧成温度为1550℃～1600℃。
另外，近年来，在需求不断增加的手机电话等移动通讯机器中使用数百MHz～数GHz程度的被称作“准微波”的高频波段。为此，即使在移动通讯机器中所使用的滤波器、共振器、电容器以及线路基板等电子部件，也被要求具有适合于在高频波段下使用的诸多特性。
作为在高频波段下使用的电子部件中的一种的线路基板中，必须降低基板的相对介电常数来减少起因于其配线层中的配线之间容量的信号延迟。另外，在线路基板中，必须增大基板的Q·f值(减小介电损耗)来抑制高频信号的衰减。因此，作为线路基板用的材料，要求相对介电常数低、且Q·f值大的电介质瓷器组合物。再者，Q是电介质中的实际电流和电压的相位差与、理想电流和电压的相位差90度之差的损耗角度δ的正切tanδ的倒数，f是共振频率。
例如，如下述专利文献7以及8所示，以Mg2SiO4(镁橄榄石)作为主成分的电介质瓷器组合物(以下称为“镁橄榄石类组合物”)因为相对介电常数εr比较低，该数值为大约9以下，而且Q·f值极大，该数值为大约1×105Hz，所以适合于线路基板用的材料。
专利文献1：日本特开2005-93546号公报
专利文献2：日本特开2003-40668号公报
专利文献3：日本特开2006-290728号公报
专利文献4：日本特开昭61-242950号公报
专利文献5：日本特开平9-175855号公报
专利文献6：日本特开平8-69715号公报
专利文献7：日本特开2004-210568号公报
专利文献8：日本特开2005-335986号公报
发明内容
然而，由于能够低温烧成的LTCC基板作为价廉的高频基板被广泛运用，并且，随着部件的小型化以及高集成化，要求例如在LTCC基板上安装裸芯片(Bare Chip)和安装部件表面安装部件(SMD)等的装置等，并且，也要求将所述LTCC基板直接安装于印刷配线基板(PCB)。
在这种情况下，伴随着装置的薄型化等，基板自身被要求具有更加高的强度，与此同时，为了缓和由环氧玻璃基板等构成的印刷配线基板的热收缩差而施加给基板的应力，需求具有与印刷配线基板相接近的热膨胀系数的基板材料。然而，当前的现状是，在上述各专利文献1～6所记载的发明中，完全没有考虑基板的热膨胀系数，而对于如何设计LTCC基板来实现与印刷配线基板相接近的热膨胀系数也基本上没有探讨。
本发明正是鉴于现有技术的现状，悉心研究探讨后提出的解决方案，本发明的第一目的是，提供一种具有与环氧玻璃基板等印刷配线基板相接近的热膨胀系数、并具有适合高频基板的特性、能够进行低温烧成、并且基板强度出色的陶瓷基板，并且提供该陶瓷基板的制造方法。
另外，在使用上述镁橄榄石类组合物来形成线路基板的时候，必须同时烧成镁橄榄石类组合物、由线路基板的电极和配线构成的导体材料。镁橄榄石类组合物的烧结温度为大约1000℃以下，因为比以往的电介质瓷器组合物的烧结温度低，所以与以往用作导体材料的Pd和Pt相比，其熔点低、电阻也低，而且能够将相对价廉的金属Ag或者Ag类合金(以下称为Ag类金属)用作导体材料。即，在能够抑制导体材料Ag类金属熔融的低温下，能够同时烧成镁橄榄石与Ag类金属。
然而，由于烧成后的镁橄榄石单体的抗折强度降低到40MPa以下，另外，烧成后的镁橄榄石类组合物的抗折强度与其它的电介质瓷器组合物相比较也存在偏低的倾向，这些在实际运用上是一个大问题。另外，一般来说因为烧成后的电介质瓷器组合物的抗折强度有伴随着烧成温度的下降而降低的倾向，所以在镁橄榄石类组合物的情况下，也存在着在低温(例如比Ag类金属的熔点低的温度)下烧成后的抗折强度容易变低的问题。
本发明正是鉴于上述问题悉心研究而成，本发明的第二目的是，提供一种能够在低温(比Ag类金属的熔点低的温度)下进行烧成的、并且即使在较低的烧成温度下也能够获得充分抗折强度的电介质瓷器组合物。
为了达到上述第一目的，本发明人进行了长期不懈的研究。研究结果是获得如下所述的见解。首先第一，了解到在使用Mg2SiO4作为电介质材料的同时，通过适当选定低温烧成成分(低温烧成化成分)并调整它们的组成，从而就能够实现得到热膨胀系数大、且能够低温烧成的陶瓷基板。但是，在此情况下强度不足则成为问题。因此，经过进一步的研究探讨发现，ZnAl2O4的添加或者Al2O3粉的少量添加对强度的改善有效。
本发明正是根据这些研究结论而完成的。即，本申请的第一发明的陶瓷基板，其特征在于：是含有Mg2SiO4以及低温烧成成分作为主要组成、热膨胀系数α为9.0ppm/℃以上的陶瓷基板，并按大于0且25体积％以下的比例含有ZnAl2O4。
本申请的第一发明的陶瓷基板含有Mg2SiO4以及低温烧成成分作为主要组成，例如能够在1000℃以下进行低温烧成。另外，热膨胀系数α如果是在9.0ppm/℃以上，则比通常的陶瓷基板的热膨胀系数大，并且因为具有与环氧玻璃基板等印刷配线基板相接近的值，所以即使在直接安装于印刷配线基板(PCB)的情况下，也能够大幅度地减小由热膨胀率差而产生的应力。
并且，在本申请的第一发明的陶瓷基板中，在增大上述热膨胀系数α的值的同时还能够实现基板强度的提高。在陶瓷基板中，增大热膨胀系数α的值，例如必须增加Mg2SiO4的比例。但是，如果增加Mg2SiO4的比例，基板的强度就会急剧下降。因此，在本发明的陶瓷基板中，按大于0且25体积％以下的比例添加ZnAl2O4。ZnAl2O4的添加对于基板强度的提高是有效的，从而能够实现基板强度出色的低温度烧成陶瓷基板。
另外，在含有上述Mg2SiO4以及低温烧成成分的陶瓷基板中，在基板表面形成Ag导体的情况下，可以发现导体周边部分伴随着Ag的熔融而变成茶色的现象。由于上述变色的发生而使得陶瓷基板的品质受到较大的损害，但是上述ZnAl2O4的添加对于防止该变色也是有效的。通过添加ZnAl2O4从而能够抑制导体周边部分的变色。
本申请的第二发明的陶瓷基板，其特征在于：是含有Mg2SiO4以及低温烧成成分作为主要组成、热膨胀系数α为9.0ppm/℃以上的陶瓷基板，并按大于0且7体积％以下的比例含有Al2O3。
另外，本申请的第二发明的陶瓷基板的制造方法，其特征在于：相对于包含Mg2SiO4以及低温烧成成分的主要组成，按大于0且7体积％以下的比例添加平均粒径为1.0μm以下的Al2O3，并且在电极熔点以下的温度下进行烧成。
本申请的第二发明的陶瓷基板含有Mg2SiO4以及低温烧成成分作为主要组成，例如能够在1000℃以下进行低温烧成。另外，热膨胀系数α如果是在9.0ppm/℃以上，则比通常的陶瓷基板的热膨胀系数大，并且因为具有与环氧玻璃基板等印刷配线基板相接近的值，所以即使在直接安装于印刷配线基板(PCB)的情况下，也能够大幅度地减小由热膨胀率差而产生的应力。
并且，在本申请的第二发明的陶瓷基板中，在增大上述热膨胀系数α的值的同时还能够实现基板强度的提高。在陶瓷基板中，增大热膨胀系数α的值，例如必须增加Mg2SiO4的比例。但是，如果增加Mg2SiO4的比例，基板的强度就会急剧下降。因此，在本发明的陶瓷基板中按大于0且7体积％以下的比例添加Al2O3。Al2O3的添加对于基板强度的提高是有效的，从而就能够实现基板强度出色的低温度烧成陶瓷基板。
为了达到上述第二目的，本发明的电介质瓷器组合物，其特征在于：含有Mg2SiO4作为主成分，并含有锌氧化物、硼氧化物、碱土类金属氧化物、铜化合物以及锂化合物作为副成分。
根据上述电介质瓷器组合物的组成，在低温(比Ag类金属的熔点更低的温度)条件下烧成电介质瓷器组合物成为可能，与此同时也能够抑制伴随着电介质瓷器组合物的烧成温度的降低而引起的抗折强度的下降。即，根据上述组成，与以往的镁橄榄石类组合物的情况相比较，在低温下进行烧成后的电介质瓷器组合物(电介质瓷器)的抗折强度能够得到提高。
还有，所谓电介质瓷器组合物，是电介质瓷器的原料组合物，通过烧结电介质瓷器组合物从而获得作为烧结体的电介质瓷器。另外，所谓烧结，是指加热电介质瓷器组合物，电介质瓷器组合物变成被称作烧结体的致密的物体的现象。一般，与加热前的电介质瓷器组合物相比较，烧结体的密度以及机械性强度等变大。另外，所谓烧结温度，是电介质瓷器组合物在进行烧结的时候的电介质瓷器组合物的温度。另外，所谓烧成，是指将烧结作为目的的加热处理，所谓烧成温度，是在加热处理的时候，电介质瓷器组合物所暴露的氛围中的温度。
在上述本发明的电介质瓷器组合物中，在将锂化合物的质量换算成LiO2的情况下，锂化合物的含有率c相对于电介质瓷器组合物的全体优选为0.38质量％≤c≤1.2质量％。
由此，在更加低的温度下烧成电介质瓷器组合物成为可能的同时，还能够更加可靠地抑制伴随着电介质瓷器组合物的烧成温度的降低而引起的抗折强度的下降。
发明效果
根据本申请的上述第一以及第二发明，能够提供具有与环氧玻璃基板等印刷配线基板相接近的热膨胀系数、具有适合于高频基板的特性、能够低温烧成，并且基板强度出色的陶瓷基板。另外，根据本申请的上述第一发明，即使在由Ag等在基板表面形成导体的情况下，导体周边部分也不会发生变色，从而也就能够提供高品质的陶瓷基板。另外，根据本发明，能够提供能够在低温(较Ag类金属的熔点更低的温度)条件下进行烧成，而且即使是在低烧成温度下也能够获得充分抗折强度的电介质瓷器组合物。
附图说明
图1是表示将ZnAl2O4的添加量调整为5体积％～30体积％的时候，在各添加量下烧成温度与抗折强度关系的特性图。
图2是表示Al2O3粉末的添加量与所制作的陶瓷基板的热膨胀系数α关系的特性图。
图3是表示将Al2O3粉末的添加量调整为0体积％～15体积％的时候，在各添加量下烧成温度与抗折强度关系的特性图。
图4是表示Al2O3粉末的平均粒径与陶瓷基板的抗折强度关系的特性图。
图5是相对于试样No.21～36的烧成温度所描述的抗折强度的图。
具体实施方式
第1实施方式
(陶瓷基板)
以下就有关适用于本申请的第一或者第二发明的陶瓷基板的第1实施方式作详细的说明。但是，本发明并不限定于以下的实施方式。
本申请的第一或者第二发明的陶瓷基板是由含有Mg2SiO4(镁橄榄石)和低温烧成成分作为主要组成的电介质材料而形成的低温烧成陶瓷基板。Mg2SiO4单体的Q·f为200000GHz以上，通过将Mg2SiO4作为主成分从而就能实现得到低介电损耗的材料。因此，虽然也考虑了将主成分配制成为100％Mg2SiO4，但是为了调整介电常数例如能够根据必要而添加公知的添加物。作为添加物可以列举具有相对介电常数εr＝17左右的钛酸镁(MgTiO3)、以及具有εr＝200左右的钛酸钙(CaTiO3)等。在此情况下，因为两者的Q值都比镁橄榄石的Q值低，所以通过添加添加物而得到的基板的Q值具有降低的倾向，因而有必要充分考虑添加物的添加量。
在Mg2SiO4(镁橄榄石)中，化学计量学的组成虽然为MgO∶SiO2＝2∶1，但是并不一定要限定于此，也可以偏离上述组成。可是，如果所述组成偏离化学计量学的组成较大，那么可能无法得到所规定的特性，所以优选MgO∶SiO2＝1.9∶1.1～2.1∶0.9。
从热膨胀系数α的观点出发，所述Mg2SiO4(镁橄榄石)也优选作为主要组成的构成成分。由于Mg2SiO4(镁橄榄石)的热膨胀系数α较大，如果增大Mg2SiO4(镁橄榄石)的比例，那么实现获得膨胀系数α大的陶瓷基板成为可能。但是，例如如果将主要组成配制成100％Mg2SiO4，就会变得难以进行低温烧成，甚至就连基板的强度也不能够确保。
因此，在本申请的第一或者第二发明的陶瓷基板中，在使Mg2SiO4(镁橄榄石)的比例最适合化的同时，通过合并使用低温烧成成分，从而能够实现获得相对介电常数εr≤8、Q≥2000、热膨胀系数α≥9.0ppm/℃、并且在1000℃以下的温度下能够低温烧成的陶瓷基板。Mg2SiO4(镁橄榄石)的组成、低温烧成成分的种类以及组成只要是设定在满足上述特性的范围内即可。特别关于陶瓷基板的热膨胀系数α，通过设定α≥9.0ppm/℃以上就能够使陶瓷基板的热膨胀系数α成为接近环氧玻璃基板的热膨胀系数(例如9～14ppm/℃的程度)的值，例如在将本申请的第一或者第二发明的陶瓷基板直接安装于印刷配线基板的情况下，抑制由热膨胀率差而产生的应力成为可能。
所述低温烧成成分只要是在比Mg2SiO4(镁橄榄石)更低的温度下进行烧结的物质，就能够使用任意的物质，从各种氧化物中进行挑选来使用即可。低温烧成成分的比例虽然也是任意的，但是考虑到本申请的第一或者第二发明的陶瓷基板并不是陶瓷成分分散于玻璃成分中的玻璃陶瓷，而是Mg2SiO4(镁橄榄石)被烧结的低温烧成陶瓷，因而必须设定低温烧成成分的比率。
另外，作为主成分的Mg2SiO4是如上所述的低介电损耗的材料，而且是一种相对介电常数εr较低为6～7程度的、适合于低介电常数要求的材料。但是，如果是Mg2SiO4单体的话那么抗折强度较低，在实际使用上存在大问题。因此，作为上述低温烧成成分，优选通过选定添加恰当的氧化物来谋求抗折强度的改善。
本发明人经过反复研究探讨发现，添加ZnO、B2O3、CuO以及RO(R表示碱土类金属)作为上述低温烧成成分是有效的。因此，在本申请的第一或者第二发明的陶瓷基板中，优选将该4种成分添加到上述的主成分(Mg2SiO4)中作为主要组成。还有，主要组成中的各成分的添加量分别具有最适当的范围，优选在规定的范围内进行添加。
首先，关于ZnO，优选其添加量为8质量％～20质量％。即，在将上述Mg2SiO4的质量作为a、ZnO的质量作为b、B2O3的质量作为c、CuO的质量作为d以及RO的质量作为e的时候，优选使ZnO的质量b相对于全体质量(a+b+c+d+e)的比例b/(a+b+c+d+e)为8％～20％。如果ZnO的添加量[ZnO的质量b相对于全体质量的比例b/(a+b+c+d+e)]未满8质量％的话，那么就不能够得到规定的效果，并且可能无法获得充分的抗折强度。相反，如果ZnO的添加量[ZnO的质量b相对于全体质量的比例b/(a+b+c+d+e)]超过20质量％的话，那么Q值降低，并且可能难以达到Q·f＝2000GHz以上。
关于B2O3，优选其添加量为3质量％～10质量％。即，在将B2O3的质量作为c的时候，优选使B2O3的质量c相对于全体质量(a+b+c+d+e)的比例c/(a+b+c+d+e)为3％～10％。如果B2O3的添加量[B2O3的质量c相对于全体质量的比例c/(a+b+c+d+e)]未满3质量％的话，那么Q值降低，并且可能难以达到Q·f＝2000GHz以上。相反，如果B2O3的添加量[B2O3的质量c相对于全体质量的比例c/(a+b+c+d+e)]超过10质量％的话，那么不能够充分得到基板密度，也不能够获得充分的强度。
关于CuO，优选使添加量为2质量％～8质量％。即，在将CuO的质量作为d的时候，优选使CuO的质量d相对于全体质量(a+b+c+d+e)的比例d/(a+b+c+d+e)为2％～8％。如果CuO的添加量[CuO的质量d相对于全体质量的比例c/(a+b+c+d+e)]未满2质量％的话，那么由于不能够充分获得基板密度，所以有必要进一步提高基板烧成温度。在此情况下，因为与电极的同时烧成变得困难，所以基板的用途受到限制。相反，如果CuO的添加量[CuO的质量d相对于全体质量的比例d/(a+b+c+d+e)]超过8质量％的话，那么Q值降低，并且可能难以达到Q·f＝2000GHz以上。
关于RO(R表示碱土类金属)，优选使添加量为1质量％～4质量％。即，在将RO的质量作为e的时候，优选使RO的质量e相对于全体质量(a+b+c+d+e)的比例e/(a+b+c+d+e)为1％～4％。如果RO的添加量[RO的质量e相对于全体质量的比例e/(a+b+c+d+e)]未满1质量％的话，那么由于不能够充分获得基板密度所以有必要进一步提高基板烧成温度。在此情况下，因为与电极的同时烧成变得困难所以基板的用途受到限制。相反，如果RO的添加量[RO的质量e相对于全体质量的比例e/(a+b+c+d+e)]超过4质量％的话，那么Q值降低，并且可能难以达到Q·f＝2000GHz以上。
还有，在上述RO中，R(碱土类金属)可以列举Ca、Sr以及Ba。作为上述RO，添加这些碱土类金属的氧化物中的1种或者2种以上即可。
如上所述，通过在以Mg2SiO4(镁橄榄石)作为主成分的电介质瓷器组合物中添加作为低温烧成成分的所述4个成分(ZnO、B2O3、CuO以及RO)，从而能够大幅度地提高抗折强度，并且能够发挥Mg2SiO4(镁橄榄石)所具有的介电特性。例如在将Mg2SiO4的质量作为a、ZnO的质量作为b、B2O3的质量作为c、CuO的质量作为d以及RO的质量作为e的时候，通过使ZnO的质量b相对于全体质量(a+b+c+d+e)的比例b/(a+b+c+d+e)为8％～20％、B2O3的质量c相对于全体质量(a+b+c+d+e)的比例c/(a+b+c+d+e)为3％～10％、CuO的质量d相对于全体质量(a+b+c+d+e)的比例d/(a+b+c+d+e)为2％～8％、RO的质量e相对于全体质量(a+b+c+d+e)的比例e/(a+b+c+d+e)为1％～4％，从而能够提供一种抗折强度为100MPa以上、相对介电常数εr为7±1、并且Q·f为2000GHz以上的电介质瓷器组合物。
另外，通过使ZnO的质量b相对于全体质量(a+b+c+d+e)的比例b/(a+b+c+d+e)为12％～20％、B2O3的质量c相对于全体质量(a+b+c+d+e)的比例c/(a+b+c+d+e)为3％～9％、CuO的质量d相对于全体质量(a+b+c+d+e)的比例d/(a+b+c+d+e)为4％～8％、RO的质量e相对于全体质量(a+b+c+d+e)的比例e/(a+b+c+d+e)为2％～4％，从而就能够实现抗折强度达到200MPa以上。
以上是本申请的第一或者第二发明的陶瓷基板中的主要组成的构成，在第一本发明的陶瓷基板中，最大的特征事项在于，进一步按大于0且25体积％以下的比例含有ZnAl2O4。
如上所述，在使用Mg2SiO4(镁橄榄石)的情况下，基板强度不足。该基板强度的不足能够通过选定低温烧成成分在一定程度上加以改善，即能够通过添加ZnAl2O4来谋求更进一步改善。另外，ZnAl2O4的添加对防止Ag导体周边部分的变色也具有效果。通过添加ZnAl2O4从而即使是在同时烧成Ag导体的情况下，导体周边部分也不会变色为茶色。
ZnAl2O4的添加量优选相对于主要组成为大于0且25体积％以下。ZnAl2O4的添加量如果超过25体积％，那么抗折强度反而可能下降。相反，如果ZnAl2O4的添加量为零，那么就无法得到强度改善的效果，并且基板的抗折强度可能变得不够充分。作为ZnAl2O4的含量(添加量)更加优选的范围是5体积％～20体积％。
在本申请的第二发明的陶瓷基板中，最大的特征事项是在上述主要组成的基础上再进一步按大于0且7体积％以下的比例含有Al2O3。
如上所述，在使用Mg2SiO4(镁橄榄石)的情况下，基板强度不足。该基板强度的不足能够通过选定低温烧成成分在一定程度上加以改善，即能够通过添加Al2O3来谋求更进一步改善。
Al2O3的添加量优选相对于主成分为大于0且7体积％以下。Al2O3的添加量如果超过7体积％，那么陶瓷基板的热膨胀系数α可能降低、且低于所要求的值。另外，关于抗折强度也是如果Al2O3的添加量超过7体积％反而会下降。相反，如果Al2O3的添加量为零，那么就无法得到强度改善的效果，并且基板的抗折强度可能变得不够充分。作为Al2O3的含量(添加量)更加优选的范围是1体积％～7体积％。
在制造本申请的第二发明的陶瓷基板的过程中，将上述Al2O3粉末添加到主要组成中并进行烧成，所添加的Al2O3粉末优选平均粒径尽可能小的粉粒。通过使用平均粒径小的Al2O3粉末从而能够制成抗折强度改善效果较大的陶瓷基板。具体是优选所使用的Al2O3粉末的平均粒径为1.0μm以下。
(陶瓷基板的制造方法)
在制造本申请的第一发明的陶瓷基板的过程中，将上述ZnAl2O4添加到主要组成中并进行烧成。另外，在制造本申请的第二发明的陶瓷基板的过程中，将所述Al2O3的粉末添加到主要组成中并进行烧成。以下就有关本申请的第一或者第二发明的陶瓷基板的制造方法加以说明。在制造本申请的第一或者第二发明的陶瓷基板的过程中，首先，制造作为主要组成的主成分的Mg2SiO4(镁橄榄石)。具体是在混合工序中，混合作为形成Mg2SiO4(镁橄榄石)的原料的MgO和SiO2。这些原料的混合既可以采用干式混合，又可以采用湿式混合。在湿式混合的情况下，例如可以将纯水和乙醇作为混合溶剂，采用球磨机等来实施混合。混合时间例如为4小时～24小时的程度即可。
在所述混合采用湿式混合的情况下，在干燥工序中充分干燥混合物。在干燥工序中，例如在温度为100℃～200℃，优选为120℃～140℃下，进行干燥时间为12小时～36小时的程度的干燥。
混合·干燥的原料混合物在下一步的预烧制工序中进行预烧制。预烧制是使作为原料的MgO与SiO2发生反应，合成Mg2SiO4(镁橄榄石)结晶的工序，通过实施该预烧制从而能够获得大部分成为Mg2SiO4(镁橄榄石)的预烧物。还有，实施预烧制的温度为1000℃～1500℃，优选为1100℃～1350℃。处理时间优选为1小时～24小时的程度。
在上述预烧制之后，在粉碎工序中对预烧物实施粉碎，并进一步在干燥工序中加以干燥。在粉碎工序中，采用干式粉碎或者湿式粉碎对预烧物实施粉碎，直至预烧物成为粉末。在采用湿式粉碎进行粉碎工序的情况下，例如可以将纯水和乙醇作为混合溶剂，采用球磨机等来实施粉碎。混合时间例如为4小时～24小时的程度即可。在干燥工序中，例如在干燥的温度为100℃～200℃，优选为120℃～140℃下，进行干燥时间为12小时～36小时的程度的干燥。由此，就能够获得成为主成分的Mg2SiO4(镁橄榄石)的原料粉。
还有，作为Mg2SiO4(镁橄榄石)的原料粉，可以使用市售的镁橄榄石。但是，在这种情况下并不是直接使用市售的镁橄榄石，而是优选使用经过下列加工工序后的市售镁橄榄石，例如采用球磨机等对市售的镁橄榄石施以湿式粉碎，例如在温度为100℃～200℃、优选为120℃～140℃下，进行干燥时间为12小时～36小时的程度的干燥。
接着，相对于上述Mg2SiO4(镁橄榄石)的原料粉按规定的量添加低温烧成成分的原料(ZnO、B2O3、CuO以及RO)，在混合工序中进行混合，并在干燥工序中加以干燥。此时的混合工序与先前的混合工序相同，可以采用湿式混合或者干式混合。在湿式混合的情况下，例如可以将纯水和乙醇作为混合溶剂，采用球磨机等来实施混合。混合时间例如为4小时～24小时的程度即可。干燥工序也可以是在与先前的干燥工序相同的条件下进行，例如在温度为100℃～200℃、优选为120℃～140℃下，进行干燥时间为12小时～36小时的程度的干燥。
并且，在预烧制工序中预烧制所得到的原料混合粉末。该预烧制工序是在烧成温度以下的温度下，例如是在700℃～800℃下进行，预烧制时间为1小时～10小时的程度。通过在700℃～800℃程度的温度下实施该预烧制工序8，从而能够使预烧物中以结晶的形式含有镁橄榄石。
之后，在粉碎工序中粉碎预烧物，在干燥工序中干燥已粉碎的粉末。粉碎工序是采用干式粉碎或者湿式粉碎来进行，但是在采用湿式粉碎来实施粉碎工序的情况下，例如将纯水和乙醇作为混合溶剂，并用球磨机等来实施粉碎。混合时间例如为4小时～24小时的程度即可。在干燥工序中，例如在温度为100℃～200℃，优选为120℃～140℃下，进行干燥时间为12小时～36小时的程度的干燥。通过如上所述实施预烧制和粉碎，从而能够使主成分和低温烧成成分均匀混合。
如上所述得到成为主要组成的电介质瓷器组合物。接着，在制造本申请的第一发明的陶瓷基板的时候，将ZnAl2O4添加到成为主要组成的电介质瓷器组合物中，并进一步添加聚乙烯醇类、丙烯酸类以及乙基纤维素类等有机粘结剂，在用球磨机等实施混合之后，成形为所期望的形状。成形除了采用薄膜法和印刷法等湿式成形之外，也可以采用压制成形等干式成形等，可以对应于所成形的形状等适当选择成形方法。ZnAl2O4的添加量为相对于主要组成的大于0且25体积％以下。相对于主要组成按上述比例添加ZnAl2O4，混合之后成形并烧成为规定的基板形状。还有，ZnAl2O4的添加也可以在混合上述原料粉的时候同时进行，由此就可获得同样的效果。
另外，在制造本申请的第二发明的陶瓷基板的时候，将Al2O3粉末添加到成为主要组成的电介质瓷器组合物中，并进一步添加聚乙烯醇类、丙烯酸类以及乙基纤维素类等有机粘结局，在用球磨机等实施混合之后，成形为所期望的形状。成形除了采用薄膜法和印刷法等湿式成形之外，也可以采用压制成形等干式成形等，可以对应于所成形的形状等适当选择成形方法。所添加的Al2O3粉末的平均粒径优选为如上所述的1.0μm以下。Al2O3粉末的添加量为相对于主要组成的大于0且7体积％以下。相对于主要组成按所述比例添加Al2O3粉末，混合之后成形并烧成为规定的基板形状。还有，Al2O3粉末的添加也可以在混合所述原料粉的时候同时进行，由此就可获得同样的效果。
如上所述成形的成形体在烧成工序中被加以烧成而成为烧结体。烧成优选在含有如空气中的氧的氛围中进行。烧成温度可以任意地设定，由于通过添加上述低温烧成成分可以实现低温烧成化，从而就能够在电极熔点以下的温度(例如1000℃以下)下进行烧成。
经过以上的工序，能够获得具有充分的抗折强度、且相对介电常数εr为7±1、以及Q·f为2000GHz以上的、在介电特性方面也有卓越表现的陶瓷基板。所得到的本申请的第一或者第二发明的陶瓷基板其热膨胀系数α为9.0ppm/℃以上，因而与环氧玻璃基板等印刷配线基板的热膨胀系数的差异就比较小。另外，即使在本申请的第一发明的陶瓷基板的表面上形成Ag导体等，进行同时烧成的情况下，导体周边部分也不会发生变色。
第2实施方式
(电介质瓷器组合物)
以下是就作为第2实施方式的有关本发明的电介质瓷器组合物的优选的一个实施方式加以详细的说明。
本实施方式的电介质瓷器组合物含有Mg2SiO4作为主成分，并含有锌氧化物、硼氧化物、碱土类金属氧化物、铜化合物以及锂化合物作为副成分。
<主成分>
在电介质瓷器组合物中作为主成分含有的Mg2SiO4(镁橄榄石)其单体的Q·f为200000GHz以上，并且因为介电损耗较小所以具有使电介质瓷器组合物的介电损耗降低的功能。另外，Mg2SiO4其相对介电常数εr因为较低为6～7的程度所以具有使电介质瓷器组合物的εr降低的功能。
在降低电介质瓷器组合物的介电损耗的这一方面，占主成分的Mg2SiO4的比例虽然优选为100体积％，但是为了调整相对介电常数εr而可以与Mg2SiO4一起合并使用Mg2SiO4以外的主成分。作为Mg2SiO4以外的主成分，可以列举εr为17左右的钛酸镁(MgTiO3)以及εr为200左右的钛酸钙(CaTiO3)等。
构成Mg2SiO4的MgO和SiO2的摩尔比在化学计量学上虽然是MgO∶SiO2＝2∶1，但是并不一定限定于此，只要是在不损害本发明的效果的范围内即使偏离化学计量比也是可以的。例如，能够调整成为MgO∶SiO2＝1.9∶1.1～2.1∶0.9。
本实施方式的电介质瓷器组合物中的Mg2SiO4的含量，优选为从电介质瓷器组合物全体除去后述的各副成分的剩余部分。电介质瓷器组合物通过在如此的条件下含有作为主成分的Mg2SiO4，从而就能够确实获得降低介电损耗以及相对介电常数的效果。还有，在含有如上所述的Mg2SiO4以外的成分作为主成分的情况下，主成分的合计量可以是从电介质瓷器组合物全体除去后述的各副成分的剩余部分。
<副成分>
本实施方式的电介质瓷器组合物含有作为相对于主成分的Mg2SiO4的副成分的锌氧化物、硼氧化物、碱土类金属氧化物、铜化合物以及锂化合物。
通过使电介质瓷器组合物中含有上述的各副成分，从而降低了电介质瓷器组合物的烧结温度，所以在比由Ag类金属构成的导体材料的熔点更低的温度下，同时烧成电介质瓷器组合物与Ag类金属成为了可能，与此同时就能够抑制伴随电介质瓷器组合物烧成温度降低而引起的抗折强度的降低。
作为副成分中的一种的锌氧化物的含有率a(单位：质量％)，在将锌氧化物的质量换算成ZnO的情况下，相对于电介质瓷器组合物全体优选为8.0≤a≤20，更加优选为12.0≤a≤16.0。
如果a未满8，那么低温烧结效果(能够在更低的温度下烧结电介质瓷器组合物的效果)就会有变得不够充分的倾向，另外，烧成后的电介质瓷器组合物(电介质瓷器)的抗折强度的提高效果会有变小的倾向。而如果a超过20，介电损耗就会变大，Q值就会降低，还会有介电损耗继续变大的倾向。因此，通过将锌氧化物的含有率a调整在上述优选的范围内，从而就能够抑制这些不良倾向的产生。还有，作为具体的锌氧化物可以列举ZnO等。
作为副成分的一种的硼氧化物的含有率b(单位：质量％)，在将硼氧化物的质量换算成B2O3的情况下，相对于电介质瓷器组合物全体优选为3.0≤b≤10，更加优选为4.0≤b≤8.0。
如果b未满3，低温烧结效果就会有变得不够充分的倾向，另外，Q值就会降低且有介电损耗变大的倾向。另外，如果b超过10，那么烧成后的电介质瓷器组合物(电介质瓷器)的密度就容易变低、并有抗折强度的提高效果变小的倾向。因此，通过将硼氧化物的含有率b调整到上述优选的范围内，从而就能够抑制这些不良倾向的产生。还有，作为具体的硼氧化物可以列举B2O3等。
作为副成分的一种锂化合物的含有率c(单位：质量％)，在将锂化合物的质量换算成Li2O的情况下，相对于电介质瓷器组合物全体优选为0.38≤c≤1.2，更加优选为0.38≤c≤0.6。
如果c为0.38以下，低温烧结效果就会有变得不够充分的倾向，另外，还会有烧成后的电介质瓷器组合物(电介质瓷器)的抗折强度的提高效果变小的倾向。另外，如果c超过1.2，那么在烧成后所获得的基板(电介质瓷器)上会产生龟裂、并有难以得到所期望的基板的倾向。因此，通过将锂化合物的含有率c调整到上述优选的范围内，从而就能够抑制这些不良倾向的产生，并使在更加低的温度下烧成电介质瓷器组合物成为可能的同时，进一步可靠地抑制伴随电介质瓷器组合物烧成温度的降低而引起的抗折强度的下降。作为具体的锂化合物可以列举Li2O以及Li2CO3等。
作为副成分的一种的碱土类金属氧化物的含有率d(单位：质量％)，在将碱土类金属氧化物的质量换算成RO(R为碱土类金属元素)的情况下，相对于电介质瓷器组合物全体优选为1.0≤d≤4.0，更加优选为2.0≤d≤3.0。通过使电介质瓷器组合物中含有碱土类金属氧化物，从而使电介质瓷器组合物的低温烧结效果变得更为显著。
如果d未满1.0，就会有无法充分地获得低温烧结效果的倾向，烧成后的电介质瓷器组合物(电介质瓷器)的密度就容易变低并有抗折强度的提高效果变小的倾向。另外，如果d超过4.0，那么低温烧结效果虽然变得显著，但是Q值就会降低、且还会有介电损耗变大的倾向。因此，通过将碱土类金属氧化物的含有率d调整到上述优选的范围内，从而就能够抑制这些不良倾向的产生。还有，作为碱土类金属的R优选为Ba、Sr以及Ca中的任意1种，也可以混合使用这些金属元素中的2种以上。作为具体的碱土类金属氧化物RO可以列举BaO、SrO、CaO以及MgO等。
作为副成分的一种的铜氧化物的含有率e(单位：质量％)，在将铜氧化物的质量换算成CuO的情况下，相对于电介质瓷器组合物全体优选为2.0≤e≤8.0，更加优选为4.0≤e≤6.0。
如果e未满2.0，就会有无法充分地获得低温烧结效果的倾向，烧成后的电介质瓷器组合物(电介质瓷器)的密度就容易变低、并有抗折强度的提高效果变小的倾向。另外，如果e超过8.0，Q值就会降低、且有介电损耗变大的倾向。因此，通过将铜氧化物的含有率e调整到上述优选的范围内，从而就能够抑制这些不良倾向的产生。还有，作为具体的铜氧化物可以列举CuO等。
<电介质瓷器组合物的制造方法>
接着，就有关本实施方式的电介质瓷器组合物的制造方法的一个例子作如下说明。
作为电介质瓷器组合物的主成分以及副成分的各原料，例如可以使用Mg2SiO4、锌氧化物、硼氧化物、碱土类金属氧化物、铜化合物以及锂氧化物，或者通过烧成(后述的预烧等的热处理)成为上述氧化物的化合物。作为通过烧成而成为上述氧化物的化合物，例如可以例示碳酸盐、硝酸盐、草酸盐、氢氧化物、硫化物以及有机金属化物等。
在电介质瓷器组合物的制造中，例如，分别按规定的量称称取并混合作为主成分的Mg2SiO4(镁橄榄石)的原料的氧化镁和氧化硅。氧化镁和氧化硅的混合可以采用干式混合或者湿式混合等混合方式来进行，例如，能够由使用纯水以及乙醇等溶剂的球磨机来进行。混合时间为4～24小时的程度即可。
优选在100～200℃度、更加优选在120～140℃的温度下，干燥氧化镁和氧化硅的混合物12～36小时程度之后，实施预烧制。通过该预烧制从而合成Mg2SiO4(镁橄榄石结晶)。预烧制温度优选为1100～1500℃，更加优选为1100～1350℃。另外，预烧制优选实施1～24小时的程度。
将已合成的镁橄榄石结晶粉碎成为粉末后进行干燥。由此而得到Mg2SiO4(镁橄榄石结晶)的粉末。粉碎能够采用干式粉碎或者湿式粉碎等粉碎方式来进行，例如，能够由使用纯水以及乙醇等的溶剂的球磨机来进行。粉碎时间为4～24小时的程度即可。粉末的干燥优选在100～200℃、更加优选在120～140℃的干燥温度下实施12～36小时的程度。
还有，由于为了增大上述Mg2SiO4(镁橄榄石结晶)所带来的效果，必须减少包含于镁橄榄石中的未发生反应的原料成分，所以在调制氧化镁和氧化硅的混合物的时候，优选以镁的摩尔数为硅摩尔数的2倍的形式混合氧化镁和氧化硅。
另外，本发明并不一定是从含有镁的原料以及含有硅的原料来合成镁橄榄石结晶，也可以使用市售的镁橄榄石。即，可以以上述的方法粉碎、干燥市售的镁橄榄石，从而获得镁橄榄石的粉末。
接着，分别按规定的量称取所得到的Mg2SiO4粉末、作为电介质瓷器组合物的副成分原料的锌氧化物、硼氧化物、碱土类金属碳酸盐、铜化合物以及锂氧化物之后，混合这些物质从而使之成为原料混合粉末。还有，副成分的各原料的称取使得在完成后的电介质瓷器组合物中，各副成分的含有率相对于电介质瓷器组合物全体为所期望的上述比例(质量％)。另外，混合能够采用干式混合或者湿式混合等混合方式来进行，例如，能够由使用纯水以及乙醇等的溶剂的球磨机来进行。混合时间为4～24小时的程度即可。
优选在100～200℃、更加优选在120～140℃的干燥温度下对原料混合粉末实施12～36小时程度的干燥处理。
接着，在如后所述的烧成工序中的烧成温度(860～1000℃)以下的温度下，例如在700～800℃下，对原料混合粉末实施1～10小时程度的预烧制。通过如上所述在烧成温度以下的温度下实施预烧制，从而就能够抑制原料混合粉末中的镁橄榄石发生融解，并且能够使完成后的电介质瓷器组合物中以结晶的形式含有镁橄榄石。
对于预烧制后的原料混合粉末实施粉碎之后，干燥原料混合粉末从而获得本实施方式的电介质瓷器组合物。粉碎能够采用干式粉碎或者湿式粉碎等粉碎方式来进行，例如能够由使用纯水以及乙醇等溶剂的球磨机来进行。粉碎时间为4～24小时即可。粉碎后的原料混合粉末的干燥优选在100～200℃、更加优选在120～140℃的处理温度下实施12～36小时的程度。
在如上所述混合各原料之前的时间点，以及在混合各原料使之成为原料混合粉末之后的时间点上，通过实施共计2次的预烧制以及粉碎，从而就能够均匀地混合电介质瓷器组合物的主成分和副成分，并获得材质均匀的电介质瓷器组合物。
如上所述获得的电介质瓷器组合物，例如通过进行在860～1000℃温度下烧成的烧成工序来加以烧结，从而就成为了一种低介电损耗以及低相对介电常数、而且具有充分抗折强度的电介质瓷器。因此，这样的电介质瓷器组合物就能够适合作为构成滤波器、共振器、电容器以及线路基板等电子部件中的一部分的电介质瓷器原料来使用。
以上虽然就有关本发明所涉及的电介质瓷器组合物的优选的实施方式作了说明，但是本发明并不一定就限定于上述的实施方式。
例如，本发明所涉及的电介质瓷器组合物，只要是能够在低温条件下烧制并且在不破坏抑制伴随烧成温度的降低而引起抗折强度下降的效果的范围内，含有其它化合物也是可以的。例如，相对于电介质瓷器组合物的主成分，通过进一步含有锰氧化物作为副成分从而就能够抑制介电损耗至更小。
实施例
以下是就有关适用本发明的具体实施例，根据实验结果加以说明，但是本发明并不限定于这些实施例。
[试样No.1～17]
<关于主成分的探讨>
准备作为原料粉末的高纯度Mg2SiO4、ZnO、B2O3、CuO、CaCO3、SrCO3、BaCO3。各原料粉末的平均粒径为0.1μm～1.0μm。按表1中所示的相对于Mg2SiO4的添加量来配合副成分(ZnO、B2O3、CuO、CaO、SrO、BaO)的形式来进行称量，用球磨机进行湿式混合16小时。在充分干燥所得到的浆料之后，在大气中以700℃的温度条件保持2小时进行预烧制，从而获得预烧体。用球磨机微粉碎预烧体，直至其粒径为1.0μm为止，之后，干燥微粉碎粉末。接着，适量添加作为粘结剂的PVA(聚乙烯醇)而使之成粒，在成形之后，在950℃或者975℃(对于试样No.1，2是在1300℃或者1350℃)的温度下实施烧成4小时，从而获得烧结体。
针对所得到的各烧结体(试样No.1～17)，测定其抗折强度、相对介电常数εr、Q以及热膨胀系数α。还有，抗折强度是以日本工业规格JISR1601作为标准来实施测定的。其结果如表1所示。
[表1]
  试样No. ZnO B2O3 CuO CaO SrO BaO σ[MPa]   烧成温度[℃] ε Q α
1 0 0 0 0 139 1300 6.592 7975   9.5～10.0
2 0 0 0 0 136 1350 6.522 9845   9.5～10.0
  3   20   6   4   2   320   950   6.8   1200   10.0
  4   16   10   4   2   290.6   950   6.992   2216   10.1
  5   16   8   4   2   300.2   950   7.205   1528   10.3
  试样No. ZnO B2O3 CuO CaO SrO BaO σ[MPa]   烧成温度[℃] ε Q α
  6   16   6   4   2   310   975   7.09   1410   10.0
  7   12   9   6   2   271.4   950   7.073   2269   10.2
  8   12   9   8   2   311.1   950   7.135   1337   10.1
  9   12   9   4   2   288.6   950   6.817   2977   10.3
  10   12   9   4   2   311.1   950   7.108   1743   10.3
  11   12   9   2   2   290   950   6.8   4000   10.3
  12   12   6   4   2   311   975   6.86   1508   10.3
  13   12   3   4   2   319.7   950   6.894   1112   10.3
  14   8   6   4   2   266.6   950   6   1125   10.4
  *15   4   6   4   2   171.4   950   3.643   1097   11.2
  16   12   9   4   1   240   950   6.99   3809   10.1
  17   12   9   4   1   270   950   6.89   3512   10.1
例如，在仅仅由Mg2SiO4制作的试样No.1和试样No.2中，热膨胀系数α的值虽然有所变大，但是在低温条件下的烧结变得困难，在将烧成温度升高至1300℃或者1350℃的条件下烧成才成为可能。但是，即使在这种情况下抗折强度也是非常显著的低值。
相对于此，在添加了低温烧成成分的试样No.3～17中，即使是在950℃或者975℃的低温条件下也能够烧成，并且能够实现一定程度上的抗折强度。但是，附有*标记的试样No.15不能够满足对抗折强度、相对介电常数εr以及Q值的要求。
根据表1的结果，将试样No.7作为主要组成、并将ZnAl2O4添加到主要组成的微粉碎粉末中进行成粒，在实施成形之后，在960℃或者950℃的温度下实施烧成4小时，从而完成制作陶瓷基板。所得到的陶瓷基板(实施例1～实施例4)的抗折强度、相对介电常数εr、Q以及热膨胀系数α如表2所示。
[表2]
ZnO B2O3 CuO CaO ZnAl2O4 σ[MPa]   烧成温度[℃] ε Q α
  实施例1   16   6   4   2   5vol％   320   940   73   1500   10.0
  实施例2   16   6   4   2   10vol％   345   940   7.31   1803   10.0
  实施例3   16   6   4   2   20vol％   335   980   7.0   1900   10.2
  实施例4   16   6   4   2   25vol％   325   990   6.8   2300   10.0
从表2可知，通过添加ZnAl2O4能够大幅度地改善抗折强度。另外，热膨胀系数α在任何一个实施例中都是9.0ppm/℃以上，相对介电常数εr以及Q值也都良好。
另外，将ZnAl2O4的添加量调整成5体积％～30体积％从而研究各添加量中的烧成温度与抗折强度的关系。主要组成与试样No.7相同。其结果如图1所示。在ZnAl2O4的添加量调整为30体积％的情况下、并在烧成温度设定为940的情况下发现抗折强度下降。
接着，根据表1的结果，将试样No.7作为主要组成，并将Al2O3添加到主要组成的微粉碎粉末中进行成粒，在成形之后，在960℃或者950℃的温度下实施烧成4小时，从而完成制作陶瓷基板。所得到的陶瓷基板(实施例5～实施例7)的抗折强度、相对介电常数εr、Q以及热膨胀系数α如表3所示。
[表3]
ZnO B2O3 CuO CaO Al2O3   σ[MPa]   烧成温度[℃] ε Q α
  实施例5 16 6 4 2 1.2(1vol％) 358 970 7.28 1905 10.8
  实施例6 16 6 4 2 6(5vol％) 367 990 6.8 2792 10.0
  实施例7 16 6 4 2 8.5(7vol％) 340 950 6.75 2605 9.9
从表3可知，通过添加Al2O3能够大幅度地改善抗折强度。另外，热膨胀系数α在任何一个实施例中都是9.0ppm/℃以上，相对介电常数εr以及Q值也都良好。
另外，图2是表示Al2O3粉末的添加量与所制作的陶瓷基板的热膨胀系数α的关系的特性图。如果增加Al2O3粉末的添加量，热膨胀系数α就有下降的倾向。据此，Al2O3粉末的添加量相对于主要组成优选为7体积％以下。
<有关Al2O3粉末的添加量的探讨>
将Al2O3粉末的添加量调整成为0体积％～15体积％从而研究各添加量中的烧成温度与抗折强度的关系。主要组成与试样No.7相同。其结果如图3所示。在Al2O3粉末的添加量为0体积％或者1体积％的情况下，抗折强度成为最大值是在烧成温度为960℃以上的高温情况下。相对于此，Al2O3粉末的添加量在5体积％或者7体积％的情况下，抗折强度在950℃的温度下成为最大。烧成温度如果是950℃，那么就能够同时烧成导体。而Al2O3粉末的添加量如果变成10体积％以上，那么在任何一个烧成温度下抗折强度均为低值。
<有关Al2O3粉末的平均粒径的探讨>
使用平均粒径为1.0μm～5.0μm的Al2O3粉末来制作陶瓷基板，并研究Al2O3粉末的平均粒径与所得到的陶瓷基板的抗折强度的关系。所使用的Al2O3粉末的平均粒径为5.0μm、3.0μm、2.0μm以及1.0μm的4种。主要组成与试样No.7相同，Al2O3粉末的添加量为5体积％。烧成温度为990℃。其结果如图4所示。
从图4可知，所使用的Al2O3粉末的平均直径越小抗折强度的值就会越大。特别是通过将Al2O3粉末的平均粒径调整成为1.0μm从而就能够获得抗折强度更加高的基板。
[试样No.21]
按照如下所示的步骤制作试样No.21的电介质瓷器组合物，其含有Mg2SiO4作为主成分的，含有锌氧化物、硼氧化物、碱土类金属氧化物、铜氧化物以及锂化合物作为副成分，并且相对于电介质瓷器组合物全体，ZnO的含有率为16质量％、B2O3的含有率为6.0质量％、CaO的含有率为2.0质量％、CuO的含有率为4.0质量％、Li2O的含有率为0.38质量％。
首先，以镁原子的摩尔数为硅原子摩尔数的2倍的形式分别称量主成分的原料MgO以及SiO2。将纯水加入到已经称量好的原料中，从而调制浆料浓度为25质量％的浆料。在球磨机中湿式混合该浆料16小时后，在120℃的温度下干燥24小时从而得到粉末。在空气中以1200℃的温度条件对该粉末实施预烧制3小时，从而获得镁橄榄石结晶(Mg2SiO4)。将纯水加入到该镁橄榄石结晶中从而调制浆料浓度为25质量％的浆料。在球磨机中粉碎该浆料16小时后，在120℃的温度下干燥24小时，从而完成制造作为电介质瓷器组合物的主成分的镁橄榄石结晶粉末。
接着，相对于所得到的镁橄榄石结晶粉末，分别配合作为电介质瓷器组合物的副成分原料的ZnO、B2O3、CaCO3、CuO以及Li2O之后，进一步加入纯水制作浆料浓度为25质量％的浆料。在球磨机中湿式混合该浆料16小时后，在120℃的温度下干燥24小时，从获得原料混合粉末。在空气中以750℃的温度条件对所得到的原料混合粉末实行预烧制2小时，从而获得预烧粉末。将纯水加入到预烧粉末中从而调制浆料浓度为25质量％的浆料。在球磨机中湿式粉碎该浆料16小时后，在120℃的温度下干燥24小时，从而获得试样No.21的电介质瓷器组合物的粉末。还有，ZnO、B2O3、CaCO3、CuO以及Li2O相对于镁橄榄石结晶的粉末的各配合量，调整为在完成后的电介质瓷器组合物中，相对于电介质瓷器组合物全体含有ZnO为16质量％、B2O3为6.0质量％、CaO为2.0质量％、CuO为4.0质量％、Li2O为0.38质量％。
在试样No.21的电介质瓷器组合物的粉末中混合有机粘结剂之后，由刮板法使该涂料形成薄片，并制作多张薄片。接着，层叠多张这样的薄片并压制所得到的层叠体从而成形为基板状，在940℃的烧成温度下烧成4小时，从而获得试样No.21的基板(电介质瓷器)。
<抗折强度的测定>
在JISR1601(1995)的条件下，切断加工试样No.21的基板，并测定试样No.21的抗折强度σ(单位：MPa)。其结果如表4所示。
<密度的测定>
使用阿基米德法来测定试样No.21的基板密度ρ(单位：g/cm3)。其结果如表4所示。
[试样No.22～36]
除了将Li2O相对于电介质瓷器组合物全体的含有率(质量％)设为表4所示的值以外，其他采用与试样No.21相同的方法，分别制作试样No.22～36的电介质瓷器组合物。然后，除了在表4所示的烧成温度下，将由得到的电介质瓷器组合物形成的层叠体压制成形为基板状进行烧成以外，其他采用与试样No.21相同的方法获得试样No.22～36的各基板。另外，采用与试样No.21相同的方法测定试样No.22～36的抗折强度以及密度。其结果如表4所示。另外，相对于试样No.21～36的烧成温度所描绘的抗折强度的图如图5所示。
[表4]
Figure GPA00001008357300261
从表4以及图5所示的试样No.21～24、25～28、29～32的测定结果的比较可知，通过烧成含有Mg2SiO4作为主成分、以及含有锌氧化物、硼氧化物、碱土类金属氧化物、铜氧化物以及锂化合物作为副成分的电介质瓷器组合物而得到的基板中，随着烧成温度的降低而引起的抗折强度以及密度的下降得到抑制。
另一方面，从试样No.33～36的测定结果的比较可知，通过烧成不含有锂化合物作为副成分的电介质瓷器组合物而得到的基板的抗折强度以及密度会随着烧成温度的降低而下降。
产业上的可利用性
上述本发明可被用于手机等使用高频波段的移动通讯机器等的线路基板中。

Claims (8)

1.一种陶瓷基板，其特征在于：
是含有Mg2SiO4以及低温烧成成分作为主要组成、热膨胀系数α为9.0ppm/℃以上的陶瓷基板，
按大于0且25体积％以下的比例含有ZnAl2O4。
2.根据权利要求1所述的陶瓷基板，其特征在于：
ZnAl2O4的含量为5体积％～20体积％。
3.一种陶瓷基板，其特征在于：
是含有Mg2SiO4以及低温烧成成分作为主要组成、热膨胀系数α为9.0ppm/℃以上的陶瓷基板，
按大于0且7体积％以下的比例含有Al2O3。
4.根据权利要求3所述的陶瓷基板，其特征在于：
Al2O3的含量为1体积％～7体积％。
5.根据权利要求1～4中的任意一项所述的陶瓷基板，其特征在于：
在所述主要组成中，在以Mg2SiO4作为主成分的同时，含有ZnO、B2O3、CuO以及RO作为低温烧成成分，其中，R表示碱土类金属；
在将所述Mg2SiO4的质量作为a、ZnO的质量作为b、B2O3的质量作为c、CuO的质量作为d以及RO的质量作为e的时候，ZnO的质量b相对于全体质量(a+b+c+d+e)的比例b/(a+b+c+d+e)为8％～20％，B2O3的质量c相对于全体质量(a+b+c+d+e)的比例c/(a+b+c+d+e)为3％～10％，CuO的质量d相对于全体质量(a+b+c+d+e)的比例d/(a+b+c+d+e)为2％～8％，RO的质量e相对于全体质量(a+b+c+d+e)的比例e/(a+b+c+d+e)为1％～4％。
6.一种陶瓷基板的制造方法，其特征在于：
相对于含有Mg2SiO4以及低温烧成成分的主要组成，按大于0且7体积％以下的比例添加平均粒径为1.0μm以下的Al2O3，并且在电极熔点以下的温度下进行烧成。
7.一种电介质瓷器组合物，其特征在于：
含有Mg2SiO4作为主成分，
并含有锌氧化物、硼氧化物、碱土类金属氧化物、铜化合物以及锂化合物作为副成分。
8.根据权利要求8所述的电介质瓷器组合物，其特征在于：
在将所述锂化合物的质量换算成LiO2的情况下，所述锂化合物的含有率c相对于电介质瓷器组合物的全体为0.38质量％≤c≤1.2质量％。
CN200880100035A 2007-07-23 2008-07-18 陶瓷基板及其制造方法以及电介质瓷器组合物 Pending CN101754938A (zh)

Applications Claiming Priority (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2007-191319 2007-07-23
JP2007191321A JP5454833B2 (ja) 2007-07-23 2007-07-23 セラミックス基板及びその製造方法
JP2007-191321 2007-07-23
JP2007191319A JP5354320B2 (ja) 2007-07-23 2007-07-23 セラミックス基板及びその製造方法
JP2007311007A JP5481781B2 (ja) 2007-11-30 2007-11-30 誘電体磁器
JP2007-311007 2007-11-30
PCT/JP2008/063032 WO2009014092A1 (ja) 2007-07-23 2008-07-18 セラミックス基板及びその製造方法、並びに誘電体磁器組成物

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN101754938A true CN101754938A (zh) 2010-06-23

Family

ID=40281344

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN200880100035A Pending CN101754938A (zh) 2007-07-23 2008-07-18 陶瓷基板及其制造方法以及电介质瓷器组合物

Country Status (4)

Country Link
US (1) US8168555B2 (zh)
EP (1) EP2177490B1 (zh)
CN (1) CN101754938A (zh)
WO (1) WO2009014092A1 (zh)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102367211A (zh) * 2010-06-30 2012-03-07 Tdk株式会社 电介质陶瓷、电介质陶瓷的生产方法和电子部件
CN108605417A (zh) * 2016-03-30 2018-09-28 日立金属株式会社 陶瓷基板及其制造方法
CN113498406A (zh) * 2020-02-05 2021-10-12 费罗公司 用于高频应用的m7 ltcc-银系统和相关介电组合物
CN115141007A (zh) * 2022-07-26 2022-10-04 冷水江市汇鑫电子陶瓷有限公司 一种复合特种陶瓷材料及其制备方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5527052B2 (ja) * 2010-06-30 2014-06-18 Ｔｄｋ株式会社 誘電体磁器、誘電体磁器の製造方法及び電子部品
JP5527053B2 (ja) * 2010-06-30 2014-06-18 Ｔｄｋ株式会社 誘電体磁器、誘電体磁器の製造方法及び電子部品
US10669207B2 (en) * 2017-09-26 2020-06-02 Tdk Corporation Dielectric ceramic composition and electronic component

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1741975A (zh) * 2003-01-24 2006-03-01 宇部兴产株式会社 介质陶瓷组合物、介质陶瓷和含有介质陶瓷的层压陶瓷部件

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0686327B2 (ja) 1985-04-16 1994-11-02 旭硝子株式会社 セラミツク基板用組成物
JP2859270B2 (ja) 1987-06-11 1999-02-17 旭光学工業株式会社 カメラの視線方向検出装置
JPH01275465A (ja) * 1988-04-26 1989-11-06 Toto Ltd 多層配線基板用フォルステライト
JP3125590B2 (ja) 1994-08-29 2001-01-22 株式会社村田製作所 高周波用誘電体磁器組成物
US5763059A (en) * 1995-03-31 1998-06-09 Kyocera Corporation Circuit board
JP3346693B2 (ja) * 1995-11-24 2002-11-18 京セラ株式会社 ガラス−セラミック焼結体およびそれを用いた配線基板
JPH093546A (ja) 1995-06-15 1997-01-07 Mitsubishi Motors Corp 高周波焼入れ方法
JP3363299B2 (ja) * 1995-12-27 2003-01-08 京セラ株式会社 低温焼成磁器組成物
US6579818B2 (en) * 2000-08-28 2003-06-17 Kyocera Corporation Glass ceramic sintered product
JP5057620B2 (ja) 2000-08-28 2012-10-24 京セラ株式会社 低温焼成セラミック焼結体、並びに配線基板
JP3771802B2 (ja) * 2001-01-30 2006-04-26 京セラ株式会社 電子部品用セラミック基板
JP4202117B2 (ja) 2002-12-27 2008-12-24 ニッコー株式会社 高周波用低温焼成磁器組成物及びその製造方法
JP4482939B2 (ja) * 2003-01-24 2010-06-16 宇部興産株式会社 誘電体磁器組成物、誘電体磁器およびこれを用いた積層セラミック部品
JP4422453B2 (ja) 2003-09-12 2010-02-24 京セラ株式会社 配線基板
US7368408B2 (en) * 2004-03-01 2008-05-06 Murata Manufacturing Co., Ltd. Glass-ceramic composition, glass-ceramic sintered body, and monolithic ceramic electronic component
JP2005335986A (ja) 2004-05-25 2005-12-08 Murata Mfg Co Ltd セラミック原料組成物、セラミック基板およびその製造方法
JP3940424B2 (ja) 2005-03-18 2007-07-04 Ｔｄｋ株式会社 誘電体磁器組成物及びその製造方法
US7517823B2 (en) * 2005-09-29 2009-04-14 Tdk Corporation Dielectric porcelain composition and method for production thereof
JP5004548B2 (ja) * 2006-10-27 2012-08-22 京セラ株式会社 低温焼成磁器およびその製造方法、ならびにそれを用いた配線基板

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1741975A (zh) * 2003-01-24 2006-03-01 宇部兴产株式会社 介质陶瓷组合物、介质陶瓷和含有介质陶瓷的层压陶瓷部件

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102367211A (zh) * 2010-06-30 2012-03-07 Tdk株式会社 电介质陶瓷、电介质陶瓷的生产方法和电子部件
US8575052B2 (en) 2010-06-30 2013-11-05 Tdk Corporation Dielectric ceramic, method for producing dielectric ceramic, and electronic component
CN108605417A (zh) * 2016-03-30 2018-09-28 日立金属株式会社 陶瓷基板及其制造方法
CN113498406A (zh) * 2020-02-05 2021-10-12 费罗公司 用于高频应用的m7 ltcc-银系统和相关介电组合物
CN115141007A (zh) * 2022-07-26 2022-10-04 冷水江市汇鑫电子陶瓷有限公司 一种复合特种陶瓷材料及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2009014092A1 (ja) 2009-01-29
EP2177490B1 (en) 2018-03-14
EP2177490A1 (en) 2010-04-21
US8168555B2 (en) 2012-05-01
EP2177490A4 (en) 2014-08-06
US20100197478A1 (en) 2010-08-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5076907B2 (ja) フォルステライト粉末の製造方法、フォルステライト粉末、フォルステライト焼結体、絶縁体セラミック組成物、および積層セラミック電子部品
CN101754938A (zh) 陶瓷基板及其制造方法以及电介质瓷器组合物
CN101134670B (zh) 电介质陶瓷组合物的制备方法
JP4506802B2 (ja) 誘電体磁器組成物
JP5454833B2 (ja) セラミックス基板及びその製造方法
JP3838541B2 (ja) 低温焼成磁器および電子部品
JP5481781B2 (ja) 誘電体磁器
JP4645935B2 (ja) 低温焼成磁器組成物およびその製造方法
JP2004203646A (ja) 低温焼成磁器および電子部品
JP4688016B2 (ja) 高強度低温焼成セラミック組成物及びこれを用いた積層電子部品
JP4580923B2 (ja) 高周波用低温焼成磁器組成物、その製造方法及び電子部品
JP2000211969A (ja) 低温焼成磁器およびこれを備えた電子部品
JP2012012252A (ja) 誘電体磁器、誘電体磁器の製造方法及び電子部品
JP5354320B2 (ja) セラミックス基板及びその製造方法
CN104609850B (zh) 一种低温共烧微波介质陶瓷基板材料及其制备方法
JP2004210568A (ja) 高周波用低温焼成磁器組成物及びその製造方法
JP7315902B2 (ja) 誘電体磁器組成物および電子部品
JP3411190B2 (ja) 誘電体磁器組成物
KR100823217B1 (ko) 유전체 자기 조성물 및 그 제조 방법
JP3631589B2 (ja) 誘電体磁器組成物および積層体
JP3225828B2 (ja) 高周波用誘電体組成物
JPH11100262A (ja) 誘電体磁器組成物および積層体
JP3909367B2 (ja) 低誘電率磁器組成物とその磁器組成物を用いた電子回路用基板の製造方法
JPS6117086B2 (zh)
JPH062619B2 (ja) 多層基板用低温焼結磁器組成物

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C12 Rejection of a patent application after its publication
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Application publication date: 20100623