CN102105418A - 氮化硅基板及其制造方法,以及使用该氮化硅基板的氮化硅电路基板和半导体模块 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种氮化硅基板及其制造方法以及使用该氮化硅基板的氮化硅电路基板以及半导体模块。所述氮化硅基板由高强度且高热传导率的氮化硅质烧结体形成。一种氮化硅质烧结体，其包含β型氮化硅的晶粒11和晶界相，所述晶界相含有至少1种稀土类元素(RE)、镁(Mg)和硅(Si)，对于所述氮化硅基板，前述晶界相包含非晶相12和MgSiN2晶相13，含有前述稀土类元素(RE)的晶相的任一个晶面的X线衍射峰强度也低于前述β型氮化硅的晶粒的(110)、(200)、(101)、(210)、(201)、(310)、(320)及(002)的衍射峰强度之和的0.0005倍，前述MgSiN2晶相13的(121)的X射线衍射峰强度为前述β型氮化硅的晶粒的(110)、(200)、(101)、(210)、(201)、(310)、(320)及(002)的X射线衍射峰强度之和的0.0005～0.003倍。

Description

氮化硅基板及其制造方法,以及使用该氮化硅基板的氮化硅电路基板和半导体模块
技术领域
本发明涉及氮化硅基板及其制造方法。另外，本发明涉及使用上述氮化硅基板的氮化硅电路基板以及半导体模块。
背景技术
近年来，在电动车辆用逆变器(inverter)等领域中，使用有可以用高电压·大电流工作的功率半导体模块(power semiconductor module)(IGBT、功率MOSFET等)。对于功率半导体模块中使用的基板，可以使用在绝缘性陶瓷基板的一个表面接合有金属电路板，在另一表面接合有金属散热板的陶瓷电路基板。另外，在金属电路板的上面搭载半导体元件等。上述绝缘性陶瓷基板与金属电路板及金属散热板的接合，例如有采用基于钎料的活性金属法、直接接合铜板的所谓铜直接接合法。
对于这样的功率半导体模块，通过流过大电流而散热量变大，然而由于上述绝缘性陶瓷基板相对于铜板而言热传导率低，因此可能成为阻碍半导体元件散热的因素。另外，因绝缘性陶瓷基板与金属电路板及金属散热板之间的热膨胀率相异而导致热应力产生，由此存在如下情况：绝缘性陶瓷基板产生裂缝并达到破坏，或者金属电路板或金属散热板从绝缘性陶瓷基板产生剥离。由此，对于绝缘性陶瓷基板，为了使散热性良好而需要具有高热传导率和机械强度。作为绝缘性陶瓷基板的材料，可以列举出例如氮化铝、氮化硅，但是对于使用氮化铝的绝缘性陶瓷基板，由于热传导率虽高但机械强度低，因而容易产生这样的裂缝，难以用于对陶瓷基板施加很大应力的这类结构的功率半导体模块。
因此，在下述专利文献1中，公开有氮化硅基板的实例，通过使晶界相的20％以上结晶化，从而降低热传导率低的玻璃相的比率并提高氮化硅基板的热传导率。下面称该技术为第1已知例；另外，在下述专利文献2中，公开有氮化硅陶瓷材料的实例，通过对晶界相进行非晶质化，从而使氮化硅晶粒通过非晶质的晶界相更牢固地结合，以提高强度。下面称该技术为第2已知例；另外，在下述专利文献3中，公开有氮化硅质散热部件的实例，通过在晶界相中含有包含MgSiO3或MgSiN2的晶相从而获得高热传导率的氮化硅质散热部件。下面称该技术为第3已知例；另外，在下述专利文献4中，公开有氮化硅基烧结体的实例，公开了晶界相中包含晶相，抗弯强度、破坏韧性和耐热冲击性优异的烧结体。下面称该技术为第4已知例。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2000-34172号公报
专利文献2：日本特开平7-267735号公报
专利文献3：日本特许第3561145号公报
专利文献4：日本特许第3476504号公报
发明内容
发明要解决的问题
对于上述的第1已知例的氮化硅基板，通过结晶化晶界相的20％以上从而提高了热传导率。虽然高热传导率对电路基板的热阻降低有贡献，但是特别是在制造与厚铜板接合的氮化硅电路基板时，考虑了高温下的安装、半导体模块在高温下工作的情况，还必需具有高机械强度。对于该第1已知例，虽然对抗弯强度有记载，但是限于为了实现其抗弯强度而利用特定的原料粉末、特定的制造条件而制造的情况；对于第2已知例的氮化硅陶瓷材料，虽然对晶界相进行非晶质化，以获得高抗弯强度的陶瓷材料，但是没有考虑热传导率；对于第3已知例的氮化硅质散热部件，虽然通过在晶界相中含有包含MgSiO3或者MgSiN2的晶相从而改善了热传导率，但是由于实质上包含有含有MgSiO3和RE的晶相，因此，其热传导率对于半导体模块的散热部件而言并不充分，另外，抗弯强度也不充分；对于第4已知例的氮化硅基烧结体，虽然对耐热冲击性、抗弯强度、热传导率的提高有记载，但是由于形成有低热传导率的包含赛隆硅合金(サイアロン)的相，因此难以用于散热基板。
鉴于上述现有技术存在的问题，本发明的目的在于提供一种氮化硅基板及其制造方法，以及使用该氮化硅基板的氮化硅电路基板以及半导体模块，所述氮化硅基板由具有高强度和高热传导率且耐热冲击性优异的氮化硅质烧结体形成。
解决问题的技术方案
为了实现上述目的，对于权利要求1所述的氮化硅质烧结体的发明，其为包含β型氮化硅晶粒与晶界相的氮化硅基板，所述晶界相含有至少1种稀土类元素(RE)、镁(Mg)和硅(Si)，其特征在于，对于所述氮化硅基板，前述晶界相包含非晶相和MgSiN2晶相，含有前述稀土类元素(RE)的晶相的任一个晶面的X射线衍射峰强度小于前述β型氮化硅晶粒的(110)、(200)、(101)、(210)、(201)、(310)、(320)及(002)的衍射峰强度之和的0.0005倍，前述MgSiN2晶相的(121)的X射线衍射峰强度为前述β型氮化硅晶粒的(110)、(200)、(101)、(210)、(201)、(310)、(320)及(002)的X射线衍射峰强度之和的0.0005～0.003倍。
权利要求2的发明为权利要求1所述的氮化硅质烧结体，其中，氮化硅质烧结体的热传导率为80W/m·K以上。
权利要求3的发明为权利要求1或2所述的氮化硅质烧结体，其特征在于，所述氮化硅质烧结体，将前述氮化硅质烧结体所含有的镁(Mg)换算为氧化镁(MgO)、将同样含有的至少1种稀土类元素(RE)换算为稀土类元素氧化物(RE2O3)时，MgO含量为6.7～12.8mol％，RE2O3含量为1.1～2.9mol％、MgO和RE2O3的含量合计为7.9～15.1mol％、且(RE2O3)/(MgO)的摩尔比为0.09～0.3。
对于权利要求4所述的氮化硅质烧结体的制造方法的发明而言，其特征在于，按照氧化镁(MgO)为6.7～12.8mol％、至少1种的稀土类元素氧化物(RE2O3)为1.1～2.9mol％、两者的合计7.9～15.1mol％、且(RE2O3)/(MgO)的摩尔比为0.09～0.3的方式，将氧化镁(MgO)和至少1种稀土类元素氧化物(RE2O3)配合于含氧量2.0质量％以下的氮化硅原料粉，从而制成总厚度40mm以下的板成型体；将前述板成型体以300℃/h以下的速度从1600℃升温至1800～2000℃的温度，保持2～10小时之后，以100℃/h以上的速度冷却至1500℃从而烧结。
对于权利要求5所述的氮化硅电路基板的发明，其特征在于，包含：由权利要求1至3中任一项所述的氮化硅质烧结体形成的氮化硅基板，接合于前述氮化硅基板的一面的金属电路板和接合于前述氮化硅基板的另一面的金属散热板。
对于权利要求6所述的半导体模块的发明而言，其特征在于，具有权利要求5所述的氮化硅电路基板和搭载于前述氮化硅电路基板上的半导体元件。
发明效果
根据权利要求1至3的发明，可得到高强度且高热传导率的氮化硅基板。
根据权利要求4的发明，可提供高强度且高热传导率的氮化硅基板的制造方法。
根据权利要求5的发明，可得到抑制氮化硅基板产生裂缝的氮化硅电路基板。
根据权利要求6的发明，可得到抑制氮化硅基板产生裂缝的半导体模块。
附图说明
图1：本发明的氮化硅质烧结体的氮化硅粒子以及晶界相的透射电子显微镜(TEM)图像。
图2：图1的TEM图像的示意图。
图3：表示基于图1的TEM-EDX、对于Si、Mg、Y、O成分的表面分析结果。
图4：由实施例2获得的氮化硅烧结体的透射电子显微镜(TEM)图像。
图5：图4的TEM图像的示意图。
图6：表示MgSiN2X射线比率与根据TEM图像的图像解析而求出的晶界晶相MgSiN2的存在比率的关系。
具体实施方式
下面对本发明的最佳实施方式(称为实施方式)进行说明。
本发明的一个实施方式是，作为上述功率半导体模块等中使用的绝缘性陶瓷基板的氮化硅基板，所述氮化硅基板包含β型氮化硅的晶粒与含有至少1种稀土类元素(RE)、镁(Mg)和硅(Si)的晶界相，就氮化硅基板而言，前述晶界相包含非晶相和MgSiN2晶相，实质上不包含含有前述稀土类元素(RE)的晶相。
一般而言，氮化硅烧结体，包含含有β型氮化硅晶粒和烧结助剂成分的晶界相，另外晶界相包含非晶相或者晶相。就前述晶界相而言，通过X射线衍射法测定基板表面的衍射线，通过鉴定所检测出的β型Si3N4以外的衍射线峰从而判断晶界相中的各晶相的有无。如果没有检测出含有Mg的晶相的X射线峰，判断为：Mg作为非晶相而存在于晶界相；如果没有检测出含有RE的晶相的X射线峰，判断出：RE作为非晶相而存在于晶界相。具体而言，在晶界晶相的任一个衍射峰强度低于β型Si3N4的(110)、(200)、(101)、(210)、(201)、(310)、(320)及(002)的衍射峰强度之和的0.0005倍时，判断出：晶界相不包含晶相。关于晶相的有无，在MgSiN2的情况下，(121)的X射线峰可根据其与β型Si3N4的(110)、(200)、(101)、(210)、(201)、(310)、(320)及(002)的衍射峰强度之和的比来算出；另外，在Re成分的情况下，对于Re2Si3O3N4，Re2SiO3N以及Re4Si2O7N3而言，分别地，(211)、(112)和(-221)的X射线峰为第1峰，可根据这些X射线峰与β型Si3N4的(110)、(200)、(101)、(210)、(201)、(310)、(320)及(002)的衍射峰强度之和的比来算出。
另外，通过使用透射电子显微镜(Transmission Electron Microscope：TEM)进行的观察而确认有无晶界相中的晶相的析出；晶界相(非晶相与晶界晶相之和)中的晶相的存在比例(面积率)通过图像解析来算出。
如上所述的氮化硅基板，由以氮化硅粒子和作为烧结助剂添加的成分为主的晶界相构成。对于以所添加的烧结助剂作为主成分而生成的晶界相而言，具有保持氮化硅粒子间的结合，另外，抑制粒子间的缺陷的作用。特别是，由于氮化硅基板的晶界相的结合力不充分而导致在表面具有粗大缺陷的情况下，在对氮化硅基板施加应力时，该缺陷成为破坏的起点并容易引起破坏，因此需要使晶界相均匀地分散存在从而将粒子间结合，抑制粗大缺陷的生成。
就氮化硅基板而言，作为烧结助剂添加的MgO及RE2O3与Si3N4、Si3N4中包含的SiO2反应，通过烧结工序形成液相。这些液相，在烧结之后形成晶界相，作为非晶相或晶相而存在。本发明的氮化硅质烧结体的氮化硅粒子以及晶界相的透射电子显微镜(TEM)图像表示于图1，其原理示意图表示于图2(后述的实施例4)。另外，图6表示：基于TEM-EDX(透射电子显微镜-能量色散型X-射线光谱仪，Transmission Electron Microscope-Energy Dispersive X-ray Spectrometry)的、对于Si、Mg、Y、O成分的面分析结果。此处，O成分的浓度高暗示：晶界相的情况为非晶相。关于组成，图6可知：对于图1中氮化硅粒子11所夹着的晶界相中的对比度不同的晶相13而言，Y及O的检测浓度低，Mg及Si为主成分。另外，根据X射线衍射结果，由于仅检测出MgSiN2的峰，因此晶界晶相13为MgSiN2。另一方面，关于除了晶相13以外的晶界相部12(非晶相)，Si成分的浓度低，包含Mg、Y及O成分。另外，根据X射线衍射，没有检测出除了MgSiN2以外的衍射峰。因此，为以Y、Mg及O为主成分的非晶相。包含非晶相12和晶界晶相13的晶界相，将氮化硅粒子11间结合，双方的存在比率对氮化硅质烧结体的机械强度和热传导率造成影响。优选：氮化硅质烧结体中的晶界晶相13(MgSiN2)在晶界相中所占的存在比率(面积率)为大于0.05％、小于20％的范围。通过使相对非晶相12热传导率优异的晶界晶相析出于晶界相中，从而可实现烧结体的高热传导化。特别是由于Mg系晶相的热传导率相对其它成分的晶相优异，因此微量析出即可获得大效果。因此，为了氮化硅烧结体的高热传导化，优选将晶界晶相MgSiN2相在晶界相中的存在比率制成0.05％以上。另一方面，在过度析出晶界晶相的情况下，相对于非晶相而言与氮化硅粒子的接合强度低的晶界晶相的存在比率变大，由此产生机械强度降低、且偏差变大这样的问题。因此，优选将MgSiN2相在晶界相的存在比率设定为低于20％。
另外，为了提高氮化硅基板的机械强度，优选将包含Mg的晶界相作为非晶相，保持氮化硅粒子间的结合。另一方面，将含有Mg的晶界相进行结晶化时生成的MgSiN2晶相，相对于非晶相热传导率高，可以提高氮化硅基板的热传导率。因此，通过在不引起机械强度显著降低的条件下，使晶界相中的Mg的一部分作为热传导率较高的MgSiN2晶相而适量析出，从而较高地维持氮化硅基板的热传导率。对于在晶界相中析出了适量的MgSiN2晶相的本发明的氮化硅烧结体而言，MgSiN2晶相的(121)的X射线衍射峰强度成为β型Si3N4的(110)、(200)、(101)、(210)、(201)、(310)、(320)及(002)的X射线衍射峰强度之和的0.0005～0.003倍。
因此，如上所述，对于本实施方式的氮化硅基板而言，其特征在于，晶界相包含非晶相和MgSiN2晶相，实质上不包含含有RE的晶相。此处“实质上不包含”意为，含有前述稀土类元素(RE)的晶相的任一个晶面的X射线衍射峰强度小于β型Si3N4的(110)、(200)、(101)、(210)、(201)、(310)、(320)及(002)的衍射峰强度之和的0.0005倍。由此，以高的水准来维持氮化硅基板的抗弯强度，且可提高热传导率。后文将叙述晶界相的调整方法。
进一步地，对于本实施方式的氮化硅基板而言，按照MgSiN2晶相的(121)的X射线衍射峰强度为β型Si3N4的(110)、(200)、(101)、(210)、(201)、(310)、(320)及(002)的X射线衍射峰强度之和的0.0005～0.003倍的方式，含有MgSiN2晶相。如果MgSiN2晶相少，那么氮化硅基板的热传导率的提高效果变小。另一方面，如果MgSiN2晶相多，那么晶界相结合氮化硅粒子间的效果变小并抗弯强度降低。本实施方式中，为了调整这些特性，将MgSiN2晶相的量设定为上述范围。
进一步地，对于本实施方式的氮化硅基板而言，按照Mg换算成MgO而为6.7～12.8mol％、RE换算成RE2O3为1.1～2.9mol％的方式，含有Mg和RE。另外，在Mg换算成MgO、RE换算成RE2O3而合计为7.9～15.1mol％的范围，含有Mg和RE。另外，在Mg和RE换算成氧化物而(RE2O3)/(MgO)的摩尔比为0.09～0.3的范围，含有Mg和RE。就Mg及RE而言，在制作氮化硅基板时，作为烧结助剂的功能，在所制作的氮化硅基板内，主要作为晶界相而存在，因此其含量对氮化硅基板的抗弯强度、热传导率这些特性造成影响。根据MgO、RE2O3的含量的比例，在(RE2O3)/(MgO)的摩尔比小于0.09的情况下，在烧结时抑制MgSiN2晶相的生成，热传导率降低。另外，(RE2O3)/(MgO)的摩尔比大于0.3的情况下，在烧结时促进晶界相的结晶化，在晶界中析出含有RE的晶相，氮化硅粒子间的结合变弱、抗弯强度降低。进一步地，即使(RE2O3)/(MgO)的摩尔比为上述范围，但MgO、RE2O3、其合计的含量小于上述范围的情况下，那么在烧结时抑制MgSiN2晶相的生成，热传导率降低，另外，烧结亦不充分、抗弯强度也降低。另外，RE2O3、其合计的含量多于上述范围情况下，相对于氮化硅粒子而言热传导率低的晶界相量显著变多，热传导率降低。另外，仅MgO的含量多的情况下，在烧结时仅MgSiN2晶相大量析出从而氮化硅粒子间的结合变弱、抗弯强度降低。因此，MgO、RE2O3、其合计含量以及(RE2O3)/(MgO)的摩尔比优选为上述范围。
就本发明的氮化硅质烧结体而言，具有高抗弯强度和热传导率，热传导率为80W/m·K以上，优选为85W/m·K以上，进一步优选为90W/m·K以上。另外，抗弯强度为820MPa以上。进一步地，从室温到600℃为止的热膨胀系数处于2.3～4.5ppm/℃的范围，相对密度为98％以上，优选为超过99％。如果热膨胀系数低于2.3ppm/℃那么与金属电路板的热膨胀的差变大，如果超过4.5ppm/℃那么基板本身的热膨胀变大，在任一个情况下在制成电路基板时也有可能会因热冲击而产生裂纹。如果相对密度低于98％，那么存在无法获得热传导率80W/m·k以上、抗弯强度820Mpa以上的情况。由本发明的氮化硅质烧结体而制作的氮化硅基板，可用于：高频率晶体管、功率半导体模块等电路用基板或多芯片模块用基板等各种基板，或者珀耳帖(peltier)元件用热传板，或各种散热元件用吸热设备(heat sink)等电子部件用部件。本实施方式的氮化硅基板用作例如半导体元件搭载用基板的情况下，可抑制在伴随氮化硅基板与金属电路板及金属散热板的接合工序、功率半导体模块的制作工序、或功率半导体模块的运转而受到重复的热循环时产生裂缝；另外，可实现产生自半导体元件的热易于传至散热部件，耐热冲击性、耐热循环性和散热性提高了的基板。
另外，通过使用DBC法(Direct Bonding Cupper铜直接接合法)、活性金属钎料法等，将作为金属电路板及金属散热板的Cu(铜)电路板、Al(铝)电路板接合于本实施方式的氮化硅基板的一面或两面，从而制作出氮化硅电路基板。此处，DBC法是指如下方法：在惰性气体或氮气氛中，将氮化硅基板和Cu电路板或Al电路板加热至共晶温度以上的温度，将所生成的Cu-O、Al-O共晶化合物液相作为接合剂，从而将上述电路板隔着共晶化合物层而直接接合于氮化硅基板的一面或两面。另一方面，活性金属钎料法是指如下方法：通过混合钛(Ti)、锆(Zr)或铪(Hf)等活性金属与形成低熔点合金的银(Ag)、铜(Cu)等金属，或者通过使用制成合金的钎料，隔着钎料层，在惰性气体或真空气氛中，将Cu电路板或Al电路板加热压接接合于氮化硅基板的一面或两面上。接合了电路板之后，对氮化硅基板上的Cu电路板或Al电路板进行蚀刻处理形成电路图案，进一步在电路图案形成后的Cu电路板或Al电路板实施Ni-P镀敷，制作出氮化硅电路基板。
另外，通过在上述氮化硅电路基板上搭载适宜的半导体元件，可以制作所希望的半导体模块。
下面，对本实施方式的氮化硅基板的制造方法进行说明。
对于本发明所使用的原料粉末即氮化硅粉末，平均粒径设定为1.0μm以下的范围，比表面积设定为小于15m2/g。另外，为了氮化硅烧结体的高热传导化，含氧量制成小于1.5wt％，特别是Fe成分及Al成分分别设定为小于1000ppm。
另外，对于作为烧结助剂而添加的MgO粉末以及Y2O3粉末，分别将平均粒径设定为1.0μm以下的范围，比表面积设定为30m2/g以下的范围。另外，对于杂质量，与氮化硅粉末同样地，Fe成分及Al成分分别制成1000ppm以下。
首先，原料调整·混合工序。向含氧量2质量％以下的氮化硅原料粉中，按照氧化镁(MgO)为6.7～12.8mol％、至少1种稀土类元素氧化物(RE2O3)为1.1～2.9mol％、二者合计为7.9～15.1mol％，且(RE2O3)/(MgO)的摩尔比为0.09～0.3的方式混合氧化镁(MgO)和至少1种稀土类元素氧化物(RE2O3)，与溶剂、有机粘合剂、增塑剂等一同通过球磨机等进行混合。在MgO、RE2O3及二者合计的添加量和(RE2O3)/(MgO)添加量的摩尔比为上述范围以外的情况下，MgO、RE2O3以及二者合计含量和(RE2O3)/(MgO)的含量摩尔比也落入上述范围以外，如上述那样抗弯强度和热传导率中的一个或两个降低。因此，MgO、RE2O3、其二者合计添加量以及(RE2O3)/(MgO)的摩尔比优选为上述范围。
接着，成型工序。将上述混合了的原料浆料进行脱泡·增稠之后，通过公知的刮刀(doctor blade)法等将其进行板成型为规定厚度的板。此时板成型体的板厚，可根据用途适宜决定，例如可制成0.2～1.0mm左右。另外，关于板成型体的尺寸，考虑收缩量，同时考虑载有板成型体的BN耐火架(setter)以及烧成容器的尺寸及容量而适当选定。在本发明中，板成型体尺寸为170mm×140mm。
接着，烧结工序。将上述板成型体1张或隔着BN等的剥离剂而重叠多张，将烧结炉内设定为0.5～1.0MPa的氮加压气氛，以300℃/h以下的速度从1600℃起升温，在1800～2000℃的温度保持2～10小时之后，以100℃/h以上的速度冷却至1500℃从而烧结，制成氮化硅基板。另外，烧结后的氮化硅基板可直接使用，但是也可实施在低于烧结温度的温度下的热处理、通过喷砂(ブラスト)加工等的表面处理。需要说明的是，如果烧结温度低于1800℃，那么会因烧结不充分而引起强度、热传导率的降低。另外，烧结温度高于2000℃时，会引起异常粒生长，导致强度降低。因此，烧结温度优选为上述范围。进一步地，如果烧结炉内的气氛低于0.5Mpa，则在烧结时容易引起氮化硅分解，引起强度、热传导率降低。另外，要想设定为待遇1.0MPa的压力需要高价的烧结炉，因而成本提高。因此，烧结炉内的气氛优选为上述范围。进一步地，从1600℃起的升温速度高于300℃/h的情况下，虽然详细的理由不明，但是会抑制MgSiN2晶相的生成，热传导率降低。因此，升温速度优选为上述范围。进一步地，1500℃为止的冷却速度低于100℃/h的情况下，促进晶界相的结晶化，在晶界中使含有RE的晶相析出，氮化硅粒子间的结合变弱、抗弯强度降低。因此，冷却速度优选为上述范围。另外，在烧结时基板的总厚度(重叠多张的基板时，总厚度为，它们的合计厚度)大于40mm的情况下，试样的外观体积也变大，结果，由于试样内部的冷却速度低于100℃/h，因而优选烧结时的基板的总厚度小于40mm，进一步优选为小于30mm。进一步地，烧结时间短于2小时的情况下，抑制MgSiN2晶相的生成，热传导率降低，另外，烧结亦不充分、抗弯强度也降低。另外，烧结时间长于5小时的情况下，促进晶界相的结晶化，在晶界中使含有RE的晶相析出，氮化硅粒子间的结合变弱、抗弯强度降低。因此，烧结时间优选为上述范围。
需要说明的是，就含有Mg成分的晶界相而言，由于蒸气压高，因此在高温下烧结时容易引起挥发、偏析，在烧结体表面层产生因气孔生成而导致的密度降低、局部性色调不均匀。由此，关键在于要想使Mg成分保留于基板中，应使用密闭式陶瓷制烧成容器，优选使用BN制的烧成容器，通过使其内部的Mg成分的气体浓度保持为一定抑制挥发的Mg成分，从而避免极端的强度降低且适度地析出作为高热传导相的MgSiN2相。与其相对，就含有RE的晶界相而言，蒸气压低，相对于含有Mg的晶界相而言，在氮化硅粒子间容易均匀地稳定存在，作为非晶相12对于保持氮化硅粒子间的牢固结合具有重大作用。因此，通过使含有RE的晶界相的一部分进行结晶化，从而氮化硅粒子间的结合变得不充分并容易在晶界相中产生粗大的缺陷。结果，氮化硅基板的机械强度便降低，伴随氮化硅基板与金属电路板及金属散热板的接合工序、功率半导体模块的制作工序、或功率半导体模块的运转而导致热循环，在该热循环的作用下对氮化硅基板施加应力的情况下便容易产生裂缝。另外，含有RE的晶界相的热传导率虽可通过结晶化略微改善，但是在与氮化硅粒子相比较的情况下显著地低，对氮化硅基板的高热传导率化几乎完全没有贡献。因此，对于含有RE的晶界相，优选为了保持氮化硅粒子间的牢固的结合，而作为非晶相而存在。对于RE，可选择Y、Yb、Er、Dy、Gd、Sm、Nd以及Lu的氧化物，但是由于氮化硅粒子与晶界相的结合强度优异，因此优选选择Y氧化物。
实施例
下面说明本发明的实施例，但是本发明不受下面实施例的限制。
根据前述制造方法制造氮化硅基板，并测定其物理性质。制造条件中，氧化镁(MgO)添加量、稀土元素氧化物(RE2O3)添加量、MgO和RE2O3的合计添加量、(RE2O3)/(MgO)的摩尔比、RE的种类，烧结工序中的烧结温度、升温速度、冷却时间、烧结时间以及基板的总厚度等各项指标，见表1、2中作为制造条件而表示的条件(实施例1～16)。需要说明的是，对于(RE2O3)，在实施例10～16中，使用Yb、Er、Dy、Gd、Sm、Nd或Lu的氧化物来代替Y作为RE。烧结是在密闭式BN制的烧成容器中进行的。
对于所测定的物理性质，除了有无氮化硅基板的β型氮化硅以外的晶相以及MgSiN2晶相的量之外，还有：氧化镁(MgO)含量、稀土氧化物(RE2O3)含量、(RE2O3)/(MgO)的摩尔比、MgO和RE2O3的合计含量、抗弯强度、抗弯强度的威伯尔(Weibull)系数、热传导率以及热冲击试验结果。判断这些项目中的抗弯强度、抗弯强度的威伯尔系数以及热传导率是否处于预先设定的范围内(抗弯强度：820MPa以上，威伯尔系数：15以上，热传导率：80W/m·K以上)。
对于比较例，对于通过变更上述制造条件而制造的氮化硅基板，也同样地测定其物理性质，并进行判定。其结果示于表3、4(比较例1～15)。
上述物理性质之中，有无β型氮化硅以外的晶相以及MgSiN2晶相的量，根据基板表面的X射线衍射线测定，并通过上述方法求出。此处X射线衍射评价中使用理学电机制的RINT2500；在评价条件为管球：铜、管电压：50kV、管电流：200mA、取样宽度：0.020°、扫描速度：2°/min、扫描角度2θ：20°～120°的范围内进行。
对于氧化镁(MgO)含量以及稀土类元素氧化物(RE2O3)含量，通过对氮化硅基板进行微波分解处理以及酸溶解处理而溶液化之后，通过ICP发光分析方法测定Mg量及RE量，通过换算为氧化镁(MgO)以及稀土元素氧化物(RE2O3)来求出。另外，(RE2O3)/(MgO)含量的摩尔比以及MgO和RE2O3的合计含量，根据所求出的氧化镁(MgO)含量及稀土类元素氧化物(RE2O3)含量而计算。另外，对于实施例和比较例的全部试样，MgO和RE2O3的含量与其添加量大致同等。
对于抗弯强度，依照JIS-R1601，通过3点弯曲试验进行测定。将氮化硅基板加工成宽度为4mm的试验片，安装于支撑辊间距为7mm的3点弯曲夹具后，以十字头速度0.5mm/min施加载荷，从而根据在断裂时施加于试验片的载荷来算出。
对于威伯尔系数，根据上述抗弯强度的试验结果，依照JIS-R1625，制成：相对于lnσ绘制lnln(1-F)-1的威伯尔图表，求出其倾斜的威伯尔系数。此处，σ为抗弯强度，F为累积破坏概率。
对于破坏韧性，依照JIS-R1607，通过以规定载荷(在本实施例中2kgf(19.6N))将维氏压子压挤氮化硅基板的一个侧面的IF(压痕破裂(Indentation Fracture))法来测定。此时，将维氏压子，按照维氏压痕的一条对角线垂直于氮化硅基板的厚度方向的方式压挤。
对于热传导率，从氮化硅基板切出5mm见方的测定用试样，依照JIS-R1611，通过激光闪光(Laser Flash)法进行测定。
对热冲击试验，将在氮化硅基板的两面形成有Cu电路板及Cu散热板的氮化硅电路基板在350℃保持10分钟之后，急速冷却至室温，查找氮化硅基板的裂缝产生情况。重复10次该操作是否产生裂缝，从而判定合格与否。在热传导率小于80W/m·K的情况下，由于不适合于氮化硅电路基板，因此没有实施热冲击试验。
对于热膨胀系数，切出5mm×20mmL氮化硅基板的待测试样，依照JIS-R1618，对从室温到600℃为止的长度方向的线膨胀系数进行了评价。
相对密度为通过如下方法求出的值：对于氮化硅基板，通过阿基米德法测定密度，将其除以根据Si3N4粉末、MgO粉末及RE2O3粉末的配合比以及各个密度而算出的理论密度、并乘以100而得到的值。
表1
Figure BPA00001287456300141
表2
表3
Figure BPA00001287456300152
表4
Figure BPA00001287456300161
表5
Figure BPA00001287456300171
如上述表1所示，在下述条件下制造氮化硅基板：MgO添加量设定为6.7～12.8mol％、RE2O3添加量设定为1.1～2.9mol％、MgO和RE2O3的合计添加量设定为7.9～15.1mol％、(RE2O3)/(MgO)添加量的摩尔比设定为0.09～0.3，烧结工序中的烧结温度设定为1800～2000℃、升温速度设定为300℃/h以下、冷却速度设定为100℃/h以上、烧结时间设定为2～10h。作为晶界的晶相仅检测MgSiN2晶相，相对于β型Si3N4的MgSiN2晶相量(设定范围0.0005～0.003)、MgO含量(设定范围6.7～12.8mol％)，RE2O3含量(设定范围1.1～2.9mol％)、MgO和RE2O3的合计含量(设定范围7.9～15.1mol％)、(RE2O3)/(MgO)含量摩尔比(设定范围0.09～0.3)，抗弯强度(设定范围820MPa以上)以及热传导率(设定范围80W/m·K以上)全部落入设定范围。另外已知威伯尔系数也满足了设定范围15以上，抗弯强度的偏差小。另外，氮化硅基板的相对密度超过98％，热膨胀系数处于2.3以上且4.5ppm/℃以下的范围。这些结果表明，在热冲击试验中未发生氮化硅基板的破坏，判定为全都合格。
图4为由实施例4获得的氮化硅烧结体的透射电子显微镜(TEM)图像，图5为其原理示意图。此处，就TEM观察而言，使用聚焦离子束(Focused Ion Beam：FIB，日立制作所制FB-2100)制作薄片化试样，接着，使用透射电子显微镜(TEM，日立制作所制HF2000)进行观察。TEM观察条件为加速电压200kV，直接观察倍率20k倍。对图2的TEM图像，使用图像解析装置(Nireco公司(Nireco Corporation)制LUZEX AP)算出晶界晶相的存在比率(面积率)，结果其值为9.33％。晶界晶相的存在比率为：晶界晶相的面积除以晶界相(晶界晶相与非晶相之和)的面积乘以100所获得的值。与此相同地，在实施例1～3和实施例5～9以及表2-1以及表2-2中，对可通过X射线衍射而检测晶界晶相的衍射峰的比较例1、2、7、8、10、11以及14进行同样的评价，在任一种情况下都求出了晶界晶相的存在比率。需要说明的是，关于比较例1、2、7、8、10及11的试样，通过X射线衍射而在MgSiN2相之外还检测出Y2Si3O3N4的衍射峰，但是根据TEM观察和TEM-EDX分析的结果，也可确认出：Mg为主成分的晶界晶相和Y为主成分的晶界晶相的析出。对于比较例1、2、7、8、10以及11的MgSiN2相的存在比率而言，将MgSiN2相的面积除以晶界相(这些情况下，MgSiN2和Y2Si3O3N4和非晶相之和)乘以100从而算出。表5和图6表示：MgSiN2晶相的(121)X射线衍射峰强度相对于β型Si3N4前述β型氮化硅晶粒的(110)、(200)、(101)、(210)、(201)、(310)、(320)及(002)的X射线衍射峰强度之和的比率(在表3中，简记为MgSiN2X射线比率)与根据TEM图像的图像解析求出的晶界晶相MgSiN2的存在比率的关系。根据这些图表，在实施例1～9的情况下，MgSiN2的X射线比率处于0.0005～0.003的范围内，晶界相中的MgSiN2的存在比率处于大于0.05％、小于20％的范围内。另外，根据图6可知，在MgSiN2的X射线比率与晶界相中的MgSiN2的存在比率之间具有相关性，在实施例1的0.0005处为0.05％，在实施例4的0.0017处为7.62％，在实施例6的0.003处为18.54％和在比较例0.0045处为32.12％。
另一方面，如表2所示，对于比较例1，MgO添加量设定为6.7mol％，Y2O3添加量设定为1.2mol％，烧结工序中的烧结温度设定为1850℃，升温速度设定为150℃/h，冷却速度设定为80℃/h，烧结时间设定为5h，基板的总厚度设定为4mm，在以上这些条件下制造氮化硅基板，对于所述氮化硅基板，MgSiN2晶相的量为β型Si3N4的0.0033倍之多，另外，也包含有含Y的Y2Si3O3N4晶相，抗弯强度低至798MPa，其威伯尔系数也变低至14。这就是，烧结工序的冷却速度比较慢，因此促进晶界的结晶化，由晶界相而导致的氮化硅粒子的结合变弱、抗弯强度降低。其结果是，在热冲击试验中氮化硅基板产生了裂缝。相对于与比较例1的不同点，比较例2中Y2O3添加量设定为1.8mol％、烧结温度设定为1900℃、冷却速度设定为50℃/h、烧结时间设定为4h，也由于冷却速度慢，因此MgSiN2晶相的量为β型Si3N4的0.0030倍之多，另外，通过也含有含Y的Y2Si3O3N4的晶相，从而抗弯强度低至802MPa，其威伯尔系数也变低为13。其结果是，在热冲击试验中氮化硅基板产生了裂缝。
对于比较例3，MgO添加量设定为9.8mol％，Y2O3添加量设定为1.2mol％，烧结工序中的烧结温度设定为1850℃，升温速度设定为400℃/h，冷却速度设定为600℃/h，烧结时间设定为3h，基板的总厚度设定为8mm，在以上这些条件下制造氮化硅基板，对于所述氮化硅基板，没有检测出MgSiN2晶相，热传导率变低至77W/m·K。这是由于烧结工序中的升温速度快，因此抑制了MgSiN2晶相的生成，氮化硅基板的热传导率降低。需要说明的是，作为与比较例3的不同点，比较例4中Y2O3添加量设定为1.8mol％、升温速度设定为600℃/h、烧结时间设定为5h、基板的总厚度设定为4mm，也由于升温速度快，因此抑制了MgSiN2晶相的生成，热传导率变低至73W/m·K。
对于比较例5，MgO添加量设定为9.9mol％，Y2O3添加量设定为2.3mol％，烧结工序中的烧结温度设定为1750℃，升温速度设定为200℃/h，冷却速度设定为300℃/h，烧结时间设定为4h，基板的总厚度设定为4mm，在以上这些条件下制造氮化硅基板，对于所述氮化硅基板，没有检测出MgSiN2晶相，热传导率变低至70W/m·K，另外，抗弯强度也变低至734MPa。这是由于烧结工序中的烧结温度低，因此抑制了MgSiN2晶相的生成，氮化硅基板的热传导率降低，另外，烧结亦不充分、抗弯强度也降低了。
对于比较例6，MgO添加量设定为9.8mol％，Y2O3添加量设定为1.2mol％，烧结工序中的烧结温度设定为1850℃，升温速度设定为150℃/h，冷却速度设定为600℃/h，烧结时间设定为1h，基板的总厚度设定为4mm，在以上这些条件下制造氮化硅基板，对于所述氮化硅基板，没有检测出MgSiN2晶相，热传导率变低至78W/m·K，另外，抗弯强度也变低至771MPa。这是由于烧结工序中的烧结时间短，因此抑制了MgSiN2晶相的生成，氮化硅基板的热传导率降低，另外，烧结亦不充分，抗弯强度也降低了。
对于比较例7，MgO添加量设定为9.8mol％，Y2O3添加量设定为1.8mol％，烧结工序中的烧结温度设定为1900℃，升温速度设定为150℃/h，冷却速度设定为600℃/h，烧结时间设定为20h，基板的总厚度设定为4mm，在以上这些条件下制造氮化硅基板，对于所述氮化硅基板，MgSiN2晶相的量为β型Si3N4的0.0032倍之多，另外，也包含有包含Y的Y2Si3O3N4的晶相，抗弯强度低至766MPa，其威伯尔系数也变低至13。这是由于烧结工序的烧结时间长，因此促进了晶界的结晶化，由晶界相而导致的氮化硅粒子的结合变弱、抗弯强度降低。其结果是，在热冲击试验中在氮化硅基板上产生了裂缝。
对于比较例8，MgO添加量设定为9.8mol％，Y2O3添加量设定为1.2mol％，烧结工序中的烧结温度设定为1850℃，升温速度设定为300℃/h，冷却速度设定为600℃/h，烧结时间设定为5h，基板的总厚度设定为51mm，在以上这些条件下制造氮化硅基板，对于所述氮化硅基板，MgSiN2晶相的量为β型Si3N4的0.0035倍之多，另外，也包含有包含Y的Y2Si3O3N4的晶相，抗弯强度低至810MPa，其威伯尔系数也变低至13。这是由于在烧结工序中安置的基板的总厚度达51mm之厚，因此结果是，试样内部的冷却速度变为低于100℃/hr并冷却速度慢，因而促进了晶界的结晶化，由晶界相而导致的氮化硅粒子的结合变弱、抗弯强度降低。其结果是，在热冲击试验中在氮化硅基板上产生了裂缝。
对于比较例9，MgO添加量设定为6.7mol％，Y2O3添加量设定为0.6mol％，烧结工序中的烧结温度设定为1900℃，升温速度设定为150℃/h，冷却速度设定为300℃/h，烧结时间设定为4h，基板的总厚度设定为4mm，在以上这些条件下制造氮化硅基板，对于所述氮化硅基板，没有检测出MgSiN2晶相，热传导率变低至77W/m·K，另外，抗弯强度也变低至766MPa。这是因为Y2O3添加量少，MgO和Y2O3的合计添加量也少，因此抑制了MgSiN2晶相的生成，氮化硅基板的热传导率降低，另外，晶界相量亦不充分，因此抗弯强度也降低了。
对于比较例10，MgO添加量设定为6.7mol％，Y2O3添加量设定为2.4mol％，烧结工序中的烧结温度设定为1850℃，升温速度设定为150℃/h，冷却速度设定为600℃/h，烧结时间设定为5h，基板的总厚度设定为8mm，在以上这些条件下制造氮化硅基板，对于所述氮化硅基板，也含有包含Y的Y2Si3O3N4的晶相，抗弯强度低至765MPa，其威伯尔系数也变低至14。这是由于(Y2O3)/(MgO)的摩尔比达0.4之高，因此促进了包含Y的晶界的结晶化，由晶界相而导致的氮化硅粒子的结合变弱、抗弯强度降低。其结果是，在热冲击试验中在氮化硅基板上产生了裂缝。需要说明的是，作为与比较例10的不同点，MgO添加量设定为6.8mol％、Y2O3添加量设定为3.0mol％、烧结温度设定为1900℃、冷却速度设定为300℃/h、升温速度设定为300℃/h、烧结时间设定为4h、基板的总厚度设定为4mm的比较例11，也由于(Y2O3)/(MgO)的摩尔比达0.4之高，因此促进了包含Y的晶界的结晶化，抗弯强度低至768MPa，其威伯尔系数也变低至10。其结果是，在热冲击试验中在氮化硅基板上产生了裂缝。
对于比较例12，MgO添加量设定为9.8mol％，Y2O3添加量设定为0.6mol％，烧结工序中的烧结温度设定为1900℃，升温速度设定为200℃/h，冷却速度设定为600℃/h，烧结时间设定为3h，基板的总厚度设定为4mm，在以上这些条件下制造氮化硅基板，对于所述氮化硅基板，没有检测出MgSiN2晶相，热传导率变低至78W/m·K。这是由于Y2O3添加量少，且(Y2O3)/(MgO)的摩尔比达0.06之低，因此抑制了MgSiN2晶相的生成，氮化硅基板的热传导率降低。需要说明的是，作为与比较例12的不同点，MgO添加量设定为12.7mol％，(Y2O3)/(MgO)的摩尔比设定为0.04，烧结工序中的烧结温度设定为1850℃，升温速度设定为150℃/h，冷却速度设定为300℃/h，在以上这些条件下制造的比较例13，也由于Y2O3添加量少，(Y2O3)/(MgO)的摩尔比达0.04之低，因此抑制了MgSiN2晶相的生成，氮化硅基板的热传导率变低至78W/m·K。
对于比较例14，MgO添加量设定为15.6mol％，Y2O3添加量设定为1.7mol％，烧结工序中的烧结温度设定为1850℃，升温速度设定为150℃/h，冷却速度设定为300℃/h，烧结时间设定为5h，基板的总厚度设定为4mm，在以上这些条件下制造氮化硅基板，对于所述氮化硅基板，MgSiN2晶相的量达β型Si3N4的0.0045倍之多，抗弯强度低至731MPa，其威伯尔系数也变低至12。这是由于MgO添加量多，因此促进了MgSiN2晶相的生成，由晶界相而导致的氮化硅粒子的结合变弱、抗弯强度降低。其结果是，在热冲击试验中在氮化硅基板上产生了裂缝。
对于比较例15，MgO添加量设定为6.8mol％，Y2O3添加量设定为3.0mol％，烧结工序中的烧结温度设定为1900℃，升温速度设定为300℃/h，冷却速度设定为50℃/h，烧结时间设定为5h，基板的总厚度设定为4mm，在以上这些条件下制造氮化硅基板，对于所述氮化硅基板，没有检测出MgSiN2晶相，仅含有包含Y的Y2Si3O3N4的晶相，热传导率达76W/m·K之低，另外，抗弯强度也低至769MPa，其威伯尔系数也变低至12。这是由于(Y2O3)/(MgO)的摩尔比达0.4之高，因此抑制了MgSiN2晶相的生成，氮化硅基板的热传导率降低，另外，由于烧结工序的冷却速度慢，因此促进了晶界的结晶化，由晶界相而导致的氮化硅粒子的结合变弱、抗弯强度降低。
对于比较例16，MgO添加量设定为6.7mol％，Y2O3添加量设定为1.2mol％，烧结工序中的烧结温度设定为1775℃，升温速度设定为150℃/h，冷却速度设定为600℃/h，烧结时间设定为5h，基板的总厚度设定为0.4mm，在以上这些条件下制造氮化硅基板，对于所述氮化硅基板，相对密度达97.1％之低，热传导率低至79W/m·K，另外，抗弯强度也低至792MPa，其威伯尔系数也变低至13，结果，热冲击试验为不合格。就晶界晶相MgSiN2而言，由于烧结温度的降低，无法获得对于结晶化而言必需的液相量，便难以析出，MgSiN2晶相的(121)的X射线衍射峰强度相对于β型Si3N4前述β型氮化硅的晶粒的(110)、(200)、(101)、(210)、(201)、(310)、(320)及(002)的X射线衍射峰强度之和的比率停留于0.0003。由此氮化硅基板的热传导率降低了。
对于比较例17，MgO添加量设定为4.1mol％，Y2O3添加量设定为0.5mol％，烧结工序中的烧结温度设定为1875℃，升温速度设定为150℃/h，冷却速度设定为600℃/h，烧结时间设定为5h，基板的总厚度设定为0.4mm，在以上这些条件下制造氮化硅基板，对于所述氮化硅基板，热膨胀系数达2.26ppm/℃之低，与Cu电路板的热膨胀系数差变大。由此与Cu电路板的热膨胀系数差变大，虽然抗弯强度优异但是在热冲击试验中成为不合格。就晶界晶相MgSiN2而言，由于因MgO及Y2O3的添加量皆降低而难以析出，因此MgSiN2晶相的(121)的X射线衍射峰强度相对于β型Si3N4前述β型氮化硅的晶粒的(110)、(200)、(101)、(210)、(201)、(310)、(320)及(002)的X射线衍射峰强度之和的比率停留于0.0004，氮化硅基板的热传导率降低至79W/m·K。
对于比较例18，MgO添加量设定为37.2mol％，Y2O3添加量设定为4.7mol％，烧结工序中的烧结温度设定为1875℃，升温速度设定为150℃/h，冷却速度设定为600℃/h，烧结时间设定为5h，基板的总厚度设定为0.4mm，在以上这些条件下制造氮化硅基板，对于所述氮化硅基板，热膨胀系数达4.52ppm/℃之高，与Cu电路板的热膨胀系数差降低，但是基板自身的热收缩变大。另外，由于晶界相的存在比率增大，因此热传导率降低至65W/m.K。进一步地，抗弯强度降低至780MPa。结果，在热冲击试验中成为不合格。
因MgO及Y2O3的添加量皆增大而导致在晶界相中易于析出过剩的MgSiN2晶相，MgSiN2晶相的(121)的X射线衍射峰强度相对于β型Si3N4前述β型氮化硅的晶粒的(110)、(200)、(101)、(210)、(201)、(310)、(320)及(002)的X射线衍射峰强度之和的比率增大为0.0035，与βSi3N4粒子的结合强度小的晶界晶相的存在比率增加，因此氮化硅基板的抗弯强度降低了。
如上所述可知，对于按表1所示的制造条件而制造的氮化硅基板，晶界相包含非晶相和MgSiN2晶相，不包含含有稀土元素(RE)的晶相，MgSiN2相的量以及其它的特性落入表1中所示的设定范围，虽然不会产生氮化硅基板的裂缝并达到破坏，但是如果任一个制造条件超出上述设定范围，则氮化硅基板的热传导率变低，或产生氮化硅基板的破坏。
附图标记说明
10氮化硅基板
11氮化硅粒子
12非晶质的晶界相
13结晶质的晶界相

Claims (6)

1.一种氮化硅质烧结体，由该碳化硅质烧结体制成氮化硅基板，该氮化硅基板包含β型氮化硅晶粒和晶界相，所述晶界相含有至少1种稀土类元素(RE)、镁(Mg)和硅(Si)，其特征在于：
所述晶界相由非晶相和MgSiN2晶相组成，含有所述稀土类元素(RE)的晶相的任一个晶面的X射线衍射峰强度小于所述β型氮化硅晶粒的(110)、(200)、(101)、(210)、(201)、(310)、(320)及(002)的衍射峰强度之和的0.0005倍，所述MgSiN2晶相的(121)的X射线衍射峰强度为所述β型氮化硅晶粒的(110)、(200)、(101)、(210)、(201)、(310)、(320)及(002)的X射线衍射峰强度之和的0.0005～0.003倍。
2.根据权利要求1所述的氮化硅质烧结体，其特征在于热传导率为80W/m·K以上。
3.根据权利要求1或2所述的氮化硅质烧结体，其特征在于：
将所述氮化硅基板所含有的镁(Mg)换算为氧化镁(MgO)、将含有的至少1种稀土类元素(RE)换算为稀土类元素氧化物(RE2O3)时，MgO含量为6.7～12.8mol％、RE2O3含量为1.1～2.9mol％、MgO和RE2O3的含量合计为7.9～15.1mol％，且(RE2O3)/(MgO)的摩尔比为0.09～0.3。
4.一种氮化硅质烧结体的制造方法，其特征在于：
按照氧化镁(MgO)为6.7～12.8mol％、至少1种的稀土类元素氧化物(RE2O3)为1.1～2.9mol％、两者含量合计为7.9～15.1mol％、且(RE2O3)/(MgO)的摩尔比为0.09～0.3的方式，将氧化镁(MgO)和至少1种稀土类元素氧化物(RE2O3)配合于含氧量2.0质量％以下的氮化硅原料粉中，从而制成总厚度40mm以下的板成型体；将所述板成型体以300℃/h以下的速度从1600℃升温至1800～2000℃的温度，保持2～10小时之后，以100℃/h以上的速度冷却至1500℃进行烧结。
5.一种氮化硅电路基板，其特征在于：
其包含有由权利要求1至3中任一项所述的氮化硅质烧结体形成的氮化硅基板、接合于所述氮化硅基板的一面的金属电路板、接合于所述氮化硅基板的另一面的金属散热板。
6.一种半导体模块，其特征在于：
其包含有权利要求5所述的氮化硅电路基板和搭载于该氮化硅电路基板上的半导体元件。
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