CN102781878A - 陶瓷烧结体及使用其的电路基板、电子装置以及热电转换组件 - Google Patents

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Abstract

本发明提供导热性优异并且刚性高的陶瓷烧结体、不易产生龟裂的电路基板、可靠性高的电子装置及可靠性高的热电转换组件。通过使主晶相以氮化硅作为主成分，晶界相以氧化镁及稀土类氧化物作为主成分，并且包含组成式以REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)表示的成分，从而能够得到导热性优异并且刚性高的陶瓷烧结体。此外，若将该烧结体用于电路基板，则能够制成不易产生龟裂的、可靠性高的电路基板，使用该电路基板的电子装置及热电转换组件的可靠性高。

Description

陶瓷烧结体及使用其的电路基板、电子装置以及热电转换组件
技术领域
本发明涉及作为散热构件或电路构件的支撑基板的陶瓷烧结体、以及使用其的电路基板、电子装置以及热电转换组件。
背景技术
近年来，绝缘栅双极型晶体管(IGBT)元件、金属氧化膜型场效应晶体管(MOSFET)元件、发光二级管(LED)元件、续流二级管(FWD)元件、电力晶体管(GTR)元件等半导体元件、升华型热打印头元件、热喷墨打印头元件及珀耳帖元件等各种电子部件使用搭载在电路基板的电路构件上的电子装置。此外，在放射性同位素热电发电装置、排热回收发电装置等发电装置、利用珀耳帖效应的光检测装置、冷却半导体制造装置等的装置、调节激光二级管的温度的装置等中，采用以支撑基板夹持热转换元件的热电转换组件。这些电路基板或热电转换组件的支撑基板中使用陶瓷烧结体，该陶瓷烧结体要求高导热性。
例如，专利文献1中，作为具有高热导率的陶瓷烧结体，提出了一种氮化硅烧结体，其中，将稀土类金属换算成氧化物为2.0～17.5重量％，将Mg换算成氧化物为0.3～3.0重量％，总计含有0.3重量％以下作为杂质的Al、Li、Na、K、Fe、Ba、Mn、B，由氮化硅结晶及晶界相构成并且晶界相中的结晶化合物相相对于晶界相整体的比例为20％以上。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2000-34172号公报
发明内容
发明所要解决的问题
然而，在氮化硅烧结体中，若晶界相中存在稀土类氧化物，则存在刚性不够高、容易产生翘曲的问题。
本发明是为了解决上述的问题而提出的，其目的在于提供即使在晶界相中存在稀土类氧化物、导热性也优异并且刚性高的陶瓷烧结体及使用其的电路基板、电子装置以及热电转换组件。
用于解决问题的方法
本发明的陶瓷烧结体的特征在于，主晶相以氮化硅作为主成分，晶界相以氧化镁及稀土类氧化物作为主成分，并且包含组成式以REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)表示的成分。
此外，本发明的电路基板的特征在于，在由上述本发明的陶瓷烧结体构成的支撑基板的第1主表面侧设置电路构件，在与所述第1主表面相对的第2主表面侧设置散热构件而成。
此外，本发明的电子装置的特征在于，在上述本发明的电路基板中的电路构件上搭载电子部件而成。
此外，本发明的热电转换组件的特征在于，在由上述本发明的陶瓷烧结体构成的支撑基板上，以电连接的状态接合有由p型热电转换元件和n型热电转换元件构成的热电转换元件。
发明的效果
根据本发明的陶瓷烧结体，由于主晶相以氮化硅作为主成分，晶界相以氧化镁及稀土类氧化物作为主成分，并且包含组成式以REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)表示的成分，所以能够得到导热性优异且刚性高的陶瓷烧结体。
此外，根据本发明的电路基板，由于是在由本发明的陶瓷烧结体构成的支撑基板的第1主表面侧设置电路构件，在与第1主表面相对的第2主表面侧设置散热构件而成，使用由导热性优异并且刚性高的陶瓷烧结体构成的支撑基板，因此能够制成支撑基板上不易产生龟裂的、可靠性高的电路基板。
此外，根据本发明的电子装置，由于在本发明的电路基板中的电路构件上搭载电子部件而成，所以能够制成可靠性高的电子装置。
此外，根据本发明的热电转换组件，由于在由本发明的陶瓷烧结体构成的支撑基板上，以电连接的状态接合有由p型热电转换元件和n型热电转换元件构成的热电转换元件，所以能够制成支撑基板上不易产生龟裂的、可靠性高的热电转换组件。
附图说明
图1表示本实施方式的电路基板的实施方式的一个例子，(a)是俯视图，(b)是(a)的A-A’线上的剖面图，(c)是仰视图。
图2表示本实施方式的电路基板的实施方式的其它例子，(a)是俯视图，(b)是(a)的B-B’线上的剖面图，(c)是仰视图。
图3表示本实施方式的电路基板的实施方式的其它例子，(a)是俯视图，(b)是(a)的C-C’线上的剖面图，(c)是仰视图。
图4表示本实施方式的电子装置的实施方式的一个例子，(a)是俯视图，(b)是(a)的D-D’线上的剖面图，(c)是仰视图。
图5表示本实施方式的热电转换组件的一个例子，(a)是局部断裂的立体图，(b)是剖面图。
具体实施方式
关于本实施方式的陶瓷烧结体，主晶相以氮化硅作为主成分，晶界相以氧化镁及稀土类氧化物作为主成分，包含组成式以REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)表示的成分。通过使晶界相中包含以REMgSi2O5N表示的成分，从而使容易变形的晶界相的非晶质相相对地变少，所以可抑制晶界相的变形，提高刚性。此外，非晶质相在高温时特别容易变形，但在本实施方式的陶瓷烧结体中，由于非晶质相相对地少，所以能够进一步抑制高温时的变形。进而由于REMgSi2O5N的导热性优异，所以存在陶瓷烧结体的导热性变高的倾向。
本实施方式的陶瓷烧结体中，若主晶相含有80质量％以上作为主成分的氮化硅，特别是含有90质量％以上，则存在散热性及机械强度变高的倾向，所以优选。这里，本实施方式中所谓主晶相表示2个以上的结晶相中，质量比率最大的结晶相。
陶瓷烧结体的主晶相中包含的氮化硅可以采用X射线衍射法来鉴定。此外，结晶相或晶界相中包含的成分的含量可以通过利用EPMA或TEM的EDS(Energy·Dispersive·Spectroscopy)分析任意的地方来测定。主晶相中包含的氮化硅例如可以通过求出硅(Si)的含量，并将该含量换算成氮化硅(Si3N4)而求出。此外，陶瓷烧结体的氮化硅的含量可以通过利用荧光X射线分析法或ICP(Inductively Coupled Plasma)发光分析法求出硅的含量，并将该含量换算成氮化硅而求出。本实施方式的陶瓷烧结体中包含的氮化硅的含量为80质量％以上、优选为90质量％以上较佳。
本实施方式的陶瓷烧结体的晶界相以氧化镁(MgO)及稀土类氧化物(例如Sc2O3、Y2O3、La2O3、Ce2O3、Pr6O11、Nd2O3、Pm2O3、Sm2O3、Eu2O3、Gd2O3、Tb2O3、Dy2O3、Ho2O3、Er2O3、Tm2O3、Yb2O3及Lu2O3的至少任1种)作为主成分，包含组成式以REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)表示的成分。另外，构成以REMgSi2O5N表示的成分的稀土类金属(RE)适宜为镧系金属(La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu)，其中适宜为铒(Er)、镱(Yb)及镥(Lu)的至少1种。其理由是，铒、镱及镥是周期表第3族元素中离子半径较小的元素，所以与构成上述组成式的其它原子即Si、O、N的结合强，因此声子的传递良好，能够提高热导率。并且，由于铒、镱及镥与Si、O、N的结合强，所以由热能引起的晶格振动小，由温度变化引起的体积膨胀小，因此能够减小热膨胀系数，能够提高耐热冲击特性。通过将构成上述成分的稀土类金属(RE)设定为铒、镱及镥中的至少1种，例如，存在室温下的热膨胀系数进一步小至2.35×10-6/K以下、此外热导率高达55W/(m·K)以上的倾向。
进而，构成上述成分的稀土类金属(RE)为铒(Er)时，由于Er的氧化物即氧化铒(Er2O3)比较便宜，并且与添加氧化镱(Yb2O3)或氧化镥(Lu2O3)时相比能够在更低的温度下烧结，所以更适宜。
上述的氧化镁、稀土类氧化物及组成式以REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)表示的成分可以采用X射线衍射法来鉴定。
此外，氧化镁、稀土类氧化物及组成式以REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)表示的成分的各含量可以通过能量分散型X射线分光法而求出。另外，关于氧化镁及稀土类氧化物，在晶界相中包含的成分中，与其它成分相比含量较多、且以它们的总计含量相对于将构成晶界相的成分换算成氧化物的总计多于50质量％的量含有时，以氧化镁及稀土类氧化物作为晶界相的主成分。若晶界相以氧化镁及稀土类氧化物作为主成分，则机械强度变高，并且晶界相中容易进入主晶相中包含的氧，所以存在散热特性变高的倾向，因而优选。此外，若晶界相中包含的氧化镁及稀土类氧化物的总计含量相对于将构成晶界相的成分换算成氧化物的总计以60质量％以上含有，则存在机械特性变得更高、散热特性变得更高的倾向，因而进一步优选。
此外，为了提高本实施方式的陶瓷烧结体的散热特性，优选减少主晶相中包含的氧量，在烧成工序中降低氮化硅的粉末中包含的氧较佳。另外，氮化硅的粉末中包含的氧是指在粉末的制造工序等中吸附在氮化硅的粉末的表面的氧。
此外，本实施方式的陶瓷烧结体优选通过X射线衍射法求出的、组成式以REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)表示的成分的衍射角30～31°的峰强度I1的半值宽度为0.4°以下。
若组成式以REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)表示的成分的衍射角30～31°的峰强度I1的半值宽度为0.4°以下，则存在REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)的结晶的应变减小、陶瓷烧结体的导热性更高且刚性变得更高的倾向。另外，半值宽度只要作为相当于X射线衍射图中的结晶峰强度(I)的一半的强度(I/2)的位置的峰宽的衍射角求出即可。
此外，本实施方式的陶瓷烧结体优选设通过X射线衍射法求出的、主晶相中包含的氮化硅的衍射角27～28°的峰强度为I0时，比率(I1/I0)为5.5％以上。
设主晶相中包含的氮化硅的衍射角27～28°的峰强度为I0时，若比率(I1/I0)为5.5％以上，则存在构成以REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)表示的成分的晶格的大小的分布或面方位的错位的分布变得更小的倾向，存在陶瓷烧结体的导热性或刚性进一步变高的倾向。
此外，本实施方式的陶瓷烧结体中，晶界相中除了以REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)表示的成分以外，还优选包含组成式以RE2Si3O3N4、RE4Si2O7N2及RE5Si3O12N(RE为稀土类金属)表示的成分的至少任一种。通过使晶界相中包含组成式以RE2Si3O3N4、RE4Si2O7N2及RE5Si3O12N(RE为稀土类金属)表示的成分的至少任一种，由此容易变形的非晶质相相对地变少，所以存在刚性进一步变高的倾向。此外，组成式以RE2Si3O3N4、RE4Si2O7N2及RE5Si3O12N(RE为稀土类金属)表示的成分与非晶质相相比导热性较高，所以存在陶瓷烧结体的热导率变得更高的倾向。
这里，构成组成式以RE2Si3O3N4、RE4Si2O7N2及RE5Si3O12N(RE为稀土类金属)表示的成分的稀土类金属(RE)只要是与以REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)表示的成分同样的稀土类金属(RE)即可。
另外，晶界相中，除了上述的氧化镁、稀土类氧化物及组成式以REMgSi2O5N、RE2Si3O3N4、RE4Si2O7N2以及RE5Si3O12N(RE为稀土类金属)表示的成分以外，也可以包含氧化硅、原料中包含的不可避免的杂质的氧化物、例如氧化铁或氧化钙等。
此外，本实施方式的陶瓷烧结体优选在2GHz～3GHz范围内的任意的频率下的介电常数与电介质损耗角正切之积为0.01以下(其中，0除外)。
使用陶瓷烧结体，在高频区域施加交流电压时，若介电常数与电介质损耗角正切之积小，则存在即使微波透过陶瓷烧结体中微波也不易衰减的倾向。因此，若在2GHz～3GHz范围内的任意的频率下的介电常数与电介质损耗角正切之积为0.01以下(其中，0除外)，则优选用作要求高的微波透过特性的构件、例如等离子体处理装置中的微波透过窗构件等使用，除此以外，可以用作等离子体处理装置内的各种结构部件或进行微波区域的信号传递的基板。
另外，介电常数和电介质损耗角正切的值只要通过通常的一般的测定方法求出即可，例如只要依据JIS R 1627-1996来测定即可。
关于本实施方式的陶瓷烧结体的机械特性，优选3点弯曲强度为750MPa以上，动态弹性模量为300GPa以上，维氏硬度(Hv)为13GPa以上，破坏韧性(K1C)为5MPam1/2以上。通过使这些机械特性为上述范围，由于将本实施方式的陶瓷烧结体与由金属形成的构件接合而成的接合构件尤其是存在耐蠕变性、对热循环的耐久性提高的倾向，所以可得到高的可靠性，并且能够长时间使用。
另外，关于3点弯曲强度，只要依据JIS R 1601-2008(ISO 17565：2003(MOD))来测定即可。但是，当陶瓷烧结体的厚度薄，无法将由陶瓷烧结体切出的试验片的厚度设定为3mm时，优选将陶瓷烧结体的厚度直接作为试验片的厚度进行评价，且其结果满足上述数值。
此外，为了评价陶瓷烧结体的刚性，只要采用动态弹性模量来评价即可，关于该动态弹性模量，只要依据JIS R 1602-1995中规定的超声波脉冲法来测定即可。但是，当陶瓷烧结体的厚度薄，无法将由陶瓷烧结体切出的试验片的厚度设定为10mm时，优选采用悬臂梁共振法来进行评价，且其结果满足上述数值。
关于维氏硬度(Hv)及破坏韧性(K1C)，只要分别依据JIS R1610-2003(ISO 14705：2000(MOD))及JIS R 1607-1995中规定的压头压入法(IF法)来测定即可。另外，当陶瓷烧结体的厚度薄，无法将由陶瓷烧结体切出的试验片的厚度分别设定为JIS R 1610-2003及JIS R 1607-1995的压头压入法(IF法)中规定的0.5mm及3mm时，优选将陶瓷烧结体的厚度直接作为试验片的厚度进行评价，其结果满足上述数值。但是，在陶瓷烧结体的厚度薄到直接以陶瓷烧结体的厚度进行评价而无法满足上述数值的程度时，例如为0.2mm以上且低于0.5mm时，只要将对陶瓷烧结体施加的试验力及压入负载均设定为0.245N，将保持试验力及压入负载的时间均设定为15秒来测定维氏硬度(Hv)及破坏韧性(K1C)即可。
此外，上述那样的陶瓷烧结体的电特性优选体积电阻率在常温下为1014Ω·cm以上，在300℃下为1012Ω·cm以上。该体积电阻率只要依据JIS C2141-1992来测定即可。但是，当陶瓷烧结体小，无法由陶瓷烧结体制成为JIS C 2141-1992中规定的大小时，优选采用2端子法进行评价，且其结果满足上述数值。
图1表示本实施方式的电路基板的实施方式的一个例子，(a)是俯视图，(b)是(a)的A-A’线上的剖面图，(c)是仰视图。
图1所示例子的电路基板10是在由本实施方式的陶瓷烧结体构成的支撑基板1的第1主表面侧设置电路构件2、在与第1主表面相对的第2主表面侧设置散热构件3而成的电路基板10。
这样的电路基板10由于使用由得到高刚性的本实施方式的陶瓷烧结体构成的支撑基板1，所以可以说是可靠性高的电路基板。
图1所示例子的电路基板10中，在支撑基板1的第1主表面及第2主表面，分别借助焊料4a、4b而接合有2个电路构件2a、2b及散热构件3。
构成本例的电路基板10的由陶瓷烧结体构成的支撑基板1为平板状，例如，长度(图1所示的X方向)为20mm以上且200mm以下，宽度(图1所示的Y方向)为10mm以上且120mm以下。支撑基板1的厚度根据用途而异，但为了使耐久性及绝缘耐压高、抑制热电阻，适宜设定为0.2mm以上且1.0mm以下。
此外，构成本例的电路基板10的电路构件2a例如长度(图1所示的X方向)为15mm以上且155mm以下，宽度(图1所示的Y方向)为8mm以上且100mm以下。此外，电路构件2b例如长度(图1所示的X方向)为1mm以上且10mm以下，宽度(图1所示的Y方向)为8mm以上且100mm以下。电路构件2a、2b的厚度根据流过电路构件2a、2b的电流的大小或电路构件2a、2b中搭载的电子部件(未图示)的发热量等来决定，例如为0.5mm以上且5mm以下。
此外，构成电路基板10的散热构件3具有从发热后的电子部件(未图示)释放热的功能，例如长度(图1所示的X方向)为18mm以上且190mm以下，宽度(图1所示的Y方向)为8mm以上且100mm以下，厚度为0.5mm以上且5mm以下。
图2表示本实施方式的电路基板的实施方式的其它例子，(a)是俯视图，(b)是(a)的B-B’线上的剖面图，(c)是仰视图。
图2所示例的电路基板10’中，图1所示例子的电路基板10的电路构件2a、2b及散热构件3借助焊料4a、4b及铜材5a、5b接合在支撑基板1上。图2所示例子的电路基板10’也可得到与图1所示例子的电路基板10同样的作用效果。进而，图1所示例子的电路基板10的接合温度为800～900℃，与此相对，通过借助铜材5a、5b，在电路构件2a、2b与铜材5a之间及散热构件3与铜材5b之间各自的构成成分即铜在300～500℃左右的比较低的温度下扩散、接合，所以能够抑制支撑基板1中产生的翘曲。其结果是，由于支撑基板1中产生的应力小，所以即使反复施加热也不易产生龟裂。此外，由于能够增厚电路构件2a、2b及散热构件3中的至少任一个，所以存在散热特性变高的倾向。
图3表示本实施方式的电路基板的实施方式的其它例子，(a)是俯视图，(b)是(a)的C-C’线上的剖面图，(c)是仰视图。
图3所示例的电路基板10”中，除了电路构件2a、2b的大小相同以外，是与图2所示的电路基板10’相同的构成。图3所示的电路部件2a、2b的尺寸例如长度(图1所示的X方向)为8mm以上且100mm以下，宽度(图1所示的Y方向)为8mm以上且100mm以下，厚度为0.5mm以上且5mm以下。
如图3所示例子那样，在支撑基板1的第1主表面配置有大小相同的电路构件2a、2b时，与图2所示例子的电路基板10’相比，通过接合尺寸相同的电路部件2a、2b，可抑制支撑基板1中产生的应力发生偏颇，因此更加能够抑制支撑基板1的翘曲。
另外，电路构件2a、2b及散热构件3中，优选铜的含量为90质量％以上，特别优选由无氧铜、韧铜及磷脱酸铜中的任一者形成。进而，优选由无氧铜中铜的含量为99.995质量％以上的线形结晶无氧铜、单晶状高纯度无氧铜及真空熔炼铜中的任一者形成。这样，电路构件2a、2b及散热构件3若铜的含量变多，则由于各自电阻低，热导率变高，所以散热特性提高，进而在电路构件2a、2b中，电路特性(抑制搭载在电路构件2a、2b上的电子部件的发热、减少电力损失的特性)也提高。此外，若铜的含量变多，则由于屈服应力低，加热时容易发生塑性变形，所以电路构件2a、2b及铜材5a、散热构件3及铜材5b的各自的密合性提高，可靠性变得更高。
此外，焊料4a、4b的主成分为银及铜中的至少任1种，优选含有选自钛、锆、铪及铌中的1种以上，其厚度例如为5μm以上且20μm以下。
此外，铜材5a、5b优选由无氧铜、韧铜及磷脱酸铜中的任一者形成，特别优选由无氧铜中铜的含量为99.995质量％以上的线形结晶无氧铜、单晶状高纯度无氧铜及真空溶解铜中的任一者形成，其厚度例如为0.1mm以上且0.6mm以下。
另外，关于构成电路基板的由陶瓷烧结体构成的支撑基板1的3点弯曲强度、动态弹性模量、维氏硬度(Hv)及破坏韧性(K1C)，只要由电路基板通过蚀刻除去焊料4a、4b及铜材5a、5b后，通过上述的方法求出即可。
图4表示本实施方式的电子装置的实施方式的一个例子，(a)是俯视图，(b)是(a)的D-D’线上的剖面图，(c)是仰视图。
图4所示例子的电子装置S是在本实施方式的电路基板10的电路构件2上搭载1个以上的半导体元件等电子部件6、7而成的，这些电子部件6、7彼此通过导体(未图示)而相互电连接。根据本例的电子装置S，由于在本实施方式的电路基板10中的电路构件2上搭载电子部件6、7，即使电子部件6、7反复发热，支撑基板1与电路构件2及散热构件3也不容易剥离，所以能够制成耐久性高的电子装置。
图4所示例子中的支撑基板1的尺寸优选设定为例如长度(图1所示的X方向)为20mm以上且200mm以下，宽度(图1所示的Y方向)为10mm以上且120mm以下，厚度为0.2mm以上且1.0mm以下。并且，电路构件2及散热构件3的尺寸优选设定为例如长度(图1所示的X方向)为4mm以上且40mm以下，宽度(图1所示的Y方向)为5mm以上且50mm以下，厚度为0.5mm以上且5mm以下。
此外，如图4所示例子那样，电路构件2及散热构件3在俯视下分别以多行及多列配置是适宜的。这样，通过使电路构件2及散热构件3在俯视下以多行及多列配置，从而在将电路构件2及散热构件3接合在支撑基板1上时，支撑基板1中产生的应力容易被分散，所以能够进一步抑制支撑基板1的翘曲。
特别是电路构件2及散热构件3如图4所示例子那样，优选在俯视下分别以多行及多列等间隔配置。
根据图1～4所示例子的电路基板10及电子装置S，由于支撑基板1中不易产生翘曲，所以即使反复施加热也不易产生龟裂，能够得到可靠性高的电路基板及电子装置。
图5表示本实施方式的热电转换组件的一个例子，(a)是局部断裂的立体图，(b)是剖面图。
图5所示的热电转换组件20是在由本实施方式的陶瓷烧结体构成的支撑基板1x、1y间，以电连接的状态接合有由p型热电转换元件11a和n型热电转换元件11b构成的热电转换元件11。另外，图5所示的热电转换组件20中，热电转换元件11分别从支撑基板1侧借助接合层12(12a)、布线导体13、第2接合层12(12b)接合在支撑基板1上。此外，排列在支撑基板1x、1y间的热电转换元件11中，成为电路的始端及终端的热电转换元件11分别与外部连接端子14连接，外部连接端子14通过焊锡15而连接引线16，成为从外部供给电力的结构。
作为这样的支撑基板1x、1y，通过使用本实施方式的陶瓷烧结体，能够得到即使反复施加热也不易产生龟裂、可靠性高的导热组件20。另外，本实施方式的热电转换组件20只要是支撑底座1x、1y中的任一者为本实施方式的陶瓷烧结体即可，作为另一支撑底座，也可以具有由本实施方式的陶瓷烧结体以外的陶瓷烧结体、树脂或金属形成的支撑底座。
接着，对本实施方式的陶瓷烧结体的制造方法进行说明。
首先，将β化率为20％以下的氮化硅的粉末、和作为添加成分的氧化镁(MgO)及稀土类氧化物(例如Sc2O3、Y2O3、La2O3、Ce2O3、Pr6O11、Nd2O3、Pm2O3、Sm2O3、Eu2O3、Gd2O3、Tb2O3、Dy2O3、Ho2O3、Er2O3、Tm2O3、Yb2O3及Lu2O3中的至少任一种)的粉末用滚磨机、回转磨、振动磨、珠磨机、砂磨机、搅拌磨等任意的磨机，与水一起进行湿式混合，粉碎，制作浆料。
然而，在氮化硅中，根据其晶体结构的不同，存在α型及β型这2种的氮化硅。α型在低温下稳定，β型在高温下稳定，在1400℃以上不可逆地发生由α型向β型的相变。这里，β化率是指设通过X射线衍射法得到的α(102)衍射线与α(210)衍射线的各峰强度之和为Ia、设β(101)衍射线与β(210)衍射线的各峰强度之和为Iβ时，通过下式算出的值。
β化率＝{Iβ/(Iα+Iβ)}×100(％)
氮化硅的粉末的β化率对以氮化硅作为主成分的陶瓷烧结体的强度及破坏韧性值有影响。这是因为使用β化率为20％以下的氮化硅的粉末能够同时提高强度及破坏韧性值。β化率超过20％的氮化硅的粉末在烧成工序中成为粒生长的核，容易成为粗大且长宽比小的结晶，有可能强度及破坏韧性值均降低。因此，特别优选使用β化率为10％以下的氮化硅的粉末。
在氮化硅及添加成分的粉末的粉碎中使用的球优选为由不易混入杂质的材质或相同材料组成的氮化硅质烧结体形成的球。另外，关于氮化硅及添加成分的粉末的粉碎，从提高烧结性的方面考虑，优选使粒度分布曲线的累积体积的总和为100％时的累积体积为90％的粒径(D90)粉碎至3μm以下。通过粉碎得到的粒度分布可以根据球的外径、球的量、浆料的粘度、粉碎时间等进行调整。为了降低浆料的粘度，优选添加分散剂，为了在短时间内粉碎，优选预先使用达到累积体积50％的粒径(D50)为1μm以下的粉末。
接着，将所得到的浆料通过比ASTM E 11-61中记载的粒度编号为200目更细的目数的筛子后使其干燥，得到以氮化硅作为主成分的颗粒(以下称为氮化硅质颗粒。)。干燥可以用喷雾干燥机干燥，也可以是其它的方法，没有任何问题。然后，采用粉末压延法将氮化硅质颗粒成形为片状制成陶瓷生片，将该陶瓷生片切断成规定的长度而得到以氮化硅作为主成分的成形体(以下，将以氮化硅作为主成分的成形体称为氮化硅质成形体。)。或者，代替粉末压延法而采用加压成形法，将氮化硅质颗粒填充到成形模中之后进行加压，从而得到形状为例如棱柱状、多边片状、圆柱状或圆板状的氮化硅质成形体。
接着，在该氮化硅质成形体的主表面载置含硅的颗粒或敷粉等粉粒体。载置的方法可以用筛子将粉粒体撒到氮化硅质成形体的主表面、或在粉粒体中添加溶剂制成浆料用刷毛或滚筒等进行涂布。另外，构成粉粒体的粉末例如是硅的粉末、氮化硅的粉末、氧化硅的粉末及塞隆的粉末中的至少任一者、和作为添加成分的氧化镁及氧化钙(CaO)的粉末中的至少任一者以及稀土类氧化物的粉末。另外，颗粒是将例如制作上述粉粒体时使用的粉末混合并粉碎而制成浆料，用喷雾干燥机干燥而成的物质，敷粉是将采用制作上述粉粒体时使用的各粉末烧成而得到的烧结体粉碎而成的物质。
接着，将主表面载置有粉粒体的氮化硅质成形体大量堆积在由相对密度为55％以上且95％以下的氮化硅质烧结体形成的匣钵的内部，为了抑制氮化硅质成形体的含有成分的挥发，在成形体的周围配置含有氧化镁及稀土类氧化物等成分的共材，放入到设置有石墨电阻发热体的烧成炉内进行烧成。另外，共材相对于氮化硅质成形体的各质量的总计优选为2质量％以上且低于10质量％的量。
此外，关于烧成温度，在真空气氛中从室温升温到300～1000℃，然后，导入氮气，将氮分压维持在15～900kPa。由于该状态下的氮化硅质成形体的开气孔率为40～55％左右，所以氮化硅质成形体中被充分填充氮气。在1000～1400℃附近添加成分经过固相反应而形成液相成分，在1400℃以上的温度域，不可逆地发生从α型向β型的相变。然后，提高烧成炉内的温度，将温度设定为1560℃以上且1640℃以下，保持2小时以上且4小时以下后，进一步提高温度设定为1700℃以上且1730℃以下，保持4小时以上且10小时以下，由此能够使晶界相中包含以REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)表示的成分。特别是为了使晶界相中包含以REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)表示的成分、且使晶界相中包含组成式以RE2Si3O3N4、RE4Si2O7N2及RE5Si3O12N(RE为稀土类金属)表示的成分中的至少任一者，只要将最后保持的温度设定为例如1740℃以上且低于1800℃，保持4小时以上且10小时以下即可。结束该保持后，以每小时20℃以上且500℃以下的速度进行冷却，由此能够得到本实施方式的陶瓷烧结体。另外，在后面叙述，通过适当变更该每小时的冷却速度，能够控制组成式以REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)表示的成分的结晶性，能够调整基于X射线衍射法的任意的衍射角下的峰强度、和其半值宽度。
即，为了使通过X射线衍射法求出的、衍射角30～31°下的组成式以REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)表示的成分的峰强度I1的半值宽度达到0.4°以下，只要以每小时480℃以下的速度进行冷却即可。
此外，设通过X射线衍射法求出的、衍射角27～28°下的主晶相中包含的氮化硅的峰强度为I0时，为了使比率(I1/I0)达到5.5％以上，只要以每小时460℃以下的速度进行冷却即可。
进而，为了使在2GHz～3GHz范围内的任意的频率下的介电常数与电介质损耗角正切之积达到0.01以下(其中，0除外)，只要对通过上述的方法得到的本实施方式的陶瓷烧结体实施热处理，例如设定为氮气氛中、1700℃以上且低于1730℃，保持1小时以上且2小时以下即可。
接着，对本实施方式的电路基板的制造方法进行说明。
为了得到图1所示例子的电路基板10，首先，准备X方向的长度为20mm以上且200mm以下、Y方向的长度为10mm以上且120mm以下、厚度为0.2mm以上且1.0mm以下、由本实施方式的陶瓷烧结体构成的支撑基板1。接着，在该支撑基板1的两主表面上，通过丝网印刷法、辊涂法及刷毛涂法等任一者涂布含有选自钛、锆、铪及铌中的1种以上的银(Ag)-铜(Cu)系合金的糊状的焊料，在第1主表面侧配置以铜作为主成分的电路构件2a、2b，在第2主表面侧配置以铜作为主成分的散热构件3。也可以使上述糊状的焊料中含有选自钼、钽、锇、铼及钨中的1种以上。然后，在800℃以上且900℃以下加热，同时施加30MPa以上的压力，由此能够得到在支撑基板1的第1主表面侧借助焊料4a接合电路构件2a、2b、在第2主表面侧借助焊料4b接合散热构件3而成的电路基板10。
此外，为了得到图2、3所示例子的电路基板10’、10”，首先，准备上述大小的支撑基板1。接着，在该支撑基板1的两主表面上，通过丝网印刷法、辊涂法及刷毛涂法等任一者涂布含有选自钛、锆、铪及铌中的1种以上的银-铜系合金的糊状的焊料，在两侧分别配置薄状的铜材5a、5b。也可以使上述糊状的焊料中含有选自钼、钽、锇、铼及钨中的1种以上。然后，在800℃以上且900℃以下进行加热，在支撑基板1的第1主表面形成焊料4a及铜材5a，在第2主表面形成焊料4b及铜材5b。然后，对铜材5a与电路构件2a、2b相对的面进行研磨后，在铜材5a上配置电路构件2a、2b；对铜材5b与散热构件3相对的面进行研磨后，在铜材5b上配置散热构件3。然后，在选自氢、氮、氖或氩的任一者中的气氛中，在300℃以上且500℃以下进行加热，同时施加30MPa以上的压力，由此能够得到如下而成的电路基板10：借助焊料4a、铜材5a、在支撑基板1的第1主表面侧接合电路构件2、借助焊料4b、铜材5b在支撑基板1的第2主表面侧接合散热构件3。
以下，对本发明的实施例进行具体说明，但本发明并不限定于这些实施例。
实施例1
首先，将β化率为10％(即，α化率为90％)的氮化硅的粉末、和作为添加成分的氧化镁(MgO)的粉末及表1所示的稀土类氧化物的粉末用回转磨进行湿式混合，粉碎至粒径(D90)达到1μm以下为止制成浆料。
按照相对于陶瓷烧结体100质量％，氧化镁的含量为3质量％、稀土类氧化物的含量为14质量％的方式，添加氧化镁及表1所示的各稀土类氧化物。
接着，将所得到的浆料通过ASTM E 11-61中记载的粒度编号为250目的筛子后用喷雾干燥机使其干燥，从而得到氮化硅质颗粒。然后，用粉末压延法将氮化硅质颗粒成形为片状而制成陶瓷生片，得到将该陶瓷生片切断成规定的长度的氮化硅质成形体。
接着，通过与上述方法相同的方法制作以氮化硅的粉末作为主成分、以表1所示的成为晶界相的主成分的氧化镁的粉末和稀土类氧化物的粉末作为添加成分的颗粒。然后，用表面具备凹部的辊，将所得到的颗粒填充到辊的凹部，使辊在各试样的氮化硅质成形体的主表面上转动，由此在主表面上载置颗粒。
接着，将主表面载置有颗粒的氮化硅质成形体每个试样地大量堆积到由相对密度为75％的氮化硅质烧结体形成的匣钵的内部，在将含有氧化镁及稀土类氧化物等成分的共材以相对于氮化硅质成形体的各质量的总计为6质量％的量配置在氮化硅质成形体的周围的状态下，放入到设置有石墨电阻发热体的烧成炉内进行烧成。
关于温度，在真空气氛中从室温升温到500℃，然后，导入氮气，将氮分压维持在100kPa。然后，提高烧成炉内的温度，将温度设定为1580℃，保持4小时后，进一步提高温度在表1所示的温度下保持6小时，以表1所示的降温速度进行冷却，从而得到由主晶相以氮化硅作为主成分的陶瓷烧结体构成、长度为60mm、宽度为30mm、厚度为0.32mm的支撑基板即试样No.1～29。
然后，采用X射线衍射法鉴定氧化镁、稀土类氧化物及组成式分别以REMgSi2O5N、RE2Si3O3N4、RE4Si2O7N2、RE5Si3O12N(RE为稀土类金属)表示的成分，其含量通过能量分散型X射线分光法求出。表1中示出构成晶界相的主成分及含有成分。
此外，使用X射线衍射装置(Spectris(株)制、X’Pert PRO)，测定各试样的结晶晶界中包含的以REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)表示的成分的基于X射线衍射法的、衍射角30～31°的第1峰强度I1及其半值宽度，进而测定主晶相中包含的氮化硅的衍射角27～28°的第1峰强度I0，算出比率(I1/I0)。
此外，通过利用激光闪光的2维法使用热常数测定装置(ULVAC-RIKO，Inc.制、TC-7000)测定各试样的厚度方向的热扩散率α，通过差示扫描量热法(DSC法)使用超高灵敏度型差示扫描量热计(Seiko Instruments Inc.制、DSC-6200)测定各试样的比热容量C，此外，依据JIS R 1634-1998测定各试样的堆密度ρ(kg/m3)。然后，将通过这些方法求出的值代入以下的式(1)中，分别算出各试样的厚度方向的热导率κ(W/(m·K))。
κ＝α·C·ρ…(1)
此外，以动态弹性模量评价各试样的刚性，该动态弹性模量采用悬臂梁共振法进行测定。将结果示于表1中。
【表1】
Figure GDA00002106247800161
如表1所示那样，可知试样No.1、3～17、19～23、25～29由于晶界相中包含组成式以REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)表示的成分，所以与晶界相中不含REMgSi2O5N的试样No.2、18、24相比热导率、动态弹性模量均高，使用试样No.1、3～17、19～23、25～29作为构成图1所示的电路基板10的支撑基板1时，可得到不易产生龟裂、可靠性高的电路基板。
此外，降温速度以480℃以下冷却的试样No.30～38在晶界相中包含的组成式为REMgSi2O5N(RE为稀土类金属)的峰强度I1的半值宽度均达到0.4°以下。进而，将试样No.30～32与试样No.3、试样No.33～35与试样No.19、试样No.36～38与试样No.25进行对比，试样No.30～38与峰强度I1的半值宽度大于0.4°的试样No.3、19及25相比显示出热导率及动态弹性模量均变高的倾向。
进而，降温速度以460℃以下冷却的试样No.31、32、34、35、37、38的比率(I1/I0)均为5.5％以上，与比率(I1／I0)小于5.5％的试样No.30、33、36相比显示出热导率及动态弹性模量均变高的倾向。
此外可知，晶界相中除了REMgSi2O5N以外还含有组成式以RE2Si3O3N4、RE4Si2O7N2及RE5Si3O12N(RE为稀土类金属)表示的成分的至少任一者的试样No.4～6、20～22、26～28的热导率、动态弹性模量均进一步变高。
实施例2
首先，将β化率为10％(即、α化率为90％)的氮化硅的粉末、和作为添加成分的氧化镁的粉末及表1所示的稀土类氧化物的粉末用回转磨进行湿式混合，粉碎至粒径(D90)达到1μm以下为止制成浆料。
按照相对于陶瓷烧结体100质量％，氧化镁的含量为3质量％、稀土类氧化物的含量为14质量％的方式，添加氧化镁及表1所示的各稀土类氧化物。
接着，将所得到的浆料通过ASTM E 11-61中记载的粒度编号为250目的筛子后用喷雾干燥机进行干燥，从而得到氮化硅质颗粒。然后，用粉末压延法将氮化硅质颗粒成形为片状而制成陶瓷生片，得到将该陶瓷生片冲压成圆板状的氮化硅质成形体。
以后，至得到陶瓷烧结体为止，通过与实施例1所示的方法相同的方法，得到由直径及厚度分别为48mm、1mm的圆板构成的、以氮化硅作为主成分的陶瓷烧结体。另外，降温速度设定为500℃/小时，得到试样No 39～47。
另外，试样No.40、41、43、44、46及47的陶瓷烧结体以表2所示的温度及保持时间实施热处理。
然后，通过介质负载空腔谐振法测定在2GHz及3GHz下的各试样的介电常数及电介质损耗角正切。更具体而言，关于各试样的形状，在中央分割的圆筒空腔谐振器之间夹持各试样，由TE011模式共振特性算出各试样的介电常数及电介质损耗角正切以及其积，将其值示于表2中。
【表2】
Figure GDA00002106247800181
由表2所示的结果可知，试样No.40、41、43、44、46、47由于在2GHz～3GHz的范围的任意的频率下的介电常数与电介质损耗角正切之积为0.01以下(其中，0除外)，所以可知即使微波透过2GHz～3GHz的范围的陶瓷烧结体中微波也不易衰减，可知适宜作为等离子体处理装置中的微波透过窗构件等、等离子体处理装置内的各种结构部件或进行微波区域的信号传递的基板使用。
实施例3
首先，将β化率为10％(即、α化率为90％)的氮化硅的粉末、和作为添加成分的氧化镁的粉末及稀土类氧化物的粉末用回转磨进行湿式混合，粉碎至粒径(D90)达到1μm以下为止制成浆料。
这里，添加成分按照陶瓷烧结体中的含量达到表3所示的含量的方式进行调整。
接着，将所得到的浆料通过ASTM E 11-61中记载的粒度编号为250目的筛子后用喷雾干燥机使其干燥，从而得到氮化硅质颗粒。然后，用加压成形法，将氮化硅质颗粒填充到成形模中之后进行加压，从而得到形状分别为棱柱状及圆板状的氮化硅质成形体。
接着，通过与上述方法相同的方法制作以氮化硅的粉末作为主成分、且以表3所示的成为晶界相的主成分的氧化镁的粉末和稀土类氧化物的粉末作为添加成分的颗粒。然后，使用表面具备凹部的辊，将所得到的颗粒填充到辊的凹部，使辊在各试样的氮化硅质成形体的主表面上转动，从而在各试样的氮化硅质成形体的主表面载置颗粒。
接着，将主表面载置有颗粒的氮化硅质成形体以各试样地大量堆积到由相对密度为80％的氮化硅质烧结体形成的匣钵的内部，在将含有氧化镁及稀土类氧化物等成分的共材以相对于氮化硅质成形体的各质量的总计为6质量％的量配置在氮化硅质成形体的周围的状态下，放入到设置有石墨电阻发热体的烧成炉内进行烧成。
关于温度，在真空气氛中从室温升温至500℃，然后，导入氮气，将氮分压维持在100kPa。然后，提高烧成炉内的温度，将温度设定为1580℃，保持4小时后，进一步提高温度在1770℃下保持6小时，从而得到由以氮化硅作为主成分的陶瓷烧结体形成的、形状分别为棱柱状及圆板状的试样No.39～68。
然后，采用X射线衍射法鉴定氧化镁、稀土类氧化物及组成式分别以REMgSi2O5N、RE2Si3O3N4、RE4Si2O7N2(RE为稀土类金属)表示的成分，其含量通过能量分散型X射线分光法而求出。表3中示出构成晶界相的主成分和其含量以及含有成分。
此外，使用圆板状的试样，通过与实施例1所示的方法相同的方法求出各试样的厚度方向的热导率κ(W/(m·K))。此外，各试样的3点弯曲强度使用棱柱状的试样依据JIS R 1601-2008(ISO 17565：2003(MOD))求出。将通过这些方法求出的值示于表3中。
【表3】
Figure GDA00002106247800201
如表3所示那样，可知试样No.40、42～45、47、50、52～55、57、60、62～65、67由于氧化镁为1.3质量％以上且5质量％以下，稀土类氧化物的含量为10质量％以上且17质量％以下，所以热导率及3点弯曲强度均提高。
其结果可知，相对于陶瓷烧结体100质量％，氧化镁的含量为1.3质量％以上且5质量％以下，稀土类氧化物的含量为10质量％以上且17质量％以下时，能够兼具更高的散热特性和更高的机械特性。
符号的说明
1、1x、1y：陶瓷烧结体(支撑基板)
2、2a、2b：电路构件
3：散热构件
4a、4b：焊料
5a、5b：铜材
6、7：电子部件
10、10’、10”：电路基板
20：热电转换组件
S：电子装置

Claims (8)

1.一种陶瓷烧结体，其特征在于，主晶相以氮化硅作为主成分，晶界相以氧化镁及稀土类氧化物作为主成分，并且包含组成式以REMgSi2O5N表示的成分，其中，RE为稀土类金属。
2.根据权利要求1所述的陶瓷烧结体，其特征在于，通过X射线衍射法求出的、所述成分的衍射角30～31°的峰强度I1的半值宽度为0.4°以下。
3.根据权利要求2所述的陶瓷烧结体，其特征在于，设通过X射线衍射法求出的、所述主晶相中包含的氮化硅的衍射角27～28°的峰强度为I0时，比率I1/I0为5.5％以上。
4.根据权利要求1至权利要求3中任一项所述的陶瓷烧结体，其特征在于，所述晶界相包含组成式以RE2Si3O3N4、RE4Si2O7N2及RE5Si3O12N表示的成分中的至少任一种，其中，RE为稀土类金属。
5.根据权利要求1至权利要求4中任一项所述的陶瓷烧结体，其特征在于，在2GHz～3GHz范围内的任意的频率下的介电常数与电介质损耗角正切之积为0.01以下，其中，0除外。
6.一种电路基板，其特征在于，在由权利要求1至权利要求5中任一项所述的陶瓷烧结体构成的支撑基板的第1主表面侧设置电路构件，在与所述第1主表面相对的第2主表面侧设置散热构件而成。
7.一种电子装置，其特征在于，其在权利要求6所述的所述电路构件上搭载电子部件而成。
8.一种热电转换组件，其特征在于，在由权利要求1至权利要求5中任一项所述的陶瓷烧结体构成的支撑基板上，以电连接的状态接合有由p型热电转换元件和n型热电转换元件构成的热电转换元件。
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Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105542770A (zh) * 2015-11-20 2016-05-04 安徽建筑大学 一种荧光材料及其制造方法
CN108727035A (zh) * 2017-04-24 2018-11-02 京瓷株式会社 陶瓷板以及电子装置
CN110395989A (zh) * 2019-07-25 2019-11-01 国网河南省电力公司方城县供电公司 一种氮化硅电路基板材料及其制备方法
CN110520398A (zh) * 2017-04-17 2019-11-29 株式会社东芝 烧结体、基板、电路基板及烧结体的制造方法
CN114845976A (zh) * 2020-03-26 2022-08-02 电化株式会社 陶瓷板及其制造方法

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5481273B2 (ja) * 2010-05-14 2014-04-23 日本特殊陶業株式会社 窒化珪素・メリライト複合焼結体を用いた基板および部材
EP2902378B1 (en) * 2012-09-29 2017-07-26 Kyocera Corporation Silicon nitride sintered compact, heating device and adsorption device
JP7313105B2 (ja) * 2019-09-17 2023-07-24 株式会社東芝 構造体及び接合体
JP2021147272A (ja) * 2020-03-19 2021-09-27 株式会社東芝 構造体及び接合体

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11134630A (ja) * 1997-10-30 1999-05-21 Kyocera Corp 磁気ディスク用基板及びその製造方法
JP2002203993A (ja) * 2000-12-27 2002-07-19 Toshiba Corp 熱電モジュール用基板およびそれを用いた熱電モジュール
JP2006016233A (ja) * 2004-06-30 2006-01-19 Ngk Spark Plug Co Ltd 窒化珪素質焼結体、窒化珪素質工具、切削インサート、及び切削工具
CN1842506A (zh) * 2004-05-20 2006-10-04 株式会社东芝 具有高导热性的氮化硅烧结体及氮化硅结构部件
JP2007258298A (ja) * 2006-03-22 2007-10-04 Toshiba Corp セラミックス回路基板とそれを用いた電子部品モジュール
JP2009298688A (ja) * 2008-05-16 2009-12-24 National Institute Of Advanced Industrial & Technology 高熱伝導・低誘電損失の高周波用緻密質誘電体材料、その製造方法及び部材
CN101646518A (zh) * 2007-03-22 2010-02-10 日本特殊陶业株式会社 刀片与切削工具

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4346151B2 (ja) 1998-05-12 2009-10-21 株式会社東芝 高熱伝導性窒化けい素焼結体およびそれを用いた回路基板並びに集積回路
JP3797905B2 (ja) * 2000-10-27 2006-07-19 株式会社東芝 窒化けい素セラミックス基板およびそれを用いた窒化けい素セラミックス回路基板並びにその製造方法
JP4433813B2 (ja) * 2004-02-02 2010-03-17 いすゞ自動車株式会社 セラミックス及びその製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11134630A (ja) * 1997-10-30 1999-05-21 Kyocera Corp 磁気ディスク用基板及びその製造方法
JP2002203993A (ja) * 2000-12-27 2002-07-19 Toshiba Corp 熱電モジュール用基板およびそれを用いた熱電モジュール
CN1842506A (zh) * 2004-05-20 2006-10-04 株式会社东芝 具有高导热性的氮化硅烧结体及氮化硅结构部件
JP2006016233A (ja) * 2004-06-30 2006-01-19 Ngk Spark Plug Co Ltd 窒化珪素質焼結体、窒化珪素質工具、切削インサート、及び切削工具
JP2007258298A (ja) * 2006-03-22 2007-10-04 Toshiba Corp セラミックス回路基板とそれを用いた電子部品モジュール
CN101646518A (zh) * 2007-03-22 2010-02-10 日本特殊陶业株式会社 刀片与切削工具
JP2009298688A (ja) * 2008-05-16 2009-12-24 National Institute Of Advanced Industrial & Technology 高熱伝導・低誘電損失の高周波用緻密質誘電体材料、その製造方法及び部材

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105542770A (zh) * 2015-11-20 2016-05-04 安徽建筑大学 一种荧光材料及其制造方法
CN110520398A (zh) * 2017-04-17 2019-11-29 株式会社东芝 烧结体、基板、电路基板及烧结体的制造方法
CN110520398B (zh) * 2017-04-17 2022-10-14 株式会社东芝 烧结体、基板、电路基板及烧结体的制造方法
US11564314B2 (en) 2017-04-17 2023-01-24 Kabushiki Kaisha Toshiba Sintered body, substrate, circuit board, and manufacturing method of sintered body
US11758651B2 (en) 2017-04-17 2023-09-12 Kabushiki Kaisha Toshiba Sintered body, substrate, circuit board, and manufacturing method of sintered boy
CN108727035A (zh) * 2017-04-24 2018-11-02 京瓷株式会社 陶瓷板以及电子装置
CN110395989A (zh) * 2019-07-25 2019-11-01 国网河南省电力公司方城县供电公司 一种氮化硅电路基板材料及其制备方法
CN110395989B (zh) * 2019-07-25 2022-04-05 国网河南省电力公司方城县供电公司 一种氮化硅电路基板材料及其制备方法
CN114845976A (zh) * 2020-03-26 2022-08-02 电化株式会社 陶瓷板及其制造方法

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WO2011111746A1 (ja) 2011-09-15
EP2546216B1 (en) 2016-08-03
EP2546216A1 (en) 2013-01-16

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