CN108699700B - 陶瓷层叠体 - Google Patents

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Abstract

本发明提供具有优异的机械特性、散热性、绝缘性、耐热性、耐反应性的陶瓷层叠体、特别是具有优异的热循环可靠性、高绝缘耐压的绝缘散热体。本发明的陶瓷层叠体(1)是在金属层(2)上形成有陶瓷膜(3)，上述陶瓷膜(3)的最小膜厚为1μm以上，该陶瓷膜包含氮化硅及不可避免的杂质而成，氮化硅的晶粒在膜厚方向上的平均粒径为300nm以下、在面内方向上的平均粒径为500nm以下。由此，本发明中，能够提供具有优异的机械特性、散热性、绝缘性、耐热性、耐反应性的陶瓷层叠体、特别是具有优异的热循环可靠性、高绝缘耐压的绝缘散热体。

Description

陶瓷层叠体
技术领域
本发明涉及在金属层上形成陶瓷膜而成、并且具有优异的机械特性、耐反应性、耐热性、绝缘性、散热性的陶瓷层叠体。特别涉及在半导体器件中所使用的绝缘散热体。
背景技术
具有优异的机械特性、耐反应性、耐热性、绝缘性、散热性等的在金属上形成有陶瓷的陶瓷层叠体被广泛用于耐磨性构件(搬送辊、轧辊、切削工具等)、耐蚀性构件、绝缘散热体等。作为在这样的陶瓷层叠体中所使用的陶瓷，可列举出氧化铝(Al2O3)、氮化铝(AlN)、氮化硅(Si3N4)、氧化锆(ZrO2)、碳化硅(SiC)、氧化钇(Y2O3)等。
在这些陶瓷中，具有高强度及断裂韧性、且耐磨性、耐热性、散热性、绝缘性优异的氮化硅被用于发动机、燃气轮机用材料、切削工具、轴承球、半导体器件的绝缘散热体等。以氮化硅为代表的陶瓷一般通过将原料粉末在高温下进行烧结来制造。但是，由于晶粒会因烧结时的高温加热而生长，因此难以得到微细的晶体组织，因可成为龟裂的起点的空隙的产生而导致引起强度的降低的可能性变高。此外，还有可能因空隙的产生、晶界数的减少而导致绝缘性的降低。另外，在陶瓷的烧结时，为了促进致密化会经常添加烧结助剂，但它们会在烧结体内形成除了目标陶瓷相以外的晶界相(第2相)，有可能使机械特性、散热性、绝缘性、耐热性、耐反应性等降低。特别是氮化硅据说是在各种陶瓷中特别难以烧结的难烧结性陶瓷，如果不添加氧化硅(SiO2)、氧化镁(MgO)、氧化钇、氧化铝等烧结助剂，则无法得到没有空隙的致密的烧结体，因此无法避免形成由烧结助剂产生的晶界相。
从上述这些内容出发，如果能够制造具有微细组织、而且没有晶界相的形成且致密的氮化硅，则能够获得具有优异的机械特性、散热性、绝缘性、耐热性、耐反应性的陶瓷层叠体，可以用于上述那样的耐磨性构件(搬送辊、轧辊、切削工具等)、耐蚀性构件、绝缘散热体等。
作为氮化硅的应用例之一，有用于半导体器件的绝缘散热体。以往的绝缘散热体使用了在绝缘性的陶瓷基板上接合了金属板而成的散热体。通常，陶瓷基板是将通过刮刀法而形成为片状的陶瓷坯体在1000℃以上进行烧结而得到的。作为陶瓷基板的材料，除了绝缘性优异、强度高、导热率也优异的氧化铝以外，通常还使用导热率相对于氧化铝进一步优异的氮化铝、还有强度相对于氧化铝及氮化铝进一步高的氮化硅等。这样的陶瓷基板的厚度考虑绝缘性、强度、导热性等，一般为0.2～0.6mm。
作为金属板，从导热性优异、廉价的方面出发，除了经常使用铜(Cu)以外，还使用导热性虽然比铜差、但是软质的铝(Al)。
上述陶瓷基板与上述金属板的接合大多采用使用焊料的活性金属法(AMB(ActiveMetal Brazing)法)、例如利用铜与氧的共晶反应而将陶瓷基板与铜板(金属板)进行直接接合的直接接合法(DCB(Direct Copper Bonding)法)等，但由于任一种方法都是在800℃以上进行接合，因此存在下述这样的问题：起因于上述陶瓷基板与上述金属板的热膨胀率差而产生热应力。
氮化硅由于与氧化铝、氮化铝相比，一般强度、断裂韧性高且热循环可靠性优异，因此作为半导体模块中特别是气氛达到高温、热循环的条件严格的模块的绝缘散热体被使用。但是，由于与金属的热膨胀系数之差比氧化铝、氮化铝大，因此就将由氮化硅形成的陶瓷基板在800℃以上接合于金属板上而得到的以往的绝缘散热体(以下也称为烧结散热体)而言，由接合时的高温加热而产生的残留热应力大。像这样的产生了残留热应力的氮化硅的绝缘散热体在被放置于热循环下而施加了进一步反复的热应力时，也有可能得不到由氮化硅所具有的强度、断裂韧性所期待的程度的热循环可靠性。
另外，就利用烧结法而制造的氮化硅的烧结散热体而言，在烧结时为了促进致密化而在陶瓷基板中添加氧化硅、氧化镁、氧化钇、氧化铝等烧结助剂。这种情况下，会在陶瓷基板内形成由烧结助剂产生的晶界相，有时机械特性、散热性、绝缘性也会降低。另外，由于烧结时的晶体的晶粒生长，导致变得容易产生空隙，有时也会损害机械特性、绝缘性。
作为用于解决该问题的方法，专利文献1、2、3中公开了一种气溶胶沉积法，其使陶瓷粒子与金属板碰撞，在金属板表面在常温下直接形成没有由烧结助剂产生的晶界相的致密陶瓷膜。
另外，专利文献4、5中公开了一种技术，其即使在通过以往那样的烧结法而制作的陶瓷基板上接合有金属板而成的绝缘散热体中，通过控制烧结陶瓷基板的机械特性、热特性，也会使热循环可靠性、散热性提高。
但是，就专利文献1而言，作为实施例只是对使用了氧化铝的气溶胶沉积法进行了公开，但对于使用了其它陶瓷的气溶胶沉积法未作公开。
另外，就专利文献2而言，作为通过气溶胶沉积法而制作的膜的组织特征，公开了由控制了晶体取向的氧化铝形成的陶瓷层叠材料，但仅公开了使表面能低的氧化铝的(001)面相对于陶瓷层叠材料的表面平行地进行取向、并作为防蚀膜、切削用工具的构成材料来进行利用。
另外，专利文献3中公开了一种半导体装置，其将氧化硅、氧化铝、氮化硅、氮化硼、氮化铝利用气溶胶沉积法而形成为绝缘层，但并没有公开各种陶瓷的气溶胶沉积法的成膜条件，也没有公开以晶体粒径、晶体取向性为代表的组织特征。
而且，对于其它陶瓷，也有一些利用了气溶胶沉积法的报告例，但是基于气溶胶沉积法的制作方法尚未在全部的陶瓷中被确立，对于其特性也完全没有了解。
在有关以往的烧结散热体的专利文献4、5中，对于烧结氮化硅基板，公开了密度、晶体粒径、晶体取向性等，通过控制它们来控制机械特性、热特性，但由于是利用烧结法来制作，因此在基板内会包含由烧结助剂产生的晶界相，另外，结晶会由于烧结时的晶粒生长而粗大化，难以得到高的绝缘耐压。关于与金属板的接合，由于是使用焊料并通过高温加热来进行接合，因此推测也产生了残留热应力。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3784341号公报
专利文献2：日本特开2015-45085号公报
专利文献3：日本特开2007-305772号公报
专利文献4：日本特开2000-114425号公报
专利文献5：日本专利第5245405号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明是鉴于上述问题而进行的，其目的在于，提供具有优异的机械特性、散热性、绝缘性、耐热性、耐反应性的陶瓷层叠体、特别是具有优异的热循环可靠性、高绝缘耐压的绝缘散热体。
用于解决课题的手段
本发明的主旨如下所述。
(1)一种陶瓷层叠体，其是在金属层上形成陶瓷膜而成的陶瓷层叠体，其特征在于，所述陶瓷膜的最小膜厚为1μm以上，该陶瓷膜包含氮化硅及不可避免的杂质而成，氮化硅的晶粒在膜厚方向上的平均粒径为300nm以下、在面内方向上的平均粒径为500nm以下。
(2)根据(1)所述的陶瓷层叠体，其特征在于，所述陶瓷膜的空隙率低于3％。
(3)根据(1)或(2)所述的陶瓷层叠体，其特征在于，所述陶瓷膜的最小膜厚为所述金属层的最大高度粗糙度的1.5倍以上。
(4)根据(1)～(3)中任一项所述的陶瓷层叠体，其特征在于，所述陶瓷膜中，氮化硅的晶粒在膜厚方向上的平均粒径为150nm以下、在面内方向上的平均粒径为250nm以下。
(5)根据(4)所述的陶瓷层叠体，其特征在于，所述陶瓷膜中，氮化硅的晶粒在膜厚方向上的平均粒径为100nm以下、在面内方向上的平均粒径为150nm以下。
(6)根据(1)～(5)中任一项所述的陶瓷层叠体，其特征在于，所述陶瓷膜包含氮化硅中的β‐氮化硅的比例为超过50重量％的值的氮化硅及不可避免的杂质而成。
(7)根据(6)所述的陶瓷层叠体，其特征在于，所述陶瓷膜中，所述β‐氮化硅晶体的(210)面的X射线衍射强度I(210)相对于(101)面的X射线衍射强度I(101)之比为超过0.9的值。
(8)根据(7)所述的陶瓷层叠体，其特征在于，所述陶瓷膜中，所述β‐氮化硅晶体的(210)面的X射线衍射强度I(210)相对于(101)面的X射线衍射强度I(101)之比为超过2.2的值。
(9)根据(1)～(5)中任一项所述的陶瓷层叠体，其特征在于，所述陶瓷膜包含氮化硅中的α‐氮化硅的比例为超过50重量％的值的氮化硅及不可避免的杂质而成。
(10)根据(1)～(9)中任一项所述的陶瓷层叠体，其特征在于，所述陶瓷膜从膜厚方向看到的氮化硅的晶粒的平均长宽比小于2.0。
(11)一种绝缘散热体，其特征在于，由(1)～(10)中任一项所述的陶瓷层叠体制成。
(12)根据(11)所述的绝缘散热体，其特征在于，所述陶瓷膜的最小膜厚为10μm～100μm。
(13)根据(11)或(12)所述的绝缘散热体，其特征在于，所述金属层为铜或铝。
(14)根据(11)～(13)中任一项所述的绝缘散热体，其特征在于，在所述陶瓷膜上形成有金属电路。
(15)根据(14)所述的绝缘散热体，其特征在于，所述金属电路为铜或铝。
发明效果
本发明通过由强度、断裂韧性优异的氮化硅形成陶瓷膜、并且使该陶瓷膜成为本发明的组织形态，从而能够实现具有优异的机械特性、散热性、绝缘性、耐热性、耐反应性的陶瓷层叠体、特别是具有优异的热循环可靠性、高绝缘耐压的绝缘散热体。
附图说明
图1是表示本发明的陶瓷层叠体的构成的截面图。
图2是表示陶瓷膜中的最小/最大膜厚的测定部位及金属层的最大高度粗糙度的一个例子的概略图。
图3是供于说明陶瓷膜中的氮化硅的晶粒的平均粒径的测定方法的概略图。
图4是供于说明陶瓷膜中的氮化硅的晶粒的平均长宽比的测定方法的概略图。
图5是表示制作本发明的陶瓷层叠体的气溶胶沉积装置的一个例子的概略图。
具体实施方式
图1表示本发明的陶瓷层叠体1的截面图。本发明的陶瓷层叠体1具有在作为基材的金属层2上形成有陶瓷膜3的构成。例如，在为绝缘散热体的情况下，金属层2是厚度为数mm而成的板状，具有仅在一个表面设置有陶瓷膜3的构成，在为搬送辊、轧辊的情况下，金属层2为圆柱状或圆筒状，具有在外周面设置有陶瓷膜3的构成。在金属层2为圆柱状或圆筒状时，图1表示圆柱或圆筒的轴向的截面。
陶瓷膜3以1μm以上的最小膜厚形成。这里，所谓最小膜厚为1μm以上的膜是指：在与膜面垂直方向的陶瓷膜3的截面中，在膜厚方向(陶瓷膜3的膜面(表面)的法线方向)上测定陶瓷膜3的膜厚时，陶瓷膜3的膜厚最小的部位(图2的最小膜厚部位4)的膜厚为1μm以上，在利用万用表进行的简易绝缘性测定中膜表面的5个点以上全部为超量程(无法以MΩ表示)的膜。即，这意味着是下述陶瓷层叠体：金属层没有在表面露出，对金属层的必要区域赋予了绝缘性等与使用目的相应的特性。但是，在使用本发明的陶瓷层叠体时，不需要金属层的可靠的被覆的部分也可以是最小膜厚低于1μm或者金属层露出，根据需要也可以有意图地使金属层露出。陶瓷膜3通过将最小膜厚设定为1μm以上，能够制成使金属层的必要区域可靠地具有绝缘性等与使用目的相应的特性的陶瓷层叠体。另一方面，陶瓷膜3在最小膜厚低于1μm的情况下，金属层2在表面露出的可能性变高，因此无法使金属层可靠地具有绝缘性等特性。另外，为了防止由位置不同而引起的特性的不均，优选陶瓷膜3的最大膜厚为最小膜厚的2倍以下。这里，所谓最大膜厚是，在与膜面垂直方向的陶瓷膜3的截面中，在膜厚方向上测定陶瓷膜3的膜厚时，陶瓷膜3的膜厚最大的部位(图2的最大膜厚部位5)的膜厚。
陶瓷膜3由氮化硅及不可避免的杂质构成，这意味着：在与膜面垂直方向的陶瓷膜3的截面中，氮化硅在除空隙以外的陶瓷膜中所占的面积比例为90％以上，优选为95％以上，剩余由铁(Fe)、铝(Al)、钙(Ca)、氧化物等原料中可能包含的不可避免的杂质及制造过程中可能混入的不可避免的杂质构成。上述面积比例需要通过使用FE‐SEM(场发射扫描电子显微镜；Field Emission‐Scanning Electron Microscope)并观察除空隙以外合计为300μm2以上的陶瓷膜而进行求出。
另外，陶瓷膜3由于成为以氮化硅的晶粒在膜厚方向(陶瓷膜3的表面(膜面)的法线方向)y上平均粒径为300nm以下、在面内方向x上平均粒径为500nm以下的纳米级形成的致密膜，因此成为龟裂的起点的空隙少，能够期待高强度。此外，由于成为氮化硅的晶粒沿面内方向(膜面的方向)x伸长的致密的片层构造，因此通过龟裂偏向、抽出效应，可抑制膜厚方向y的龟裂的进展。进而，就陶瓷膜3而言，由于晶界是氮化硅晶体彼此的键合，因此与存在以往的由烧结助剂产生的晶界相的情况相比，能够增大晶界处的龟裂进展的阻力。根据以上内容，本发明的陶瓷层叠体的陶瓷膜能够具有优异的强度、断裂韧性。特别是在将陶瓷层叠体作为绝缘散热体使用的情况下，能够抑制因反复的热循环引起的热应力而在陶瓷膜3中所产生的龟裂及其进展，因此可以提高热循环可靠性。
另外，陶瓷膜3由于不包含与氮化硅烧结体相比机械特性、散热性、耐热性、耐反应性差的由烧结助剂产生的晶界相，因此能够提高机械特性、散热性、耐热性、耐反应性。
另外，陶瓷膜3由于成为下述致密膜，因此能够使陶瓷膜3的每单位长度的绝缘耐压成为100～300×106V/m以上，该致密膜没有与氮化硅烧结体相比绝缘性差的由烧结助剂产生的晶界相、进而以氮化硅的晶粒在膜厚方向y上平均粒径为300nm以下、在面内方向x上平均粒径为500nm以下的纳米级形成。由于如以往那样通过烧结法而制作的氮化硅烧结体的每单位长度的绝缘耐压为20～30×106V/m左右，因此如果将本发明的陶瓷层叠体作为绝缘散热体使用，则能够使陶瓷膜3的最小膜厚减薄至氮化硅烧结基板的1/3～1/10以下，散热性也能够提高。
另一方面，在存在由烧结助剂产生的晶界相、膜厚方向y的平均粒径大于300nm、另外面内方向x的平均粒径大于500nm的情况下，无法预期上述所期待那样的强度、断裂韧性、绝缘耐压的提高效果。
这里，所谓平均粒径是如以下那样求出的值。如图3中所示的那样，在与膜面垂直方向的陶瓷膜3的截面中，在膜厚方向y上画出线段y1，并且在面内方向x上画出线段x1。膜厚方向y的平均粒径是线段y1的实际的长度除以线段y1与晶界5的交点P2的数目而得到的值，另外，面内方向x的平均粒径是线段x1的实际的长度除以线段x1与晶界5的交点P1的数目而得到的值。上述平均粒径需要通过以下方式算出：使用FE‐SEM，以与氮化硅的晶体粒径相应的倍率(例如如果粒径为1000nm左右则为5000倍左右的倍率，如果粒径为100nm左右则为50000倍左右的倍率)，按照交点P2及P1的数目分别合计成为100以上的方式对多个部位进行观察，将各部位所得到的膜厚方向y的平均粒径及面内方向x的平均粒径分别以全部部位进行平均，由此算出。
陶瓷膜3也可以膜内的空隙率小于3％。因此，可能成为龟裂的起点的空隙少，能够得到高强度。另外，由于绝缘耐压低的空隙少，因此能够得到高的绝缘耐压。另一方面，在空隙率为3％以上的情况下，有可能会导致断裂强度和绝缘耐压的降低。这里，所谓空隙率是在与膜面垂直方向的陶瓷膜3的截面中空隙在陶瓷膜(包括空隙)中所占的面积比例。上述空隙率需要通过使用FE‐SEM对合计为300μm2以上的陶瓷膜进行观察而求出。
陶瓷膜3优选的是，最小膜厚为金属层2的最大高度粗糙度的1.5倍以上，进一步优选为3倍以上。这里，金属层的最大高度粗糙度是指如图2中所示的那样，在绝缘散热体的与膜面垂直方向的截面中，陶瓷膜3与金属层2的界面处的金属层的最大高低差6。其中，在测定最大高低差6时的金属层的最高点与最低点的面内方向的距离7设定为20μm以下。通过最小膜厚成为金属层的最大高度粗糙度的1.5倍以上，从而陶瓷膜3能够使金属层进一步可靠地具有绝缘性等特性。
另外，陶瓷膜3优选的是，氮化硅的晶粒在膜厚方向上的平均粒径为150nm以下、在面内方向上的平均粒径为250nm以下，更优选在膜厚方向上的平均粒径为100nm以下、在面内方向上的平均粒径为150nm以下。通过使氮化硅的晶粒减小到在膜厚方向上的平均粒径为150nm以下、在面内方向上的平均粒径为250nm以下、更优选在膜厚方向上的平均粒径为100nm以下、在面内方向上的平均粒径为150nm以下，从而能够进一步提高强度、断裂韧性、绝缘耐压。
氮化硅中主要存在三方晶的α相(以下，也称为α‐氮化硅)和六方晶的β相(以下，也称为β‐氮化硅)。本发明的陶瓷膜3也可以由以β‐氮化硅作为主体的氮化硅及不可避免的杂质构成，这意味着是由氮化硅中的β‐氮化硅的比例为超过50重量％的值的氮化硅及不可避免的杂质构成。β‐氮化硅的比例也可以优选为超过60重量％、更优选为超过70重量％、进一步优选为超过80重量％、进一步更优选为超过90重量％。需要说明的是，这种情况下，剩余的氮化硅可能成为α-氮化硅。由于β‐氮化硅与α‐氮化硅相比晶体构造简单，因此由β‐氮化硅及不可避免的杂质构成的陶瓷膜3的导热率高，从散热性的观点考虑变得有利。
就本发明的陶瓷层叠体1中所设置的陶瓷膜3而言，成为β‐氮化硅晶体的c轴沿陶瓷膜3的面内方向x取向的晶体组织。
这里，在20～900℃的温度域中，β‐氮化硅晶体的c轴方向的热膨胀系数为2.74×10-6/℃。其另一方面，作为与c轴方向垂直方向的a轴方向的热膨胀系数为2.24×10-6/℃。另外，金属层的热膨胀系数以铜的约17×10-6/℃为代表，与陶瓷膜相比一般较大。即，陶瓷膜3由于热膨胀系数大的c轴沿面内方向x取向，因此与c轴无取向的情况或者c轴沿膜厚方向y取向的情况相比，能够增大面内方向x的热膨胀系数，可减小与由铜等形成的金属层2的热膨胀差。由此，就本发明的陶瓷层叠体1而言，能够提高相对于温度变化的耐久性。特别是如果将陶瓷层叠体作为绝缘散热体使用，则在被放置于热循环下时，起因于金属层2与陶瓷膜3的热膨胀差而反复产生的热应力变小，热循环可靠性可以提高。
这里，β‐氮化硅晶体的(210)面是与c轴平行的面，(101)面是与(210)面相比向c轴垂直方向倾斜的面。在一般的无取向的β‐氮化硅粉末的情况下，(210)面的X射线衍射强度I(210)相对于(101)面的X射线衍射强度I(101)之比为0.9。即，本发明中，就β‐氮化硅晶体的c轴沿面内方向x取向的陶瓷膜3而言，优选的是，通过测定陶瓷膜3的表面的X射线衍射图案而得到的(210)面的X射线衍射强度I(210)相对于(101)面的X射线衍射强度I(101)之比只要超过0.9即可，优选为2.2以上。
就陶瓷膜3而言，通过将β‐氮化硅晶体的(210)面的X射线衍射强度I(210)相对于(101)面的X射线衍射强度I(101)之比设定为超过0.9的值，从而可以减小金属层2与陶瓷膜3的热膨胀差，另外，通过设定为2.2以上，从而可以进一步减小金属层2与陶瓷膜3的热膨胀差。
本发明的陶瓷膜3也可以是由以α‐氮化硅作为主体的氮化硅及不可避免的杂质构成。这意味着是由氮化硅中的α‐氮化硅的比例为超过50重量％的值的氮化硅及不可避免的杂质构成。α‐氮化硅的比例也可以优选为超过60重量％、更优选为超过70重量％、进一步优选为超过80重量％、进一步更优选为超过90重量％。需要说明的是，这种情况下，剩余的氮化硅可成为β-氮化硅。由于α‐氮化硅与β‐氮化硅相比，在市售的粉末中纯度及粒径的变化多，容易得到高纯度且最适于制造陶瓷层叠体的粒径的原料粉末，因此变得容易制造所期望的陶瓷层叠体。特别是在将气溶胶沉积法作为陶瓷层叠体的制造方法的情况下，即使将市售的α‐氮化硅粉末、β-氮化硅粉末不进行事前调整而直接使用进行成膜，也无法得到优质的膜，但是由于纯度及粒径的变化多的α‐氮化硅与变化少的β-氮化硅相比，更容易得到最佳的原料粉末，因此能够减少事前调整的工序而得到优质的膜。
另外，陶瓷膜3的从膜厚方向看到的氮化硅的晶粒的平均长宽比也可以小于2.0。因此，与通过烧结时的晶粒生长而使长宽比高的氮化硅晶粒在表面大量存在的氮化硅烧结体相比，晶粒间存在空隙或晶界相的可能性低，因此能够减少电特性、热特性等各种特性在表面内的不均。这里，长宽比是指下述值：如图4中所示的那样，在陶瓷膜的与膜面平行方向的截面中，将按照长边的长度成为最大的方式与氮化硅的晶粒8外切的长方形9的长边的长度(最大卡尺直径)设为长径10、将该长方形9的宽的长度设为短径11，将长径10除以短径11而得到的值。上述平均长宽比的算出需要通过下述方式来算出：使用FE‐SEM，以与氮化硅的晶体粒径相应的倍率(例如如果粒径为1000nm左右则为5000倍左右的倍率、如果粒径为100nm左右则为50000倍左右的倍率)进行观察，选出100个以上的能够判别晶界的晶粒，将各晶粒的长宽比进行平均，由此来算出。
本发明的陶瓷层叠体1可以作为半导体器件用的绝缘散热体使用。这种情况下，金属层2发挥散热片的作用。另外，陶瓷膜3为了具有比以往的烧结的陶瓷基板优异的散热性，优选最小膜厚为200μm以下、进一步优选为150μm以下。
本发明的陶瓷层叠体1如上述那样，陶瓷膜3的每单位长度的绝缘耐压可能达到100～300×106V/m以上。由此，在将陶瓷层叠体作为绝缘散热体使用的情况下，即使将陶瓷膜3的最小膜厚设定为10μm，也能够确保作为绝缘散热体一般所需要的数kV的绝缘耐压。需要说明的是，从作为绝缘散热体一般所需要的绝缘耐压的观点出发，陶瓷膜3的最小膜厚优选为10μm以上。另外，陶瓷膜3优选最小膜厚设定为100μm以下。通过将陶瓷膜3的最小膜厚设定为100μm以下，能够抑制热电阻的增加。进而，通过将陶瓷膜3的最小膜厚设定为100μm以下，从而变得不易产生金属层的翘曲，也可以使用薄的金属层、柔软的金属层。
在将本发明的陶瓷层叠体1作为绝缘散热体使用的情况下，也可以在形成于金属层2上的陶瓷膜3上形成用于搭载半导体芯片的金属电路。
此外，作为发挥散热片的作用的金属层2和形成于该金属层2上的陶瓷膜3上且用于搭载半导体芯片的金属电路，优选以导热和导电的铜或铝作为主体。需要说明的是，这里所谓主体是指以构成基材层的组合物整体的质量作为基准，含有50重量％以上的铜或铝。即，从导热和导电这一点出发，优选铜或铝为杂质少的纯铜或纯铝，但从强度方面或者其它理由出发，基材层也可以以铜或铝作为主体、在导热和导电不会显著受损的范围内在剩余部分中含有铜及铝以外的其它金属。
接下来，对本发明的陶瓷层叠体的制造方法进行说明。本发明的陶瓷层叠体的制造方法为PVD(物理气相沉积；Physical Vapor Deposition)法、CVD(化学气相沉积；Chemical Vapor Deposition)法、喷镀法等，没有特别限定，例如，就将陶瓷粒子与气体混合而与金属层的表面进行碰撞从而形成陶瓷膜的气溶胶沉积法而言，从能够在金属层上不介由接合层而在常温下形成没有由烧结助剂产生的晶界相、且具有微细组织的致密陶瓷膜这点来看，其是优选的。以下，以气溶胶沉积法为例进行说明。
本发明的陶瓷层叠体1使用图5中所例示的气溶胶沉积装置12来进行制造。图5的气溶胶沉积装置12具备：气溶胶化容器13、成膜室14、气溶胶搬送管15、真空泵16和气体供给系统17。气溶胶化容器13和成膜室14通过气溶胶搬送管15而被连接。真空泵16与成膜室14连接，可以对成膜室14内进行减压。气体供给系统17和气溶胶化容器13通过搬送气体配管19和卷扬气体配管20而被连接。
对于气溶胶化容器13，在容器内部容纳有氮化硅粉末18，由卷扬气体配管20向氮化硅粉末18内供给N2气或He气作为卷扬用气体，也对容器内部空间能够由搬送气体配管19供给N2气或He气作为搬送用气体。需要说明的是，在气溶胶化容器13中设置有用于搅拌氮化硅粉末18的振动机构(未图示出)和用于干燥氮化硅粉末18的加热机构(未图示出)。
在成膜室14的内部，按照平台21的基板固定面相对于气溶胶搬送管15的喷嘴口成为相对配置的方式来进行设置，金属层2能够被固定于该基板固定面上。在平台21上设置有用于在金属层2整体上形成陶瓷膜3的水平驱动机构22。
在具有以上那样的构成的气溶胶沉积装置12中，由气体供给系统17经由卷扬气体配管20向气溶胶化容器13内供给N2气或He气，在气溶胶化容器13内生成包含氮化硅粉末的气溶胶。气溶胶沉积装置12是通过经由搬送气体配管19所供给的N2气或He气，从而将气溶胶化容器13内的气溶胶经由气溶胶搬送管15而供给到成膜室14中。
成膜室14中，在通过真空泵16而被减压的室内，能够从气溶胶搬送管15的喷嘴口朝向固定于平台21上的金属层2喷射气溶胶。此时，平台21通过水平驱动机构22沿水平方向往返移动，使从气溶胶搬送管15的喷嘴口喷射出的气溶胶均匀地吹喷到金属层2的表面整体。
气溶胶沉积装置12是通过将气溶胶喷射到金属层2的表面，使氮化硅粉末与金属层2发生碰撞，从而使氮化硅粉末的粒子通过运动能而发生破碎、变形。像这样操作，在气溶胶沉积装置12中，能够在金属层3上均匀地形成氮化硅晶体致密化、进而通过新生面的形成而使氮化硅晶体彼此键合的陶瓷膜3。
在利用使用了气溶胶沉积装置12的气溶胶沉积法而进行的成膜中，对于成膜的材料分别存在最佳的成膜条件。其中，特别是原料粉末的粒径和成膜气体流速的效果大，如果不使用最佳的粒径的原料粉末、并且不以最佳的气体流速进行成膜，则无法引起成膜现象。例如，在粒径过大的情况下或者在气体流速过大的情况下，会像喷砂那样将金属层2削掉，无法被成膜。在粒径过小的情况下或者在气体流速过小的情况下，由于粉末粒子会追随气体，从而导致粉末粒子不会与金属层2碰撞，无法被成膜。
特别是像氮化硅这样的共价键合性晶体，一般与氧化铝等离子键合性晶体相比，原子间的键合牢固，因此在粉末粒子与金属层2碰撞时，变得容易引起将金属层削掉的现象。因此，氮化硅引起成膜现象的最佳的原料粒径及气体流速的范围小。例如，氧化铝在粒径小的粒子中使用约0.1μm的原料粉末、在粒径大的粒子中使用约3μm的原料粉末被报道了成膜现象。另一方面，氮化硅利用粒径为约3μm的原料粉末无法引起成膜现象。因此，与氧化铝等已经报道有利用气溶胶沉积法而进行的成膜的陶瓷材料相比，氮化硅的成膜困难，可以说尤其难以得到本发明那样的形态。
例如，在气溶胶沉积装置12中，在将气体流量除以喷嘴口的面积而得到的值设为气体流速时，在该气体流速为333m/s的情况下，如果气溶胶中所含的氮化硅粉末的粒径(中值粒径)超过0.5μm，则在使气溶胶喷射到金属层2的表面时有可能金属层2会被削去。另一方面，如果气溶胶中所含的氮化硅粉末的粒径变得低于0.2μm，则粉末粒子变得难以与金属层2的表面碰撞，难以形成陶瓷膜3。另外，在使用粒径为0.8μm的氮化硅粉末的情况下，如果气体流速超过167m/s，则在使气溶胶喷射到金属层2的表面时有可能金属层2会被削去。另一方面，如果气体流速变得低于56m/s，则粉末粒子变得难以与金属层2的表面碰撞，难以形成陶瓷膜3。
因而，本发明中，为了在使氮化硅粉末与金属层2碰撞时金属层2不被削去且使氮化硅粉末不会追随流动的气体而与金属层2碰撞并使该氮化硅粉末破碎、变形，在气体流速为333m/s的情况下，优选使用粒径为0.2μm～0.5μm的氮化硅粉末作为原料粉末。在使用粒径为0.8μm的氮化硅粉末的情况下，优选气体流速为56m/s～167m/s。另外，作为在生成气溶胶时所使用的卷扬用气体和搬送用气体，优选使用N2气或He气，更优选使用He气。如果使用He气，则由于电离电压低，因此在陶瓷膜3的成膜时变得容易产生等离子体，通过由该等离子体带来的氮化硅粉末的粒子的溅射效果，变得容易形成进一步微细且致密的陶瓷膜3。
如上述那样，如果使用最佳粒径且最佳气体流速的氮化硅粉末来形成陶瓷膜3，则在使气溶胶朝向金属层2喷射时，能够形成下述的致密的陶瓷膜3，该陶瓷膜3中，氮化硅粉末微细化且致密化，最小膜厚为1μm以上，氮化硅的晶粒具有在膜厚方向y上平均粒径为300nm以下、在面内方向x上平均粒径为500nm以下的晶体组织，空隙率小于3％。另外，由于金属层2不会被较大地削去，因此能够形成最小膜厚为金属层的最大高度粗糙度的1.5倍以上的陶瓷膜3。
另外，在陶瓷膜的氮化硅为β‐氮化硅的情况下，在将气溶胶朝向金属层2进行喷射时，β‐氮化硅晶体的c轴平行面会优先滑动，按照c轴平行面重叠的方式逐渐地堆积到金属层2上，因此能够使β‐氮化硅晶体的c轴沿面内方向x取向。另一方面，在β‐氮化硅粉末的粒径和气体流速这两者不恰当的情况下，难以引起β‐氮化硅粉末的微细化，因此不会引起上述那样的取向。
由此，β‐氮化硅晶体的(210)面的X射线衍射强度I(210)相对于(101)面的X射线衍射强度I(101)之比也可能成为大于0.9的值。这里，在使用气溶胶沉积装置12来形成陶瓷膜3时，例如，通过使用粒径为0.8μm的β‐氮化硅粉末、且将气体流速设定为167m/s而进行成膜，从而能够使β‐氮化硅晶体的(210)面的X射线衍射强度I(210)相对于(101)面的X射线衍射强度I(101)之比成为超过0.9的值。
除此之外，在陶瓷膜3通过气溶胶沉积法在常温下形成于金属层2上的情况下，由于在制造时不经由以往那样的高温工艺，因此没有由晶粒生长而引起的晶粒的柱状化(高长宽比化)，能够使从膜厚方向看到的氮化硅的晶粒的平均长宽比成为小于2.0的值。另外，通过没有高温工艺，从而没有产生由与金属的热膨胀差引起的残留热应力。
这里，在通过气溶胶沉积法在最佳的成膜条件下形成致密的陶瓷膜3的情况下，有时会在内部形成压缩场。这样的压缩场的大小有可能在面内方向上达到100MPa以上且数GPa以下的压缩应力。
在绝缘散热体的情况下，以往的烧结散热体由于在制造时会经由将陶瓷基板与金属板在高温下进行接合的高温工艺，因此会存在下述问题：产生因陶瓷基板与金属板的热膨胀率差而引起的残留热应力，导致陶瓷基板断裂。另外，以往以来，存在下述问题：通过进一步对烧结散热体插入半导体和周边设备的工序、使用时的反复的热循环，使得热应力添加，导致陶瓷基板断裂。特别是就以往的陶瓷基板而言，在与金属板的接合面附近，在接合时产生的残留拉伸应力与在使用时受到的热应力、机械应力重叠而导致断裂的情况较多。就这样的陶瓷基板而言，如果在接合面产生的拉伸残留应力与由热循环产生的应力相加，则还有可能产生数100MPa的拉伸应力。
与此相对，就本发明的绝缘散热体而言，残留在陶瓷膜3中的面内方向上的压缩应力会缓和这样的使陶瓷膜3断裂的应力，还能够期待抑制由使用时的反复的热循环引起的热应力所产生的断裂。
在以上的构成中，就本发明的陶瓷层叠体1而言，具备最小膜厚为1μm以上、且由氮化硅制成的陶瓷膜3，将陶瓷膜3中的氮化硅的晶粒制成在膜厚方向上的平均粒径为300nm以下、在面内方向上的平均粒径为500nm以下的晶体组织。由此，本发明中，能够提供具有优异的机械特性、散热性、绝缘性、耐热性、耐反应性的陶瓷层叠体、特别是具有优异的热循环可靠性、高绝缘耐压的绝缘散热体。
此外，在本发明的绝缘散热体中，在形成于金属层2上的陶瓷膜3上形成铜或铝的金属电路的情况下，只要使用冷喷涂法、气体沉积法、气溶胶沉积法、喷镀法、镀覆法等在陶瓷膜3上形成金属电路即可。
实施例
(实施例1)
使用上述气溶胶沉积装置12，作为氮化硅粉末18，使用粒径(中值粒径)为0.8μm、氮化硅的α化率低于5重量％的β‐氮化硅粉末，在22×22×t2mm的铜板(金属层2)上形成了陶瓷膜3。上述β‐氮化硅粉末包含0.2重量％的铁、0.1重量％的铝、0.1重量％的钙作为杂质。作为其它杂质，通过X射线衍射图案测定，确认到Si2N2O的存在，Si2N2O的(200)面的峰值强度为β‐氮化硅的(200)面的峰值强度的0.01倍。作为卷扬用气体及搬送用气体，使用He气，将搬送气体流量和卷扬气体流量的合计设定为15L/min。气溶胶搬送管15前端的喷嘴口设定为5×0.3mm，铜板的法线与喷嘴的角度设定为30°，在该状态下使固定了铜板的平台21沿水平方向驱动，对铜板整体喷射包含β‐氮化硅粉末的气溶胶从而形成了陶瓷膜3。通过将气体流量除以喷嘴口的面积而算出的气体流速为167m/s。上述成膜条件汇总于表1中。根据目视，在金属上均匀地形成了灰色的陶瓷膜。上述陶瓷膜在截面的FE‐SEM观察中，确认到很少的铁等杂质，在截面的FE-TEM(场发射透射电子显微镜；Field Emission‐TransmissionElectron Microscope)观察中，除了铁等杂质以外还确认到极微量的氧化物的杂质，但在X射线衍射图案测定中，没有见到β‐氮化硅的峰和铜(金属层)的峰以外的杂质的峰。
对像这样操作而制作的由陶瓷膜3/铜板(金属层2)所成的实施例1的与膜面垂直方向的截面进行镜面研磨，利用FE‐SEM(ULTRA 55、Carl Zeiss)进行观察，调查了陶瓷膜3中的β‐氮化硅的晶粒的平均粒径、陶瓷膜3的最小膜厚、最大膜厚、空隙率、金属层2的最大高度粗糙度。其结果是，如表2中所示的那样，就实施例1的陶瓷膜3而言，膜厚方向y的平均粒径为100nm，面内方向x的平均粒径为150nm。另外，最小膜厚为3μm，最大膜厚为5μm，空隙率为1％，最大高度粗糙度为0.7μm。
这里，平均粒径如以下那样操作而求出。如图3中所示的那样，在与膜面垂直方向的陶瓷膜3的截面中，在膜厚方向y上画出线段y1，并且在面内方向x上画出线段x1。通过将线段y1的实际的长度除以线段y1与晶界5的交点P2的数目从而求出膜厚方向y的平均粒径，另外，通过将线段x1的实际的长度除以线段x1与晶界5的交点P1的数目从而求出了面内方向x的平均粒径。FE‐SEM的观察倍率设定为50000倍，按照交点P2及P1的数目分别合计成为100以上的方式对多个部位进行观察，通过将各部位所得到的膜厚方向y的平均粒径及面内方向x的平均粒径分别以全部部位进行平均，从而算出了最终的膜厚方向y的平均粒径及面内方向x的平均粒径。
另外，就最小膜厚、最大膜厚、最大高度粗糙度而言，将FE‐SEM的观察倍率设定为5000倍，如图2中所示的那样，通过测定陶瓷膜3的膜厚最小的部位及膜厚最大的部位，从而求出最小膜厚及最大膜厚，通过测定金属层2的最大高低差，从而求出了最大高度粗糙度。
另外，空隙率通过下述方法求出：求出陶瓷膜中的空隙的总面积，将该空隙总面积除以陶瓷膜总面积(包括空隙)而得到的值乘以100。FE‐SEM的倍率设定为50000倍，对多个部位进行观察，确保了300μm2以上的陶瓷膜总面积。
对于实施例1，利用万用表进行了陶瓷膜3的简易绝缘性测定，其结果是，在5个点以上的全部的点中，电阻值都成为超量程(无法以MΩ表示)，确认到了具有绝缘性(表2中记载为○)。据认为这是由于：最小膜厚为1μm以上，另外，最小膜厚为金属层的最大高度粗糙度的1.5倍以上。
就在陶瓷膜3的形成时使用粒径为0.8μm的β‐氮化硅粉末、且将气体流速设定为167m/s的实施例1而言，确认到了：陶瓷膜3的最小膜厚为1μm以上，以β‐氮化硅的晶粒在膜厚方向y上平均粒径为300nm以下、在面内方向x上平均粒径为500nm以下的纳米级、且以低于3％的空隙率形成，最小膜厚为金属层的最大高度粗糙度的1.5倍以上。实施例1可得到这样的形态可以推测是由于：因为β‐氮化硅粉末的粒径为0.8μm、气体流速为167m/s这样最佳的粒径且气体流速，因此β‐氮化硅粉末与铜板碰撞，而且在铜板碰撞时铜板没有被β‐氮化硅粉末削去，β‐氮化硅粉末发生了破碎、变形。
接下来，对于实施例1，通过短时间法来测定绝缘耐压，通过将该值除以最小膜厚，从而求出了每单位长度的绝缘耐压。其结果是，如表2中所示的那样，每单位长度的绝缘耐压显示出310×106V/m这样的以往的烧结氮化硅基板的10倍以上大的值。可得到了这样大的绝缘耐压可以推测是由于：形成了没有由烧结助剂产生的晶界相、且具有纳米级的微细组织的致密膜。在绝缘散热体的情况下，由于能够使陶瓷膜的最小膜厚比氮化硅烧结基板薄，因此能够提高散热性。
接下来，对于实施例1，为了评价陶瓷膜3的取向度，使用X射线衍射装置(RINT1500、Rigaku Corporation)，测定陶瓷膜3的表面的X射线衍射图案，算出了(210)面的X射线衍射强度I(210)相对于(101)面的X射线衍射强度I(101)之比。其结果是，如表2的“I(210)/I(101)”栏中所示的那样，由于β‐氮化硅粉末被微细化，使得X射线衍射强度I(210)相对于X射线衍射强度I(101)之比为3.8。
此外，就实施例1而言，由于确认到了成为以β‐氮化硅的晶粒在膜厚方向y上平均粒径为300nm以下、在面内方向x上平均粒径为500nm以下的纳米级形成的空隙率低于3％的致密膜，因此成为龟裂的起点的空隙少，另外，由于能够抑制龟裂的进展，因此可以期待高强度及断裂韧性。另外，由于在陶瓷膜3中不包含由烧结助剂产生的晶界相，因此可以期待机械特性、散热性、耐热性、耐反应性的提高。此外，由于确认到了热膨胀系数大的c轴沿面内方向x取向，因此与c轴无取向的情况、c轴沿膜厚方向y取向的情况相比，能够减小与铜板的热膨胀差，这样一来，能够提高相对于温度变化的耐久性。在绝缘散热体的情况下，在被放置于热循环下时，由于上述的机械特性提高及热膨胀差降低，从而能够提高热循环可靠性。
接下来，对实施例1的膜表面进行镜面研磨，利用FE‐SEM(ULTRA 55、Carl Zeiss)进行观察，调查了从膜厚方向看到的β‐氮化硅的晶粒的平均长宽比，其结果是，确认到了其值为1.5，小于2.0。
这里，平均长宽比如以下那样操作而求出。将FE‐SEM的观察倍率设定为50000倍，选出100个以上的能够判别晶界的晶粒，将按照长边的长度成为最大的方式与晶粒外切的长方形的长边的长度(最大卡尺直径)设为长径，将该长方形的宽的长度设为短径，通过将长径除以短径而算出各晶粒的长宽比，通过以全部晶粒进行平均而求出。
由于从膜厚方向看到的β‐氮化硅的晶粒的平均长宽比小于2.0，因此晶粒间存在空隙、晶界相的可能性变低，能够减少电特性、热特性等各种特性在膜表面内的不均。
(实施例2)
使用上述气溶胶沉积装置12，作为氮化硅粉末18，使用粒径(中值粒径)为0.8μm、氮化硅的α化率低于5重量％的β‐氮化硅粉末，在22×22×t2mm的铜板(金属层2)上形成了陶瓷膜3。上述β‐氮化硅粉末包含0.2重量％的铁、0.1重量％的铝、0.1重量％的钙作为杂质。作为其它杂质，通过X射线衍射图案测定，确认到Si2N2O的存在，Si2N2O的(200)面的峰值强度为β‐氮化硅的(200)面的峰值强度的0.01倍。作为卷扬用气体及搬送用气体，使用N2气体，将搬送气体流量与卷扬气体流量的合计设定为8L/min。气溶胶搬送管15前端的喷嘴口设定为5×0.3mm，铜板的法线与喷嘴的角度设定为30°，在该状态下使固定了铜板的平台21沿水平方向驱动，对铜板整体喷射包含β‐氮化硅粉末的气溶胶从而形成了陶瓷膜3。通过将气体流量除以喷嘴口的面积而算出的气体流速为89m/s。上述成膜条件汇总于表1中。根据目视，在金属上均匀地形成了灰色的陶瓷膜。
对像这样操作而制作的由陶瓷膜3/铜板(金属层2)所成的实施例2的与膜面垂直方向的截面进行镜面研磨，利用FE‐SEM(ULTRA 55、CarlZeiss)进行观察，调查了陶瓷膜3中的β‐氮化硅的晶粒的平均粒径、陶瓷膜3的最小膜厚、最大膜厚、空隙率、金属层2的最大高度粗糙度。其结果是，如表2中所示的那样，就实施例2的陶瓷膜3而言，膜厚方向y的平均粒径为100nm，面内方向x的平均粒径为150nm。另外，最小膜厚为3μm，最大膜厚为4μm，空隙率为1％，最大高度粗糙度为0.8μm。需要说明的是，平均粒径、最小膜厚、最大膜厚、空隙率、最大高度粗糙度的调查方法设定为与实施例1相同。
对于实施例2，利用万用表进行了陶瓷膜3的简易绝缘性测定，其结果是，在5个点以上的全部的点中，电阻值都成为超量程(无法以MΩ表示)，确认到了具有绝缘性(表2中记载为○)。据认为这是由于：最小膜厚为1μm以上，另外，最小膜厚为金属层的最大高度粗糙度的1.5倍以上。
就在陶瓷膜3的形成时使用粒径为0.8μm的β‐氮化硅粉末、且将气体流速设定为89m/s的实施例2而言，确认到了：陶瓷膜3的最小膜厚为1μm以上，以β‐氮化硅的晶粒在膜厚方向y上平均粒径为300nm以下、在面内方向x上平均粒径为500nm以下的纳米级、且以低于3％的空隙率形成，最小膜厚为金属层的最大高度粗糙度的1.5倍以上。实施例2可得到这样的形态可以推测是由于：因为β‐氮化硅粉末的粒径为0.8μm、气体流速为89m/s这样最佳的粒径且气体流速，因此β‐氮化硅粉末与铜板碰撞，而且，在铜板碰撞时铜板没有被β‐氮化硅粉末削去，β‐氮化硅粉末发生了破碎、变形。
接下来，对于实施例2，通过短时间法测定绝缘耐压，通过将该值除以最小膜厚，从而求出了每单位长度的绝缘耐压。其结果是，如表2中所示的那样，每单位长度的绝缘耐压显示出130×106V/m这样的以往的烧结氮化硅基板的4倍以上大的值。可得到像这样大的绝缘耐压可以推测是由于：形成了没有由烧结助剂产生的晶界相、且具有纳米级的微细组织的致密膜。在绝缘散热体的情况下，由于能够使陶瓷膜的最小膜厚比氮化硅烧结基板薄，因此能够提高散热性。
接下来，对于实施例2，为了评价陶瓷膜3的取向度，使用X射线衍射装置(RINT1500、Rigaku Corporation)，测定陶瓷膜3的表面的X射线衍射图案，算出了(210)面的X射线衍射强度I(210)相对于(101)面的X射线衍射强度I(101)之比。其结果是，如表2的“I(210)/I(101)”栏中所示的那样，由于β‐氮化硅粉末被微细化，使得X射线衍射强度I(210)相对于X射线衍射强度I(101)之比为3.0。
此外，就实施例2而言，由于确认到了成为以β‐氮化硅的晶粒在膜厚方向y上平均粒径为300nm以下、在面内方向x上平均粒径为500nm以下的纳米级形成的空隙率低于3％的致密膜，因此成为龟裂的起点的空隙少，另外，由于能够抑制龟裂的进展，因此可以期待高强度及断裂韧性。另外，由于在陶瓷膜3中不包含由烧结助剂产生的晶界相，因此可以期待机械特性、散热性、耐热性、耐反应性的提高。此外，由于确认到了热膨胀系数大的c轴沿面内方向x取向，因此与c轴无取向的情况或c轴沿膜厚方向y取向的情况相比，能够减小与铜板的热膨胀差，这样一来，能够提高相对于温度变化的耐久性。在绝缘散热体的情况下，在被放置于热循环下时，由于上述的机械特性提高及热膨胀差降低，从而能够提高热循环可靠性。
接下来，对实施例2的膜表面进行镜面研磨，利用FE‐SEM(ULTRA 55、Carl Zeiss)进行观察，调查了从膜厚方向看到的β‐氮化硅的晶粒的平均长宽比，其结果是，确认到了其值为1.5，小于2.0。平均长宽比的调查方法设定为与实施例1相同。
由于从膜厚方向看到的β‐氮化硅的晶粒的平均长宽比小于2.0，因此在晶粒间存在空隙、晶界相的可能性变低，能够减少电特性、热特性等各种特性在表面内的不均。
(实施例3)
使用上述气溶胶沉积装置12，作为氮化硅粉末18，使用粒径(中值粒径)为0.8μm、氮化硅的α化率为91重量％的α‐氮化硅粉末，在22×22×t2mm的铜板(金属层2)上形成了陶瓷膜3。上述α‐氮化硅粉末包含0.02重量％的铁、0.09重量％的铝、0.1重量％的钙作为杂质。在X射线衍射图案测定中，没有见到了α‐氮化硅及β‐氮化硅以外的峰。作为卷扬用气体及搬送用气体，使用N2气体，将搬送气体流量与卷扬气体流量的合计设定为8L/min。气溶胶搬送管15前端的喷嘴口设定为5×0.3mm，铜板的法线与喷嘴的角度设定为30°，在该状态下使固定了铜板的平台21沿水平方向驱动，对铜板整体喷射包含α‐氮化硅粉末的气溶胶，从而形成了陶瓷膜3。通过将气体流量除以喷嘴口的面积而算出的气体流速为89m/s。上述成膜条件汇总于表1中。根据目视，在金属上均匀地形成了灰色的陶瓷膜。
对像这样操作而制作的由陶瓷膜3/铜板(金属层2)所成的实施例3的与膜面垂直方向的截面进行镜面研磨，利用FE‐SEM(ULTRA 55、Carl Zeiss)进行观察，调查了陶瓷膜3中的α‐氮化硅的晶粒的平均粒径、陶瓷膜3的最小膜厚、最大膜厚、空隙率、金属层2的最大高度粗糙度。其结果是，如表2中所示的那样，就实施例3的陶瓷膜3而言，膜厚方向y的平均粒径为90nm，面内方向x的平均粒径为110nm。另外，最小膜厚为16μm，最大膜厚为17μm，空隙率为1％，最大高度粗糙度为0.4μm。需要说明的是，平均粒径、最小膜厚、最大膜厚、空隙率、最大高度粗糙度的调查方法设定为与实施例1相同，但求出最小膜厚、最大膜厚时的FE‐SEM的观察倍率设定为2000倍。
对于实施例3，利用万用表进行了陶瓷膜3的简易绝缘性测定，其结果是，在5个点以上的全部的点中，电阻值都成为超量程(无法以MΩ表示)，确认到了具有绝缘性(表2中记载为○)。据认为这是由于：最小膜厚为1μm以上，另外，最小膜厚为金属层的最大高度粗糙度的1.5倍以上。
就在陶瓷膜3的形成时使用粒径为0.8μm的α‐氮化硅粉末、且将气体流速设定为89m/s的实施例3而言，确认到了：陶瓷膜3的最小膜厚为1μm以上，以α‐氮化硅的晶粒在膜厚方向y上平均粒径为300nm以下、在面内方向x上平均粒径为500nm以下的纳米级、且以低于3％的空隙率形成，最小膜厚为金属层的最大高度粗糙度的1.5倍以上。实施例3可得到这样的形态可以推测是由于：因为α‐氮化硅粉末的粒径为0.8μm、气体流速为89m/s这样最佳的粒径且气体流速，因此α‐氮化硅粉末与铜板碰撞，而且在铜板碰撞时铜板没有被α‐氮化硅粉末削去，α‐氮化硅粉末发生了破碎、变形。
接下来，对于实施例3，通过短时间法测定绝缘耐压，通过将该值除以最小膜厚，从而求出了每单位长度的绝缘耐压。其结果是，如表2中所示的那样，每单位长度的绝缘耐压显示出120×106V/m这样的以往的烧结氮化硅基板的4倍以上大的值。可得到像这样大的绝缘耐压可以推测是由于：形成了没有由烧结助剂产生的晶界相、且具有纳米级的微细组织的致密膜。在绝缘散热体的情况下，由于能够使陶瓷膜的最小膜厚比氮化硅烧结基板薄，因此能够提高散热性。
此外，就实施例3而言，由于确认到了成为没有由烧结助剂产生的晶界相、以α‐氮化硅的晶粒在膜厚方向y上平均粒径为300nm以下、在面内方向x上平均粒径为500nm以下的纳米级形成的空隙率低于3％的致密膜，因此成为龟裂的起点的空隙少，另外，由于能够抑制龟裂的进展，因此可以期待高强度及断裂韧性。另外，由于在陶瓷膜3中不包含由烧结助剂产生的晶界相，因此可以期待机械特性、散热性、耐热性、耐反应性的提高。在绝缘散热体的情况下，在被放置于热循环下时，由于上述的机械特性提高，从而能够提高热循环可靠性。
接下来，对于实施例3的膜表面进行镜面研磨，利用FE‐SEM(ULTRA 55、CarlZeiss)进行观察，调查了从膜厚方向看到的α‐氮化硅的晶粒的平均长宽比，其结果是，确认到了其值为1.3，小于2.0。平均长宽比的调查方法设定为与实施例1相同。
由于从膜厚方向看到的α‐氮化硅的晶粒的平均长宽比小于2.0，因此在晶粒间存在空隙、晶界相的可能性变低，能够减少电特性、热特性等各种特性在表面内的不均。
(比较例1)
使用上述气溶胶沉积装置12，作为氮化硅粉末18，使用粒径(中值粒径)为2.5μm、氮化硅的α化率低于5重量％的β‐氮化硅粉末，在22×22×t2mm的铜板(金属层2)上形成了陶瓷膜3。上述β‐氮化硅粉末包含0.2重量％的铁、0.1重量％的铝、0.1重量％的钙作为杂质。作为其它杂质，通过X射线衍射图案测定，确认到Si2N2O的存在，Si2N2O的(200)面的峰值强度为β‐氮化硅的(200)面的峰值强度的0.04倍。作为卷扬用气体及搬送用气体，使用N2气体，将搬送气体流量与卷扬气体流量的合计设定为12L/min。气溶胶搬送管15前端的喷嘴口设定为5×0.3mm，铜板的法线与喷嘴的角度设定为30°，在该状态下使固定了铜板的平台21沿水平方向驱动，对铜板整体喷射包含β‐氮化硅粉末的气溶胶从而形成了陶瓷膜3。通过将气体流量除以喷嘴口的面积而算出的气体流速为133m/s。上述成膜条件汇总于表1中。根据目视，在金属上均匀地形成了灰色的陶瓷膜。
对像这样操作而制作的由陶瓷膜3/铜板(金属层2)所成的比较例1的与膜面垂直方向的截面进行镜面研磨，利用FE‐SEM(ULTRA 55、CarlZeiss)进行观察，调查了陶瓷膜3中的β‐氮化硅的晶粒的平均粒径、陶瓷膜3的最小膜厚、最大膜厚、空隙率、金属层2的最大高度粗糙度。其结果是，如表2中所示的那样，就比较例1的陶瓷膜3而言，膜厚方向y的平均粒径为740nm，面内方向x的平均粒径为910nm。另外，虽然最大膜厚为2μm，但是由于在金属上存在没有形成陶瓷的部位，因此最小膜厚为0μm。空隙率为5％，最大高度粗糙度为2.5μm。需要说明的是，平均粒径、最小膜厚、最大膜厚、空隙率、最大高度粗糙度的调查方法设定为与实施例1相同，但求出平均粒径时的FE‐SEM的观察倍率设定为5000倍。
对于比较例1，利用万用表进行了陶瓷膜3的简易绝缘性测定，其结果是，在5个点以上的全部的点中，电阻值都成为数Ω，不具有绝缘性(表2中记载为×)。据认为这是由于存在大量金属层露出的部位。
就在陶瓷膜3的形成时使用粒径为2.5μm的β‐氮化硅粉末、且将气体流速设定为133m/s的比较例1而言，与实施例1～3相比，陶瓷膜的β‐氮化硅的晶粒的平均粒径大，空隙率也大。另外，与实施例1～3相比，有金属层露出的部位(最小膜厚为0μm)，金属层的最大高度粗糙度大，不具有绝缘性。作为其原因，可以推测：由于β‐氮化硅粉末的粒径为2.5μm而大于最佳的粒径，因此铜板被β‐氮化硅粉末削去，与此同时在β‐氮化硅粉末与铜板碰撞时没有发生破碎、变形。
比较例1如上述那样由于不具有绝缘性，因此无法进行绝缘耐压测定。
接下来，对于比较例1，为了评价陶瓷膜3的取向度，使用X射线衍射装置(RINT1500、Rigaku Corporation)，测定了陶瓷膜3的表面的X射线衍射图案。但是，峰值强度小，无法算出(210)面的X射线衍射强度I(210)相对于(101)面的X射线衍射强度I(101)之比。
比较例1由于最小膜厚小，因此无法进行膜表面的研磨，无法测定氮化硅的晶粒的平均长宽比。
(比较例2)
使用上述气溶胶沉积装置12，作为氮化硅粉末18，使用粒径(中值粒径)为2.5μm、氮化硅的α化率低于5重量％的β‐氮化硅粉末，在22×22×t2mm的铜板(金属层2)上形成了陶瓷膜3。上述β‐氮化硅粉末包含0.2重量％的铁、0.1重量％的铝、0.1重量％的钙作为杂质。作为其它杂质，通过X射线衍射图案测定，确认到Si2N2O的存在，Si2N2O的(200)面的峰值强度为β‐氮化硅的(200)面的峰值强度的0.04倍。作为卷扬用气体及搬送用气体，使用He气，将搬送气体流量与卷扬气体流量的合计设定为30L/min。气溶胶搬送管15前端的喷嘴口设定为5×0.3mm，铜板的法线与喷嘴的角度设定为30°，在该状态下使固定了铜板的平台21沿水平方向驱动，对铜板整体喷射包含β‐氮化硅粉末的气溶胶从而形成了陶瓷膜3。通过将气体流量除以喷嘴口的面积而算出的气体流速为333m/s。上述成膜条件汇总于表1中。根据目视，在金属上均匀地形成了灰色的陶瓷膜。
对像这样操作而制作的由陶瓷膜3/铜板(金属层2)所成的比较例2的与膜面垂直方向的截面进行镜面研磨，利用FE‐SEM(ULTRA 55、Carl Zeiss)进行观察，调查了陶瓷膜3中的β‐氮化硅的晶粒的平均粒径、陶瓷膜3的最小膜厚、最大膜厚、空隙率、金属层2的最大高度粗糙度。其结果是，如表2中所示的那样，就比较例2的陶瓷膜3而言，膜厚方向y的平均粒径为300nm，面内方向x的平均粒径为490nm。另外，虽然最大膜厚为4μm，但是由于在金属上存在没有形成陶瓷的部位，因此最小膜厚为0μm。空隙率为3％，最大高度粗糙度为2.3μm。需要说明的是，平均粒径、最小膜厚、最大膜厚、空隙率、最大高度粗糙度的调查方法设定为与实施例1相同，但求出平均粒径时的FE‐SEM的观察倍率设定为5000倍。
对于比较例2，利用万用表进行了陶瓷膜3的简易绝缘性测定，其结果是，在5个点以上的全部的点中，电阻值都成为数Ω，不具有绝缘性(表2中记载为×)。据认为这是由于存在大量金属层露出的部位。
就在陶瓷膜3的形成时使用粒径为2.5μm的β‐氮化硅粉末、且将气体流速设定为333m/s的比较例2而言，与实施例1～3相比，陶瓷膜的β‐氮化硅的晶粒的平均粒径大，空隙率也大。另外，与实施例1～3相比，有金属层露出的部位(最小膜厚为0μm)，金属层的最大高度粗糙度大，不具有绝缘性。作为其原因，可以推测：由于β‐氮化硅粉末的粒径为2.5μm、气体流速为333m/s而大于最佳的粒径及最佳的气体流速，因此铜板被β‐氮化硅粉末削去，与此同时β‐氮化硅粉末在铜板碰撞时没有发生破碎、变形。
比较例2如上述那样由于不具有绝缘性，因此无法进行绝缘耐压测定。
接下来，对于比较例2，为了评价陶瓷膜3的取向度，使用X射线衍射装置(RINT1500、Rigaku Corporation)，测定了陶瓷膜3的表面的X射线衍射图案。但是，峰值强度小，无法算出(210)面的X射线衍射强度I(210)相对于(101)面的X射线衍射强度I(101)之比。
比较例2由于最小膜厚小，因此无法进行膜表面的研磨，无法测定氮化硅的晶粒的平均长宽比。
(比较例3)
使用上述气溶胶沉积装置12，作为氮化硅粉末18，使用粒径(中值粒径)为1.2μm、氮化硅的α化率低于5重量％的β‐氮化硅粉末，在22×22×t2mm的铜板(金属层2)上形成了陶瓷膜3。上述β‐氮化硅粉末包含0.2重量％的铁、0.1重量％的铝、0.1重量％的钙作为杂质。作为其它杂质，通过X射线衍射图案测定，确认到Si2N2O的存在，Si2N2O的(200)面的峰值强度为β‐氮化硅的(200)面的峰值强度的0.03倍。作为卷扬用气体及搬送用气体，使用He气，将搬送气体流量与卷扬气体流量的合计设定为30L/min。气溶胶搬送管15前端的喷嘴口设定为5×0.3mm，铜板的法线与喷嘴的角度设定为30°，在该状态下使固定了铜板的平台21沿水平方向驱动，对铜板整体喷射包含β‐氮化硅粉末的气溶胶从而形成了陶瓷膜3。通过将气体流量除以喷嘴口的面积而算出的气体流速为333m/s。上述成膜条件汇总于表1中。根据目视，在金属上均匀地形成了灰色的陶瓷膜。
对像这样操作而制作的由陶瓷膜3/铜板(金属层2)所成的比较例3的与膜面垂直方向的截面进行镜面研磨，利用FE‐SEM(ULTRA 55、Carl Zeiss)进行观察，调查了陶瓷膜3中的β‐氮化硅的晶粒的平均粒径、陶瓷膜3的最小膜厚、最大膜厚、空隙率、金属层2的最大高度粗糙度。其结果是，如表2中所示的那样，就比较例3的陶瓷膜3而言，膜厚方向y的平均粒径为340nm，面内方向x的平均粒径为530nm。另外，虽然最大膜厚为4μm，但是由于在金属上存在没有形成陶瓷的部位，因此最小膜厚为0μm。空隙率为7％，最大高度粗糙度为3.7μm。需要说明的是，平均粒径、最小膜厚、最大膜厚、空隙率、最大高度粗糙度的调查方法设定为与实施例1相同，但求出平均粒径时的FE‐SEM的观察倍率设定为5000倍。
对于比较例3，利用万用表进行了陶瓷膜3的简易绝缘性测定，其结果是，在5个点以上的全部的点中，电阻值都成为数Ω，不具有绝缘性(表2中记载为×)。据认为这是由于存在大量金属层露出的部位。
就在陶瓷膜3的形成时使用粒径为1.2μm的β‐氮化硅粉末、且将气体流速设定为333m/s的比较例3而言，与实施例1～3相比，陶瓷膜的β‐氮化硅的晶粒的平均粒径大，空隙率也大。另外，与实施例1～3相比，有金属层露出的部位(最小膜厚为0μm)，金属层的最大高度粗糙度大，不具有绝缘性。作为其原因，可以推测：由于β‐氮化硅粉末的粒径为1.2μm、气体流速为333m/s而大于最佳的粒径及最佳的气体流速，因此铜板被β‐氮化硅粉末削去，与此同时β‐氮化硅粉末在铜板碰撞时没有发生破碎、变形。
比较例3如上述那样由于不具有绝缘性，因此无法进行绝缘耐压测定。
接下来，对于比较例3，为了评价陶瓷膜3的取向度，使用X射线衍射装置(RINT1500、Rigaku Corporation)，测定了陶瓷膜3的表面的X射线衍射图案。但是，峰值强度小，无法算出(210)面的X射线衍射强度I(210)相对于(101)面的X射线衍射强度I(101)之比。
比较例3由于最小膜厚小，因此无法进行膜表面的研磨，无法测定氮化硅的晶粒的平均长宽比。
(比较例4)
使用上述气溶胶沉积装置12，作为氮化硅粉末18，使用粒径(中值粒径)为0.8μm、氮化硅的α化率低于5重量％的β‐氮化硅粉末，在22×22×t2mm的铜板(金属层2)上形成了陶瓷膜3。上述β‐氮化硅粉末包含0.2重量％的铁、0.1重量％的铝、0.1重量％的钙作为杂质。作为其它杂质，通过X射线衍射图案测定，确认到Si2N2O的存在，Si2N2O的(200)面的峰值强度为β‐氮化硅的(200)面的峰值强度的0.01倍。作为卷扬用气体及搬送用气体，使用He气，将搬送气体流量与卷扬气体流量的合计设定为30L/min。气溶胶搬送管15前端的喷嘴口设定为5×0.3mm，铜板的法线与喷嘴的角度设定为30°，在该状态下使固定了铜板的平台21沿水平方向驱动，对铜板整体喷射包含β‐氮化硅粉末的气溶胶从而形成了陶瓷膜3。通过将气体流量除以喷嘴口的面积而算出的气体流速为333m/s。上述成膜条件汇总于表1中。根据目视，见到了均匀地形成有灰色的陶瓷膜的部分和没有形成陶瓷膜而露出有金属层的部分。
对像这样操作而制作的由陶瓷膜3/铜板(金属层2)所成的比较例4的与膜面垂直方向的截面进行镜面研磨，利用FE‐SEM(ULTRA 55、Carl Zeiss)进行观察，调查了陶瓷膜3中的β‐氮化硅的晶粒的平均粒径、陶瓷膜3的最小膜厚、最大膜厚、空隙率、金属层2的最大高度粗糙度。其结果是，如表2中所示的那样，就比较例4的陶瓷膜3而言，膜厚方向y的平均粒径为100nm，面内方向x的平均粒径为210nm。另外，虽然最大膜厚为5μm，但是如目视也可以确认到的那样，由于在金属上存在没有形成陶瓷的部分，因此最小膜厚为0μm。空隙率为1％，最大高度粗糙度为0.8μm。需要说明的是，平均粒径、最小膜厚、最大膜厚、空隙率、最大高度粗糙度的调查方法设定为与实施例1相同。
对于比较例4，利用万用表进行了陶瓷膜3的简易绝缘性测定，其结果是，在形成有陶瓷膜的部分，电阻值成为超量程(无法以MΩ表示)，在通过目视能够确认金属层的露出的部分，电阻值成为数Ω，在5个点以上的全部的点中，电阻值没有都成为超量程(表2中记载为△)。
就在陶瓷膜3的形成时使用粒径为0.8μm的β‐氮化硅粉末、且将气体流速设定为333m/s的比较例4而言，陶瓷膜的β‐氮化硅的晶粒的平均粒径、空隙率、金属层2的最大高度粗糙度与实施例1～3同等。但是，与实施例1～3相比，有金属层露出的部分，在该部分不具有绝缘性。作为其原因，可以推测：虽然β‐氮化硅粉末的粒径为0.8μm这样的最佳值，但是由于气体流速为333m/s而大于最佳的气体流速，因此在一部分没有引起成膜现象。
比较例4如上述那样由于存在不具有绝缘性的部分，因此无法进行绝缘耐压测定。
接下来，对于比较例4，为了评价陶瓷膜3的取向度，使用X射线衍射装置(RINT1500、Rigaku Corporation)，测定陶瓷膜3的表面的X射线衍射图案，算出了(210)面的X射线衍射强度I(210)相对于(101)面的X射线衍射强度I(101)之比。其结果是，如表2的“I(210)/I(101)”栏中所示的那样，由于β‐氮化硅粉末与实施例1～3同等地被微细化，使得X射线衍射强度I(210)相对于X射线衍射强度I(101)之比为3.6。
比较例4由于最小膜厚小，因此无法进行膜表面的研磨，无法测定氮化硅的晶粒的平均长宽比。
(比较例5)
对板厚为320μm的氮化硅烧结基板的与基板面垂直方向的截面进行镜面研磨，利用FE‐SEM(ULTRA 55、Carl Zeiss)进行观察，调查了β‐氮化硅的晶粒的平均粒径。就β‐氮化硅的晶粒的平均粒径而言，板厚(膜厚)方向y的平均粒径为1400nm，面内方向x的平均粒径为1700nm，在β‐氮化硅晶体间见到了由烧结助剂产生的晶界相。需要说明的是，平均粒径的求法设定为与实施例1相同，但FE‐SEM的观察倍率设定为5000倍。比较例5由于是通过烧结法而制作，因此没有进行空隙率、金属层的最大高度的测定以及利用万用表的简易绝缘性测定(表2中记载为‐)。
比较例5由于是通过烧结而制作，因此与实施例1～3相比，由于烧结时的晶粒生长而导致β‐氮化硅的晶粒的平均粒径大，另外，存在由烧结助剂产生的晶界相。
接下来，对于比较例5，通过短时间法测定绝缘耐压，通过将该值除以板厚，从而求出了每单位长度的绝缘耐压。其结果是，如表2中所示的那样，每单位长度的绝缘耐压为28×106V/m，为比实施例1～3小的值。据认为这是由于：与实施例1～3相比，β-氮化硅的晶粒的平均粒径大，另外，存在由烧结助剂产生的晶界相。
接下来，对于比较例5，为了评价取向度，使用X射线衍射装置(RINT1500、RigakuCorporation)，测定基板的表面的X射线衍射图案，算出了(210)面的X射线衍射强度I(210)相对于(101)面的X射线衍射强度I(101)之比。其结果是，如表2的“I(210)/I(101)”栏中所示的那样，X射线衍射强度I(210)相对于X射线衍射强度I(101)之比成为2.2，成为比实施例1及2小的值。
比较例5与实施例1～3相比，由于β-氮化硅的晶粒的平均粒径大，另外，包含由烧结助剂产生的晶界相，因此难以期待优异的机械特性、散热性、耐热性、耐反应性。此外，由于β-氮化硅晶体的c轴的向面内方向x的取向度也比实施例1及2小，因此推测提高相对于温度变化的耐久性的效果也小。
接下来，对比较例5的板表面进行镜面研磨，利用FE-SEM(ULTRA 55、Carl Zeiss)进行观察，调查了板表面的β-氮化硅的晶粒的平均长宽比，其结果是，由于由烧结时的晶粒生长所引起的晶粒的柱状化，导致其值为2.0，成为比实施例1及2大的值。平均长宽比的调查方法设定为与实施例1相同，但FE-SEM的观察倍率设定为5000倍。
由于板表面的β-氮化硅的晶粒的平均长宽比大，因此引起各种特性在板表面内的不均的可能性高。
[表1]
氮化硅粉末 α化率(wt％) 粉末粒径(μm) 卷扬/搬送用气体 气体流量(L/min) 气体流速(m/s)
实施例1 β-氮化硅 ＜5 0.8 He 15 167
实施例2 β-氮化硅 ＜5 0.8 N<sub>2</sub> 8 89
实施例3 α-氮化硅 91 0.8 N<sub>2</sub> 8 89
比较例1 β-氮化硅 ＜5 2.5 N<sub>2</sub> 12 133
比较例2 β-氮化硅 ＜5 2.5 He 30 333
比较例3 β-氮化硅 ＜5 1.2 He 30 333
比较例4 β-氮化硅 ＜5 0.8 He 30 333
[表2]
Figure BDA0001784606500000301
符号的说明
1：陶瓷层叠体
2：金属层
3：陶瓷膜
4：最小膜厚部位
5：最大膜厚部位
6：金属层的最大高低差
7：金属层的最高点与最低点的面内方向的距离
8：晶粒
9：与晶粒外切的长方形
10：长径
11：短径
12：气溶胶沉积装置
13：气溶胶化容器
14：成膜室
15：气溶胶搬送管
16：真空泵
17：气体供给系统
18：氮化硅粉末
19：搬送气体配管
20：卷扬气体配管
21：平台
22：水平驱动机构
x1、y1：线段
P1、P2：交点

Claims (13)

1.一种陶瓷层叠体，其是在金属层上形成陶瓷膜而成的陶瓷层叠体，其特征在于，
所述陶瓷膜的最小膜厚为1μm以上，该陶瓷膜包含氮化硅及不可避免的杂质而成，氮化硅的晶粒在膜厚方向上的平均粒径为300nm以下、在面内方向上的平均粒径为500nm以下，且该陶瓷膜不包含由烧结助剂产生的晶界相，
所述陶瓷膜的空隙率超过0％且低于3％，
其中，所述空隙率是在与膜面垂直方向的所述陶瓷膜的截面中空隙在所述陶瓷膜中所占的面积比例，
所述陶瓷膜中，β-氮化硅晶体的(210)面的X射线衍射强度I(210)相对于(101)面的X射线衍射强度I(101)之比为超过0.9的值。
2.根据权利要求1所述的陶瓷层叠体，其特征在于，
所述陶瓷膜的最小膜厚为所述金属层的最大高度粗糙度的1.5倍以上。
3.根据权利要求1或2所述的陶瓷层叠体，其特征在于，
所述陶瓷膜中，氮化硅的晶粒在膜厚方向上的平均粒径为150nm以下、在面内方向上的平均粒径为250nm以下。
4.根据权利要求3所述的陶瓷层叠体，其特征在于，
所述陶瓷膜中，氮化硅的晶粒在膜厚方向上的平均粒径为100nm以下、在面内方向上的平均粒径为150nm以下。
5.根据权利要求1或2所述的陶瓷层叠体，其特征在于，
所述陶瓷膜包含氮化硅中的β-氮化硅的比例为超过50重量％的值的氮化硅及不可避免的杂质而成。
6.根据权利要求1或2所述的陶瓷层叠体，其特征在于，
所述陶瓷膜中，所述β-氮化硅晶体的(210)面的X射线衍射强度I(210)相对于(101)面的X射线衍射强度I(101)之比为超过2.2的值。
7.根据权利要求1或2所述的陶瓷层叠体，其特征在于，
所述陶瓷膜包含氮化硅中的α-氮化硅的比例为超过50重量％的值的氮化硅及不可避免的杂质而成。
8.根据权利要求1或2所述的陶瓷层叠体，其特征在于，
所述陶瓷膜从膜厚方向看到的氮化硅的晶粒的平均长宽比小于2.0。
9.一种绝缘散热体，其特征在于，
由权利要求1～8中任一项所述的陶瓷层叠体制成。
10.根据权利要求9所述的绝缘散热体，其特征在于，
所述陶瓷膜的最小膜厚为10μm～100μm。
11.根据权利要求9或10所述的绝缘散热体，其特征在于，
所述金属层为铜或铝。
12.根据权利要求9或10所述的绝缘散热体，其特征在于，
在所述陶瓷膜上形成有金属电路。
13.根据权利要求12所述的绝缘散热体，其特征在于，
所述金属电路为铜或铝。
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