CN115667164A - 支承玻璃基板及使用该支承玻璃基板的层叠基板 - Google Patents

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Abstract

本发明的支承玻璃基板的特征在于，用于支承加工基板，所述支承玻璃基板为锂铝硅酸盐系玻璃，玻璃组成中的Li2O的含量为0.02～25摩尔％，30～380℃的温度范围内的平均线热膨胀系数为38×10‑7/℃以上且160×10‑7/℃以下。

Description

支承玻璃基板及使用该支承玻璃基板的层叠基板
技术领域
本发明涉及用于支承加工基板的支承玻璃基板及使用该支承玻璃基板的层叠基板，具体而言，涉及在半导体封装件(半导体装置)的制造工序中用于支承加工基板的支承玻璃基板及使用了该支承玻璃基板的层叠基板。
背景技术
对于移动电话、笔记本型个人电脑、智能电话等便携型电子设备，要求小型化和轻量化。随之，用于这些电子设备的半导体芯片的安装空间也受到严格限制，半导体芯片的高密度的安装成为课题。因此，近年来，通过三维安装技术，即，将半导体芯片彼此层叠，将各半导体芯片间布线连接，从而实现半导体封装件的高密度安装。
另外，现有的晶片级封装(WLP)通过如下方法来制作：以晶片的状态形成凸块后，通过切割来单片化。然而，现有的WLP难以增加引脚数，而且在半导体芯片的背面暴露的状态下被安装，因此存在容易发生半导体芯片的缺损等问题。
因此，作为新的WLP，提出了fan out型的WLP。fan out型的WLP能够增加引脚数，而且，通过保护半导体芯片的端部，能够防止半导体芯片的缺损等。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2019/150654号
专利文献2：国际公开第2020/013984号
发明内容
发明所要解决的问题
然而，fan out型的WLP具有：用树脂的密封材料将多个半导体芯片塑模，形成加工基板后，对加工基板的一个表面进行布线的工序；和形成焊料凸块的工序等。
这些工序由于伴随约200～300℃的热处理，因而存在密封材料变形、加工基板发生尺寸变化的担忧。如果加工基板发生尺寸变化，则对于加工基板的一个表面高密度地布线变得困难，而且正确地形成焊料凸块也变得困难。
为了抑制加工基板的尺寸变化，使用玻璃基板作为支承基板是有效的。然而，即使在使用玻璃基板的情况下，加工基板的尺寸变化有时也会发生。
另外，如果在制造时错误地将WLP掉落至地面等，则有时支承玻璃基板会破损而变得无法使用昂贵的加工基板。为了避免这样的情况，重要的是提高支承玻璃基板的强度。
作为高强度的玻璃基板，锂铝硅酸盐系玻璃是有希望的(参照专利文献1)。锂铝硅酸盐系玻璃通常杨氏模量比铝硼硅酸盐系玻璃高，因此，机械强度高，落下时不易破损的可能性高。
本发明鉴于上述情况而成，其技术课题在于，提供不易发生加工基板的尺寸变化、落下时不易破损的支承玻璃基板及使用了该支承玻璃基板的层叠基板。
用于解决问题的手段
本发明人等反复进行各种实验的结果发现，通过使用锂铝硅酸盐系玻璃作为支承玻璃基板，并且将其热膨胀系数限制在规定范围，能够解决上述技术的课题，作为本发明提出。即，本发明的支承玻璃基板的特征在于，用于支承加工基板，上述支承玻璃基板为锂铝硅酸盐系玻璃，玻璃组成中的Li2O的含量为0.02～25摩尔％，30～380℃的温度范围内的平均线热膨胀系数为38×10-7/℃以上且160×10-7/℃以下。此处，“锂铝硅酸盐系玻璃”是指玻璃组成中包含SiO2、Al2O3、Li2O的玻璃。“30～380℃的温度范围内的平均线热膨胀系数”是指使用膨胀计对平均热膨胀系数进行测定而得到的值。
另外，本发明的支承玻璃基板优选用于支承加工基板，作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 50～80％、Al2O3 4～25％、B2O3 0～16％、Li2O 0.9～15％、Na2O超过0％且为21％以下、K2O 0～15％、MgO 0～10％、ZnO 0～10％、P2O5 0～15％。
另外，本发明的支承玻璃基板优选满足摩尔比([Na2O]？[Li2O])/([Al2O3]+[B2O3]+[P2O5])≤1.50的关系。此处，[Na2O]是指Na2O的摩尔％含量。[Li2O]是指Li2O的摩尔％含量。[Al2O3]是指Al2O3的摩尔％含量。[B2O3]是指B2O3的摩尔％含量。[P2O5]是指P2O5的摩尔％含量。([Na2O]？[Li2O])/([Al2O3]+[B2O3]+[P2O5])是指用Na2O的含量减去Li2O的含量后除以Al2O3、B2O3及P2O5的总量而得到的值。
另外，本发明的支承玻璃基板优选满足摩尔比([B2O3]+[Na2O]？[P2O5])/([Al2O3]+[Li2O])≥0.001的关系。此处，([Na2O]？[Li2O])/([Al2O3]+[B2O3]+[P2O5])是指用Na2O的含量减去Li2O的含量后除以Al2O3、B2O3及P2O5的总量而得到的值。
另外，本发明的支承玻璃基板优选含有([Li2O]+[Na2O]+[K2O])12摩尔％以上，满足[SiO2]+1.2×[P2O5]-3×[Al2O3]-2×[Li2O]-1.5×[Na2O]-[K2O]-[B2O3]≥-40％的关系。此处，[K2O]是指K2O的摩尔％含量。[SiO2]是指SiO2的摩尔％含量。([Li2O]+[Na2O]+[K2O])是指Li2O、Na2O及K2O的总量。[SiO2]+1.2×[P2O5]-3×[Al2O3]-2×[Li2O]-1.5×[Na2O]-[K2O]-[B2O3]是指从SiO2的含量与P2O5的1.2倍的含量的合计减去Al2O3的3倍的含量、Li2O的2倍的含量、Na2O的1.5倍的含量、K2O的含量及B2O3的含量而得到的值。
另外，在本发明的支承玻璃基板中，优选高温粘度102.5dPa·s下的温度小于1660℃。此处，“高温粘度102.5dPa·s下的温度”例如可以通过铂球提拉法进行测定。
另外，本发明的支承玻璃基板优选板厚方向的中央部具有溢流合流面，也就是说通过溢流下拉法成形而成。此处，“溢流下拉法”是使熔融玻璃从成形体耐火物的两侧溢出、使溢出的熔融玻璃在成形体耐火物的下端合流、同时向下方拉伸成形而制造玻璃基板的方法。
另外，在本发明的支承玻璃基板中，优选在加温至80℃的5质量％HCl水溶液中浸渍24小时后的单位表面积的质量损失为100.0mg/cm2以下。
另外，在本发明的支承玻璃基板中，优选在加温至80℃的5质量％NaOH水溶液中浸渍6小时后的单位表面积的质量损失为5.0mg/cm2以下。
另外，本发明的支承玻璃基板优选在玻璃表面具有压缩应力层。作为提高玻璃基板的强度的方法，已知有对玻璃基板进行化学强化处理的方法(参照专利文献2)。而且，作为提高强化玻璃基板的强度的方法，加深压缩应力层的应力深度是有用的。详细而言，如果层叠基板落下而与地面碰撞，则存在地面的突起物贯入支承玻璃基板并到达拉伸应力层而导致支承玻璃基板破损的担忧。因此，如果加深压缩应力层的应力深度，则能够使地面的突起物不易到达拉伸应力层，降低支承玻璃基板的破损概率。
另外，本发明的支承玻璃基板优选在玻璃表面具有压缩应力层，作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 50～80％、Al2O3 4～25％、B2O3 0～16％、Li2O 0.9～15％、Na2O超过0％且为21％以下、K2O 0～15％、MgO 0～10％、ZnO 0～10％、P2O50～15％。
另外，在本发明的支承玻璃基板中，优选压缩应力层的最表面的压缩应力值为165～1000MPa。此处，“最表面的压缩应力值”和“应力深度”是指例如根据使用散射光光弹性应力计SLP-1000(株式会社折原制作所制)观察到的相位差分布曲线测定的值。而且，应力深度是指应力值成为零的深度。需要说明的是，计算应力特性时，将各测定试样的折射率设为1.51，将光学弹性常数设为30.1[(nm/cm)/MPa]。
另外，在本发明的支承玻璃基板中，优选压缩应力层的应力深度为50～200μm。锂铝硅酸盐玻璃在得到深的应力深度方面是有利的。特别是在包含NaNO3的熔融盐中浸渍由锂铝硅酸盐玻璃制成的玻璃基板并对玻璃中的Li离子与熔融盐中的Na离子进行离子交换时，能够得到具有深的应力深度的强化玻璃基板。
另外，本发明的支承玻璃基板优选在玻璃表面具有压缩应力层，作为玻璃组成，含有Al2O3 17摩尔％以上、P2O5 1摩尔％以上、([Li2O]+[Na2O]+[K2O])12摩尔％以上，满足[SiO2]+1.2×[P2O5]-3×[Al2O3]-2×[Li2O]-1.5×[Na2O]-[K2O]-[B2O3]≥-20摩尔％的关系。
另外，在本发明的支承玻璃基板中，优选在玻璃表面具有压缩应力层，厚度方向的应力曲线至少具有第一峰、第二峰、第一谷、第二谷。
另外，本发明的支承玻璃基板优选具有直径100～500mm的晶片形状或大致圆板形状，板厚小于2.0mm，整体板厚偏差(TTV)为5μm以下，并且翘曲量为60μm以下。此处，“整体板厚偏差(TTV)”是支承玻璃基板整体的最大板厚与最小板厚之差，例如可以通过KOBELCOresearch institute公司制造的SBW-331ML/d进行测定。“翘曲量”是指支承玻璃基板整体中的最高位点与最小二乘焦平面之间的最大距离的绝对值、和最低位点与最小二乘焦平面的绝对值的合计，例如可以通过KOBELCO research institute公司制造的Bow/Warp测定装置SBW-331M/Ld进行测定。
另外，本发明的支承玻璃基板优选具有口200mm以上的大致矩形形状。板厚为1.0mm以上，整体板厚偏差(TTV)为30μm以下。
另外，本发明的支承玻璃基板优选从上方观察时的角部的角度为89.0～91.0°。
另外，本发明的支承玻璃基板优选在外周部具有定位部，该定位部进一步优选为缺口结构、倒角结构、切口结构中的任意结构。
本发明的层叠体优选至少具备加工基板和用于支承加工基板的支承玻璃基板，支承玻璃基板为上述的支承玻璃基板。加工基板优选至少具备用密封材料进行了塑模后的半导体芯片
本发明的半导体封装件的制造方法优选具有：制备至少具备加工基板和用于支承加工基板的支承玻璃基板的层叠体的工序；和对加工基板进行加工处理的工序，并且支承玻璃基板为上述的支承玻璃基板。
另外，本发明的半导体封装件的制造方法优选加工处理包括在加工基板的一个表面进行布线的工序。
另外，本发明的半导体封装件的制造方法优选加工处理包括在加工基板的一个表面形成焊料凸块的工序。
本发明的玻璃基板的特征在于，作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 50～65％、Al2O3 8～25％、B2O3 0～10％、Li2O 5.1～20％、Na2O超过10％且为16.1％以下、K2O 0～15％、MgO 0.01～3％、CaO 0～10％、ZrO2 0.01～10％，杨氏模量为80GPa以上。此处，“杨氏模量”是指通过基于JIS R1602-1995“精细陶瓷的弹性模量试验方法”的方法计算出的值。
另外，本发明的玻璃基板的特征在于，作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 50～65％、Al2O3 8～18％、B2O3 0～10％、Li2O 20～25％、Na2O 0.01～10％、K2O 0～15％、MgO 0～10％、CaO 0.01～10％、ZrO2 0～10％，杨氏模量为85GPa以上，断裂韧性K1C为0.80MPa·m0.5以上。此处，“断裂韧性K1C”是指通过基于JIS R1607-2015“精细陶瓷的室温破坏韧性试验方法”的方法计算出的值。
本发明的玻璃基板的特征在于，作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 64～76％、Al2O3 4～15％、B2O3 4～16％、Li2O 0.1～14％、Na2O 0.01～14％、K2O 0～15％、MgO 0～7％、CaO 0～7％、SrO 0～7％、BaO 0～7％、ZrO2 0～10％，杨氏模量为60GPa以上，30～380℃的温度范围内的平均线热膨胀系数为38×10-7/℃以上且85×10-7/℃以下。
另外，本发明的玻璃基板的特征在于，作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 64～76％、Al2O3 4～15％、B2O3 4～16％、Li2O 0.1～14％、Na2O 0.01～14％、K2O 0～15％、MgO0.01～7％、CaO 0.01～7％、SrO 0～7％、BaO 0～7％、ZrO2 0～10％，杨氏模量为60GPa以上，30～380℃的温度范围内的平均线热膨胀系数为38×10-7/℃以上且85×10-7/℃以下。
另外，本发明的玻璃基板的特征在于，作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 64～76％、Al2O3 4～15％、B2O3 4～16％、Li2O 0.1～14％、Na2O 0.01～14％、K2O 0～15％、MgO0～7％、CaO 0～7％、SrO 0.01～7％、BaO 0～7％、ZrO2 0～10％，杨氏模量为60GPa以上，30～380℃的温度范围内的平均线热膨胀系数为38×10-7/℃以上且85×10-7/℃以下。
另外，本发明的玻璃基板的特征在于，作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 64～76％、Al2O3 4～15％、B2O3 4～16％、Li2O 0.1～14％、Na2O 0.01～14％、K2O 0～15％、MgO0.01～7％、CaO 0.01～7％、SrO 0.01～7％、BaO 0～7％、ZrO2 0～10％，杨氏模量为60GPa以上，30～380℃的温度范围内的平均线热膨胀系数为38×10-7/℃以上且85×10-7/℃以下。
另外，本发明的玻璃基板的特征在于，作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 64～76％、Al2O3 4～15％、B2O3 4～16％、Li2O 1.5～8.5％、Na2O 0.01～14％、K2O 0～15％、MgO0.01～7％、CaO 0.01～7％、SrO 0.01～7％、BaO 0～7％、ZrO2 0～10％，杨氏模量为60GPa以上，30～380℃的温度范围内的平均线热膨胀系数为38×10-7/℃以上且85×10-7/℃以下。
附图说明
图1是示出本发明的层叠基板的一例的示意立体图。
图2是示出fan out型的WLP的制造工序的示意剖面图。
图3是示出使用支承玻璃基板作为磨片基板而将加工基板薄型化的工序的示意剖面图。
图4是示例出具有第一峰、第二峰、第一谷、第二谷的应力曲线的说明图。
图5是示例出具有第一峰、第二峰、第一谷、第二谷的应力曲线的另一个说明图。
具体实施方式
本发明的支承玻璃基板为锂铝硅酸盐系玻璃，玻璃组成中的Li2O的含量为0.02～25摩尔％。Li2O是降低高温粘度、提高熔融性、成形性的成分，并且是提高杨氏模量、断裂韧性K1c的成分。而且是提高热膨胀系数所需的成分。此外，Li2O是离子交换成分，特别是对于对玻璃中所含的Li离子与熔融盐中的Na离子进行离子交换而得到深的应力深度而言必须的成分。另一方面，Li2O的含量过多时，玻璃的失透性变高，难以得到透明的玻璃，而且制造成本也变高。由此，Li2O的适宜的下限范围为0.02摩尔％以上、0.03摩尔％以上、0.04摩尔％以上、0.05摩尔％以上、0.1摩尔％以上、0.2摩尔％以上、0.3摩尔％以上、0.4摩尔％以上、0.5摩尔％以上、0.9摩尔％以上、1摩尔％以上、1.5摩尔％以上、2摩尔％以上、3摩尔％以上、4摩尔％以上、4.5摩尔％以上、4.9摩尔％以上、5摩尔％以上、5.1摩尔％以上、5.2摩尔％以上、5.5摩尔％以上、6.5摩尔％以上、7摩尔％以上、7.3摩尔％以上、7.5摩尔％以上、7.8摩尔％以上、特别是8摩尔％以上。需要说明的是，在优先提高杨氏模量、断裂韧性K1c的情况下，Li2O的含量为15％以上、特别是20％以上。由此，Li2O的适宜的上限范围为25摩尔％以下、24摩尔％以下、23摩尔％以下、22摩尔％以下、21摩尔％以下、20.5摩尔％以下、20.1摩尔％以下、20摩尔％以下、19.9摩尔％以下、19.8摩尔％以下、19摩尔％以下、18摩尔％以下、17摩尔％以下、16摩尔％以下、15摩尔％以下、13摩尔％以下、12摩尔％以下、11.5摩尔％以下、11摩尔％以下、10.5摩尔％以下、小于10摩尔％、9.9摩尔％以下、9摩尔％以下、8.9摩尔％以下、特别是8.5％以下。
支承玻璃基板的热膨胀系数优选以与加工基板的热膨胀系数匹配的方式进行限制。具体而言，在加工基板内的半导体芯片的比例少、密封材料的比例多的情况下，优选提高支承玻璃基板的热膨胀系数，相反，在加工基板内的半导体芯片的比例多、密封材料的比例少的情况下，优选降低支承玻璃基板的热膨胀系数。由此，支承玻璃基板的30～380℃的温度范围内的平均线热膨胀系数优选为38×10-7/℃以上且160×10-7/℃以下，优选为45×10-7/℃以上且155×10-7/℃以下、50×10-7/℃以上且150×10-7/℃以下、55×10-7/℃以上且140×10-7/℃以下、60×10-7/℃以上且130×10-7/℃以下、65×10-7/℃以上且120×10-7/℃以下、65×10-7/℃以上且110×10-7/℃以下、70×10-7/℃以上且105×10-7/℃以下、75×10-7/℃以上且100×10-7/℃以下、80×10-7/℃以上且99×10-7/℃以下、85×10-7/℃以上且98×10-7/℃以下，特别优选为87×10-7/℃以上且96×10-7/℃以下。需要说明的是，“30～380℃中的热膨胀系数”是指使用膨胀计对平均热膨胀系数进行测定而得到的值。
本发明的支承玻璃基板优选作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 50～80％、Al2O34～25％、B2O3 0～16％、Li2O 0.9～15％、Na2O超过0％且为21％以下、K2O 0～15％、MgO 0～10％、ZnO 0～10％、P2O5 0～15％。以下的各成分的含有范围的说明中，％的表达是指摩尔％。
SiO2是形成玻璃的网络的成分。SiO2的含量过少时，难以玻璃化，而且热膨胀系数过高，耐热冲击性容易降低。由此，SiO2的适宜的下限范围为50％以上、55％以上、57％以上、59％以上、特别是61％以上。另一方面，SiO2的含量过多时，熔融性、成形性容易降低，而且热膨胀系数变得过低，难以与周边材料的热膨胀系数匹配。由此，SiO2的适宜的上限范围为80％以下、70％以下、68％以下、66％以下、65％以下、特别是64.5％以下。
Al2O3是提高应变点、杨氏模量、破坏韧性、维氏硬度的成分，而且是提高离子交换性能的成分。由此，Al2O3的适宜的下限范围为4％以上、8％以上、10％以上、12％以上、13％以上、14％以上、14.4％以上、15％以上、15.3％以上、15.6％以上、16％以上、16.5％以上、17％以上、17.5％以上、18％以上、超过18％、特别是18.5％以上。另一方面，Al2O3的含量过多时，高温粘度上升，熔融性、成形性容易降低。另外，失透结晶容易在玻璃中析出，难以通过溢流下拉法等成形为板状。特别是在使用氧化铝系耐火物作为成形体耐火物、并通过溢流下拉法将玻璃基板成形的情况下，容易在与氧化铝系耐火物的界面析出尖晶石的失透结晶。进而耐酸性也降低，难以适用于酸处理工序。由此，Al2O3的适宜的上限范围为25％以下、21％以下、20.5％以下、20％以下、19.9％以下、19.5％以下、19.0％以下、特别是18.9％以下。如果将对离子交换性能的影响大的Al2O3的含量设为适宜的范围，则容易形成具有第一峰、第二峰、第一谷、第二谷的曲线。
B2O3是降低高温粘度、密度、并且使玻璃稳定化、使结晶不易析出、降低液相温度的成分。B2O3的含量过少时，也存在玻璃变得不稳定、耐失透性降低的担忧。由此，B2O3的适宜的下限范围为0％以上、0.1％以上、0.2％以上、0.5％以上、0.6％以上、0.7％以上、0.8％以上、0.9％以上、特别是1％以上。另一方面，B2O3的含量过多时，存在应力深度变浅的担忧。特别是玻璃中所含的Na离子与熔融盐中的K离子的离子交换的效率容易降低，压缩应力层的应力深度(DOL_ZEROK)容易变小。由此，B2O3的适宜的上限范围为16％以下、14％以下、12％以下、10％以下、5％以下、4％以下、3.8％以下、3.5％以下、3.3％以下、3.2％以下、3.1％以下、3％以下、特别是2.9％以下。如果将B2O3的含量设为适宜的范围，则容易形成具有第一峰、第二峰、第一谷、第二谷的曲线。
Li2O的含量、效果如上所述。
Na2O是离子交换成分，而且是降低高温粘度、提高熔融性、成形性的成分。而且Na2O是提高耐失透性的成分，特别地是抑制在与氧化铝系耐火物的反应中发生的失透的成分。此外，Na2O也是提高热膨胀系数的成分。由此，Na2O的适宜的下限范围超过0％、3％以上、4％以上、5％以上、6％以上、7％以上、7.5％以上、8％以上、8.5％以上、8.8％以上、9％以上、特别是超过10％。另一方面，Na2O的含量过多时，热膨胀系数过高，耐热冲击性容易降低。而且存在玻璃组成的成分失去平衡、耐失透性反而降低的情况。由此，Na2O的适宜的上限范围为21％以下、20％以下、19％以下、特别是18％以下、16.1％以下、14％以下、15％以下、13％以下、特别是11％以下。
K2O是降低高温粘度、提高熔融性、成形性的成分。然而，K2O的含量过多时，热膨胀系数过高，耐热冲击性容易降低。而且最表面的压缩应力值容易降低。此外，K2O也是提高热膨胀系数的成分。由此，K2O的适宜的上限范围为15％以下、10％以下、7％以下、6％以下、5％以下、4％以下、3％以下、2％以下、1.5％以下、1％以下、小于1％、0.5％以下、特别是小于0.1％。需要说明的是，如果重视加深应力深度的观点，则K2O的适宜的下限范围为0％以上、0.1％以上、0.3％以上、特别是0.5％以上。
摩尔比[Li2O]/([Na2O]+[K2O])优选为0.0～15.4、0.1～10.0、0.2～5.0、0.3～3.0、0.4～1.0、0.5～0.9、特别是0.6～0.8。摩尔比[Li2O]/([Na2O]+[K2O])过小时，产生无法充分地发挥离子交换性能的担忧。特别是玻璃中所含的Li离子与熔融盐中的Na离子的离子交换的效率容易降低。另一方面，摩尔比[Li2O]/([Na2O]+[K2O])过大时，失透结晶容易在玻璃中析出，难以通过溢流下拉法等成形为板状。需要说明的是，“[Li2O]/([Na2O]+[K2O])”是指用Li2O的含量除以Na2O与K2O的总量而得到的值。
MgO是降低高温粘度、提高熔融性、成形性、或者提高应变点、维氏硬度的成分，是在碱土金属氧化物之中提高离子交换性能的效果大的成分。然而，MgO的含量过多时，耐失透性容易降低，特别是难以抑制在与氧化铝系耐火物的反应中发生的失透。由此，MgO的适宜的含量为0～10％、0.01～7％、0.05～5％、0.1～4％、0.2～3.5％、特别是0.5以上且小于3％。
ZnO是提高离子交换性能的成分，特别是提高最表面的压缩应力值的效果大的成分。而且是降低高温粘性而不会降低低温粘性的成分。ZnO的适宜的下限范围为0％以上、0.1％以上、0.3％以上、0.5％以上、0.7％以上、特别是1％以上。另一方面，ZnO的含量过多时，存在玻璃发生分相、或者耐失透性降低、或者密度变高、或者应力深度变浅的倾向。由此，ZnO的适宜的上限范围为10％以下、6％以下、5％以下、4％以下、3％以下、2％以下、1.5％以下、1.3％以下、1.2％以下、特别是1.1％以下。
P2O5是提高离子交换性能的成分，特别地是加深应力深度的成分。此外，还是提高耐酸性的成分。P2O5的含量过少时，产生无法充分地发挥离子交换性能的担忧。特别是玻璃中所含的Na离子与熔融盐中的K离子的离子交换的效率容易降低，压缩应力层的应力深度(DOL_ZEROK)容易变小。而且，也存在玻璃变得不稳定、耐失透性降低的担忧。由此，P2O5的适宜的下限范围为0％以上、0.1％以上、0.4％以上、0.7％以上、1％以上、1.2％以上、1.4％以上、1.6％以上、2％以上、2.3％以上、2.5％以上、特别是3％以上。另一方面，P2O5的含量过多时，玻璃容易发生分相、或者耐水性容易降低。另外，玻璃中所含的Li离子与熔融盐中的Na离子的离子交换中的应力深度变得过深，其结果是，压缩应力层的压缩应力值(CSNa)容易变小。由此，P2O5的适宜的上限范围为15％以下、10％以下、5％以下、4.5％以下、特别是4％以下。如果将P2O5的含量设为适宜的范围，则容易形成非单调的曲线。
碱金属氧化物是降低高温粘度、提高熔融性、成形性的成分，是离子交换成分。由此，碱金属氧化物([Li2O]+[Na2O]+[K2O])的适宜的下限范围为5％以上、6％以上、7％以上、8％以上、9％以上、10％以上、11％以上、12％以上、13％以上、14％以上、特别是15％以上。然而，碱金属氧化物的含量([Li2O]+[Na2O]+[K2O])过多时，存在热膨胀系数变高的担忧。而且存在耐酸性降低的担忧。由此，碱金属氧化物([Li2O]+[Na2O]+[K2O])的适宜的上限范围为28％以下、25％以下、23％以下、20％以下、19％以下、特别是18％以下。
摩尔比[Li2O]/[P2O5]优选为0以上、0.1～30、0.5～29、0.9～28、3.8～27、4～26、10～25、特别是15～20。摩尔比[Li2O]/[P2O5]过小时，玻璃中所含的Li离子与熔融盐中的Na离子的离子交换的效率容易降低。另一方面，摩尔比[Li2O]/[P2O5]过大时，失透结晶容易在玻璃中析出，难以通过溢流下拉法等成形为板状。需要说明的是，“[Li2O]/[P2O5]”是指用Li2O的含量除以P2O5的含量而得到的值。
摩尔比([Na2O]？[Li2O])/([Al2O3]+[B2O3]+[P2O5])优选为1.50以下、0.70以下、0.50以下、0.30以下、0.29以下、0.27以下、0.26以下、0.25以下、0.23以下、0.20以下、特别是0.15以下。摩尔比([Na2O]？[Li2O])/([Al2O3]+[B2O3]+[P2O5])过大时，产生无法充分地发挥离子交换性能的担忧。特别是玻璃中所含的Li离子与熔融盐中的Na离子的离子交换的效率容易降低。
摩尔比([B2O3]+[Na2O]？[P2O5])/([Al2O3]+[Li2O])优选为0.001以上、0.05以上、0.15以上、0.25以上、0.30以上、0.35以上、0.40以上、0.42以上、0.43以上、特别是0.45以上。摩尔比([B2O3]+[Na2O]？[P2O5])/([Al2O3]+[Li2O])过小时，失透结晶容易在玻璃中析出，难以通过溢流下拉法等成形为板状。
([SiO2]+1.2×[P2O5]-3×[Al2O3]-2×[Li2O]-1.5×[Na2O]-[K2O]-[B2O3])优选为-40％以上、-30％以上、-25％以上、-22％以上、特别是-20％以上。([SiO2]+1.2×[P2O5]-3×[Al2O3]-2×[Li2O]-1.5×[Na2O]-[K2O]-[B2O3])过小时，耐酸性容易降低。另一方面，([SiO2]+1.2×[P2O5]-3×[Al2O3]-2×[Li2O]-1.5×[Na2O]-[K2O]-[B2O3])过大时，产生无法充分地发挥离子交换性能的担忧。由此，([SiO2]+1.2×[P2O5]-3×[Al2O3]-2×[Li2O]-1.5×[Na2O]-[K2O]-[B2O3])优选为50％以下、40％以下、30％以下、20％以下、15％以下、10％以下、5％以下、特别是0％以下。
除了上述成分以外，例如还可以添加以下的成分。
CaO与其他成分相比，是降低高温粘度、提高熔融性、成形性、或者提高应变点、维氏硬度而不伴随着耐失透性的降低的成分。然而，CaO的含量过多时，存在离子交换性能降低、或者在离子交换处理时使离子交换溶液劣化的担忧。由此，CaO的适宜的上限范围为10％以下、8％以下、7％以下、6％以下、5％以下、4％以下、3.5％以下、3％以下、2％以下、1％以下、小于1％、0.5％以下、特别是0.01以上且小于0.1％。
SrO和BaO是降低高温粘度、提高熔融性、成形性、或者提高应变点、杨氏模量的成分，但是它们的含量过多时，离子交换反应容易受到阻碍，此外，密度、热膨胀系数不适当地提高，或者玻璃容易失透。由此，SrO和BaO的适宜的含量分别为0～7％、0～5％、0～3％、0～2％、0～1.5％、0～1％、0～0.5％、0～0.1％、特别是0.01以上且小于0.1％。
ZrO2是提高维氏硬度的成分，同时也是提高液相粘度附近的粘性、应变点的成分，其含量过多时，存在耐失透性显著降低的担忧。由此，ZrO2的适宜的含量为0～5％、0～4％、0～3％、0～1.5％、0～1％、特别是0.01～0.1％。
TiO2是提高离子交换性能的成分，而且是降低高温粘度的成分，但是其含量过多时，透明性、耐失透性容易降低。由此，TiO2的适宜的含量为0～3％、0～1.5％、0～1％、0～0.1％、特别是0.001～0.1摩尔％。
SnO2是提高离子交换性能的成分，但是其含量过多时，耐失透性容易降低。由此，SnO2的适宜的下限范围为0.005％以上、0.01％以上、特别是0.1％以上，适宜的上限范围为3％以下、2％以下、特别是1％以下。
Cl为澄清剂，是其含量过多时，对环境、设备造成不良影响的成分。由此，Cl的适宜的下限范围为0.001％以上、特别是0.01％以上，适宜的上限范围为0.3％以下、0.2％以下、特别是0.1％以下。
作为澄清剂，可以以0.001～1％添加选自SO3、CeO2(优选为SO3)中的一种或两种以上。
Fe2O3是不可避免地从原料混入的杂质。Fe2O3的适宜的上限范围为2000ppm以下(0.2％以下)、1500ppm以下(0.15％以下)、小于1000ppm(小于0.1％)、小于800ppm、小于600ppm、小于400ppm、特别是小于300ppm。Fe2O3的含量过多时，盖板玻璃的透射率容易降低。另一方面，Fe2O3的适宜的下限范围为10ppm以上、20ppm以上、30ppm以上、50ppm以上、80ppm以上、100ppm以上。Fe2O3的含量过少时，使用高纯度原料，因此，原料成本高涨，无法以低价制造产品。
Nd2O3、La2O3、Y2O3、Nb2O5、Ta2O5、Hf2O3等稀土氧化物是提高杨氏模量的成分。然而，原料成本高，而且大量添加时，耐失透性容易降低。由此，稀土氧化物的适宜的含量为5％以下、3％以下、2％以下、1％以下、0.5％以下、特别是0.1％以下。
从环境保护的角度考虑，本发明的支承玻璃基板优选实质上分别不含As2O3、Sb2O3、PbO、F作为玻璃组成。另外，从环境保护的角度考虑，也优选实质上不含Bi2O3。“实质上不含～”是指，虽然不积极地添加明示的成分作为玻璃成分，但是允许以杂质水平添加的意思，具体而言，是指明示的成分的含量小于0.05％的情况。
本发明的支承玻璃基板优选具有以下的特性。
本发明的支承玻璃基板在高温粘度102.5dPa.s下的温度优选小于1800℃，优选小于1660℃、1640℃以下、小于1620℃、1600℃以下、特别是1400～1590℃。高温粘度102.5dPa·s下的温度过高时，熔融性、成形性降低，难以将熔融玻璃成形为板状。
密度优选为2.80g/cm3以下、2.70g/cm3以下、2.60g/cm3以下、2.58g/cm3以下、2.56g/cm3以下、2.55g/cm3以下、2.53g/cm3以下、2.50g/cm3以下、2.49g/cm3以下、2.45g/cm3以下、特别是2.35～2.44g/cm3。密度越低，越能够使强化玻璃基板轻量化。
软化点优选为985℃以下、970℃以下、950℃以下、930℃以下、900℃以下、880℃以下、860℃以下、特别是850～700℃。需要说明的是，“软化点”是指基于ASTM C338的方法测定的值。
液相粘度优选为103.0以上、103.2以上、103.4以上、103.6以上、103.74dPa·s以上、104.5dPa·s以上、104.8dPa·s以上、104.9dPa·s以上、105.0dPa·s以上、105.1dpa·s以上、105.2dPa·s以上、105.3dPa·s以上、105.4dPa·s以上、特别是105.5dPa·s以上。需要说明的是，液相粘度越高，耐失透性越提高，成形时越不易产生失透麻点。此处，“液相粘度”是指通过铂球提拉法对液相温度下的粘度进行测定而得到的值。“液相温度”是指，将从标准筛30目(500μm)通过、并在50目(300μm)残留的玻璃粉末放入铂舟，在温度梯度炉中保持24小时后，从铂舟取出，通过显微镜观察，在玻璃内部可确认到失透(失透麻点)最高的温度。
杨氏模量优选为63GPa以上、65GPa以上、68GPa以上、70GPa以上、74GPa以上、75～100GPa、80～95GPa、特别是85～90GPa。杨氏模量低时，支承玻璃基板容易破损。而且，在板厚薄的情况下，支承玻璃基板容易挠曲。
断裂韧性K1c优选为0.80MPa·m0.5以上、0.81MPa·m0.5以上、0.82MPa·m0.5以上、0.83MPa·m0.5以上、0.84MPa·m0.5以上、特别是0.85MPa·m0.5以上。断裂韧性K1c低时，支承玻璃基板容易破损。
在本发明的支承玻璃基板中，在加温至80℃的5质量％HCl水溶液中浸渍24小时后的单位表面积的质量损失优选为100.0mg/cm2以下、90mg/cm2以下、80mg/cm2以下、70mg/cm2以下、60mg/cm2以下、50mg/cm2以下、40mg/cm2以下、30mg/cm2以下、特别是20mg/cm2以下。在半导体封装件制造工序中，支承玻璃基板存在与酸性的药液接触的可能性，从防止工序的不良情况的观点考虑，优选耐酸性高。
在加温至80℃的5质量％NaOH水溶液中浸渍6小时后的单位表面积的质量损失优选为5.0mg/cm2以下、4.9mg/cm2以下、4.8mg/cm2以下、4.7mg/cm2以下、4.6mg/cm2以下、4.5mg/cm2以下、4.0mg/cm2以下、3.0mg/cm2以下、特别是2.0mg/cm2以下。在半导体封装件制造工序中，支承玻璃基板进行清洗并再利用的情况较多。此时，支承玻璃基板存在与碱性的药液、洗剂接触的可能性，要求耐碱性高。
本发明的支承玻璃基板优选具有以下的形状。
本发明的支承玻璃基板优选为晶片形状或大致圆板形状，其直径优选为100mm以上且500mm以下、特别是150mm以上且450mm以下。这样一来，容易适用于fan out型的WLP的制造工序。根据需要，也可以加工成除此以外的形状、例如矩形形状等形状。
本发明的支承玻璃基板也优选为大致矩形形状，其尺寸优选为口200mm以上、口220～750mm、特别是口250～500mm。这样一来，容易适用于fan out型的PLP(面板级封装)的制造工序。根据需要，也可以加工成除此以外的形状、例如三角形、梯形等形状。
板厚优选小于2.0mm、1.5mm以下、1.2mm以下、1.1mm以下、1.0mm以下、特别是0.9mm以下。板厚越薄，层叠基板的质量越轻，因此，处理性提高。另一方面，板厚过薄时，支承玻璃基板整体的强度降低，难以发挥作为支承基板的功能。由此，板厚优选为0.1mm以上、0.2mm以上、0.3mm以上、0.4mm以上、0.5mm以上、0.6mm以上、特别是超过0.7mm。
整体板厚偏差(TTV)优选为5μm以下、4μm以下、3μm以下、2μm以下、1μm以下、特别是0.1以上且小于1μm。另外，算术平均粗糙度Ra优选为20nm以下、10nm以下、5nm以下、2nm以下、1nm以下、特别是0.5nm以下。表面精度越高，越容易提高加工处理的精度。特别是能够提高布线精度，因此能够实现高密度的布线。另外，支承玻璃基板的强度提高，支承玻璃基板和层叠基板不易破损。还能够增加支承玻璃基板的再利用次数。需要说明的是，“算术平均粗糙度Ra”能够通过触针式表面粗糙度计或原子力显微镜(AFM)进行测定。
翘曲量优选为60μm以下、55μm以下、50μm以下、1～45μm、特别是5～40μm。翘曲量越小，越容易提高加工处理的精度。特别是能够提高布线精度，因此，能够实现高密度的布线。
在晶片形状或大致圆板形状的情况下，真圆度优选为1mm以下、0.1mm以下、0.05mm以下、特别是0.03mm以下。真圆度越小，越容易适用于fan out型的WLP的制造工序。需要说明的是，“真圆度”是除缺口结构以外、用外形的最大值减去最小值而得到的值。
本发明的支承玻璃基板优选具备定位部，定位部优选为缺口结构、倒角结构、切口结构中的任意结构，特别优选为缺口结构，更优选缺口结构的深部在俯视下为大致圆形状或大致V槽形状。由此，容易使定位销等定位构件抵接于支承玻璃基板的缺口结构，容易对支承玻璃基板进行位置固定。其结果是，支承玻璃基板与加工基板的对位变得容易。特别是在加工基板也形成缺口结构，并使定位构件抵接时，层叠基板整体的对位变得容易。需要说明的是，缺口结构被定位构件抵接，因此容易产生裂纹，但是本发明的支承玻璃基板由于强度高，所以在具有缺口结构的情况下特别有效。
如果将定位构件抵接于支承玻璃基板的缺口结构，则应力容易在缺口结构集中，支承玻璃基板容易以缺口结构作为起点而发生破损。特别是在支承玻璃基板因外力而弯曲时，该倾向变得显著。由此，本发明的支承玻璃基板优选缺口结构的表面与端面交叉的端缘区域的全部或一部分进行了倒角。由此，能够有效地避免以缺口结构作为起点的破损。
本发明的晶片形状或大致圆板形状的支承玻璃基板的缺口结构的表面与端面交叉的端缘区域的全部或一部分进行了倒角，优选缺口结构的表面与端面交叉的端缘区域的50％以上进行了倒角，更优选缺口结构的表面与端面交叉的端缘区域的90％以上进行了倒角，进一步优选缺口结构的表面与端面交叉的端缘区域全部进行了倒角。在缺口结构中经倒角的区域越大，越能够降低以缺口结构作为起点的破损的概率。
缺口结构的表面方向的倒角宽度优选为50～900μm、200～800μm、300～700μm、400～650μm、特别是500～600μm。缺口结构的表面方向的倒角宽度过小时，支承玻璃基板容易以缺口结构作为起点而发生破损。另一方面，缺口结构的表面方向的倒角宽度过大时，倒角效率降低，支承玻璃基板的制造成本容易高涨。
缺口结构的板厚方向的倒角宽度优选为板厚的5～80％、20～75％、30～70％、35～65％、特别是40～60％。缺口结构的板厚方向的倒角宽度过小时，支承玻璃基板容易以缺口结构作为起点而发生破损。另一方面，缺口结构的板厚方向的倒角宽度过大时，外力容易在缺口结构的端面集中，支承玻璃基板容易以缺口结构的端面作为起点而发生破损。
在大致矩形形状的情况下，从上方观察时、即俯视支承玻璃基板时的角部的角度优选为89.0～91.0°、89.1～90.9°、89.2～90.8°、89.3～90.7°、89.4～90.6°、特别是89.5～90.5°。角部的角度越接近90°，越是能够在支承玻璃基板的搬送时正确地定位。
本发明的支承玻璃基板优选在支承玻璃基板的表面具备以点作为组成单元的信息识别部。信息识别部具有选自文字、符号、二维码、图形中的一种以上要素，该要素由多个点构成。信息识别部优选包含选自支承玻璃基板的尺寸、线热膨胀系数、批次、整体板厚偏差(TTV)、制造商名称、销售商名称、材质代码中的至少一种信息。需要说明的是，“尺寸”包括支承玻璃基板的厚度尺寸、外径尺寸、缺口结构的尺寸等。
点的外径尺寸优选为0.05～0.20mm、0.07～0.13mm以下、特别是0.09～0.11mm。点的外形尺寸过小时，信息识别部的视觉辨认性容易降低。另一方面，点的外形尺寸过大时，容易确保支承玻璃基板的强度。
相邻的点的中心间距离优选为0.06～0.25mm。相邻的点的中心间距离过小时，容易确保支承玻璃基板的强度。另一方面，相邻的点的中心间距离过大时，信息识别部的视觉辨认性容易降低。
信息识别部以点作为组成单元，该点的形状优选为环状的槽。如果将点的形状设为环状的槽，则被该环状的槽围绕的区域(比槽靠近内侧的区域)残存而不会通过激光被除去，因此，能够防止设置有信息识别部的区域的强度降低。另外，如果是环状的槽，则只要外径尺寸不变，即使减小槽的宽度尺寸，视觉辨认性也不会大幅降低。由此，如果减小宽度尺寸而不改变槽的外径尺寸，则能够仅以该减小量增大比槽更靠近内侧的区域，由此，能够在确保视觉辨认性的同时，保持所需的强度。
形成点的槽的深度尺寸优选为2～30μm。槽的深度尺寸过小时，信息识别部的视觉辨认性容易降低。另一方面，槽的深度尺寸过大时，容易确保支承玻璃基板的强度。
信息识别部能够通过各种方法形成，优选照射脉冲激光，对该照射区域的玻璃进行烧蚀而形成信息识别部，也就是说通过激光烧蚀形成信息识别部。这样一来，不会在照射区域的玻璃中积累过量的热，而能够发生烧蚀。其结果是，不仅能够缩短厚度方向的裂纹的长度，还能够缩短从点伸展开的表面方向的裂纹的长度。
本发明的支承玻璃基板优选如下所述地制作而成：对玻璃原料进行调配、混合，制作玻璃配合料，将该玻璃配合料投入玻璃熔融炉后，对所得到的熔融玻璃进行澄清、搅拌，然后供给至成形装置，成形为板状而制作。
本发明的支承玻璃基板优选在板厚方向的中央部具有溢流合流面。在溢流下拉法中，使应该成为支承玻璃基板的表面的面不与槽状耐火物接触，以自由表面的状态成形。因此，通过少量的研磨，能够将整体板厚偏差降低至小于2.0μm、特别是小于1.0μm。其结果是，能够将支承玻璃基板的制造成本低廉化。
本发明的支承玻璃基板优选在通过溢流下拉法成形后对表面进行研磨而成。这样一来，容易将整体板厚偏差限制为小于2.0μm、1.5μm以下、1.0μm以下、特别是0.1μm以上且小于1.0μm。
本发明的支承玻璃基板优选在玻璃表面具有压缩应力层，进一步优选基于离子交换的压缩应力层。如果在玻璃表面形成压缩应力层，则在使层叠基板落下至地面的情况下，能够降低支承玻璃基板的破损概率。
在本发明的支承玻璃基板中，压缩应力层的最表面的压缩应力值优选为165～1000MPa、200MPa以上、220MPa以上、250MPa以上、280MPa以上、300MPa以上、310MPa以上、特别是320MPa以上。最表面的压缩应力值越大，维氏硬度越高。另一方面，如果在表面形成极端大的压缩应力，则在支承玻璃基板内部存在的拉伸应力极端地变高，而且存在离子交换处理前后的尺寸变化变大的担忧。因此，最表面的压缩应力值优选为1000MPa以下、900MPa以下、700MPa以下、680MPa以下、650MPa以下、特别是600MPa以下。需要说明的是，如果缩短离子交换时间、或者降低离子交换溶液的温度，则存在最表面的压缩应力值变大的倾向。
压缩应力层的应力深度优选为50～200μm、50μm以上、60μm以上、80μm以上、100μm以上、特别是120μm以上。应力深度越深，使层叠基板落下时，地面的突起物越不易到达支承玻璃基板的拉伸应力层，能够降低支承玻璃基板的破损概率。另一方面，应力深度过深时，存在在离子交换处理前后尺寸变化变大的担忧。此外，存在最表面的压缩应力值降低的倾向。由此，应力深度优选为200μm以下、180μm以下、150μm以下、特别是140μm以下。需要说明的是，如果延长离子交换时间、或者提高离子交换溶液的温度，则存在应力深度变深的倾向。
离子交换处理优选进行多次。作为多次的离子交换处理，优选在进行了浸渍于包含KNO3熔融盐的熔融盐的离子交换处理之后，进行浸渍于包含NaNO3熔融盐的熔融盐的离子交换处理。这样一来，能够确保深的应力深度，并且提高最表面的压缩应力值。
特别优选在进行了浸渍于NaNO3熔融盐或NaNO3与KNO3混合熔融盐的离子交换处理(第一离子交换工序)之后，进行浸渍于KNO3与LiNO3混合熔融盐的离子交换处理(第二离子交换工序)。这样一来，能够形成图4、5所示的非单调的应力曲线、即至少具有第一峰、第二峰、第一谷、第二谷的应力曲线。其结果是，能够大幅降低使层叠基板落下时的支承玻璃基板的破损概率。
在第一离子交换工序中，玻璃中所含的Li离子与熔融盐中的Na离子进行离子交换，在使用NaNO3与KNO3混合熔融盐的情况下，进而玻璃中所含的Na离子与熔融盐中的K离子进行离子交换。此处，玻璃中所含的Li离子与熔融盐中的Na离子的离子交换的速度比玻璃中所含的Na离子与熔融盐中的K离子的离子交换快，离子交换的效率高。在第二离子交换工序中，玻璃表面附近(从最表面至板厚的20％的浅区域)的Na离子与熔融盐中的Li离子进行离子交换，此外，玻璃表面附近(从最表面至板厚的20％的浅区域)的Na离子与熔融盐中的K离子进行离子交换。即，在第二离子交换工序中，能够一边使玻璃表面附近的Na离子脱离，一边导入离子半径大的K离子。其结果是，能够在保持深的应力深度的同时，提高最表面的压缩应力值。
在第一离子交换工序中，熔融盐的温度优选为360～400℃，离子交换时间优选为30分钟～6小时。在第二离子交换工序中，离子交换溶液的温度优选为370～400℃，离子交换时间优选为15分钟～3小时。
在形成非单调的应力曲线的基础上，优选在第一离子交换工序中使用的NaNO3与KNO3混合熔融盐中，NaNO3的浓度高于KNO3的浓度，优选在第二离子交换工序中使用的KNO3与LiNO3混合熔融盐中，KNO3的浓度高于LiNO3的浓度。
在第一离子交换工序中使用的NaNO3与KNO3混合熔融盐中，KNO3的浓度优选为0质量％以上、0.5质量％以上、1质量％以上、5质量％以上、7质量％以上、10质量％以上、15质量％以上、特别是20～90质量％。KNO3的浓度过高时，存在玻璃中所含的Li离子与熔融盐中的Na离子在进行离子交换时形成的压缩应力值过度降低的担忧。另外，KNO3的浓度过低时，存在基于表面应力计FSM-6000的应力测定变得困难的担忧。
在第二离子交换工序中使用的KNO3与LiNO3混合熔融盐中，LiNO3的浓度优选为超过0质量％且5质量％以下、超过0质量％且3质量％以下、超过0质量％且2质量％以下、特别是0.1～1质量％。LiNO3的浓度过低时，玻璃表面附近的Na离子难以脱离。另一方面，LiNO3的浓度过高时，存在通过玻璃表面附近的Na离子与熔融盐中的K离子的离子交换形成的压缩应力值过度降低的担忧。
本发明的层叠基板的特征在于，至少具备加工基板和用于支承加工基板的支承玻璃基板，支承玻璃基板为上述的支承玻璃基板。本发明的层叠基板优选在加工基板与支承玻璃基板之间具有粘接层。粘接层优选为树脂，例如优选为热固化性树脂、光固化性树脂(特别是紫外线固化树脂)等。而且，优选具有可耐受fan out型的WLP的制造工序中的热处理的耐热性。由此，在fan out型的WLP的制造工序中，粘接层变得不易熔解，能够提高加工处理的精度。需要说明的是，为了容易将加工基板与支承玻璃基板固定，也可以使用紫外线固化型胶带作为粘接层。
本发明的层叠基板优选进一步在加工基板与支承玻璃基板之间、更具体而言在加工基板与粘接层之间具有剥离层，或者在支承玻璃基板与粘接层之间具有剥离层。这样一来，在对加工基板进行了规定的加工处理之后，容易将加工基板从支承玻璃基板剥离。从生产性的观点考虑，加工基板的剥离优选通过激光等照射光进行。作为激光光源，可以使用YAG激光(波长1064nm)、半导体激光(波长780～1300nm)等红外光激光光源。另外，可以使用通过对剥离层照射红外线激光而分解的树脂。另外，也可以在树脂中添加高效地吸收红外线并转换成热的物质。例如，也可以在树脂中添加炭黑、石墨粉、微粒金属粉末、染料、颜料等。
剥离层由通过激光等照射光发生“层内剥离”或“界面剥离”的材料构成。也就是说由如下材料构成：该材料如果照射一定强度的光，则原子或分子中的原子间或分子间的结合力消失或减少，发生烧蚀(ablation)等，发生剥离。需要说明的是，存在如下情况：通过照射光的照射，剥离层中所含的成分变成气体而放出以至分离的情况；和剥离层吸收光而变成气体、其蒸气被放出以至分离的情况。
在本发明的层叠基板中，支承玻璃基板优选大于加工基板。由此，在对加工基板进行支承时，即使在两者的中心位置略微分开的情况下，加工基板的缘部也不易从支承玻璃基板突出。
本发明的半导体封装件的制造方法的特征在于，具有：准备至少具备加工基板和用于支承加工基板的支承玻璃基板的层叠基板的工序；和对加工基板进行加工处理的工序，并且支承玻璃基板为上述的支承玻璃基板。
本发明的半导体封装件的制造方法优选还具有对层叠基板进行搬送的工序。由此，能够提高加工处理的处理效率。需要说明的是，“对层叠基板进行搬送的工序”和“对加工基板进行加工处理的工序”不需要分别进行，可以同时进行。
在本发明的半导体封装件的制造方法中，加工处理优选为对加工基板的一个表面进行布线的处理、或者在加工基板的一个表面形成焊料凸块的处理。在本发明的半导体封装件的制造方法中，在这些处理时加工基板不易发生尺寸变化，因此能够适当地进行这些工序。
作为加工处理，除上述以外，可以是对加工基板的一个表面(通常是与支承玻璃基板相反侧的表面)进行机械研磨的处理、对加工基板的一个表面(通常是与支承玻璃基板相反侧的表面)进行干式蚀刻的处理、对加工基板的一个表面(通常是与支承玻璃基板相反侧的表面)进行湿式蚀刻的处理中的任一种。需要说明的是，在本发明的半导体封装件的制造方法中，加工基板不易发生翘曲，并且能够维持层叠基板的刚性。其结果是，能够适当进行上述加工处理。
参照附图进一步对本发明进行说明。
图1是示出本发明的层叠基板1的一例的示意立体图。在图1中，层叠基板1具备支承玻璃基板10和加工基板11。为了防止加工基板11的尺寸变化，支承玻璃基板10被贴合于加工基板11。而且，支承玻璃基板10为锂铝硅酸盐系玻璃，玻璃组成中的Li2O的含量为0.02～25摩尔％，30～380℃的温度范围内的平均线热膨胀系数为45×10-7/℃以上且160×10-7/℃以下。另外，在支承玻璃基板10与加工基板11之间配置有剥离层12和粘接层13。剥离层12与支承玻璃基板10相接触，粘接层13与加工基板11相接触。
根据图1可知，层叠基板1按照支承玻璃基板10、剥离层12、粘接层13、加工基板11的顺序层叠配置。支承玻璃基板10的形状根据加工基板11而决定，在图1中，支承玻璃基板10和加工基板11的形状均为晶片形状。剥离层12除了非晶质硅(a-Si)以外，还可以使用氧化硅、硅酸化合物、氮化硅、氮化铝、氮化钛等。剥离层12通过等离子体CVD、利用溶胶-凝胶法的旋涂等而形成。粘接层13由树脂构成，例如，通过各种印刷法、喷墨法、旋涂法、辊涂法等而涂布形成。支承玻璃基板10通过剥离层12而从加工基板11剥离后，粘接层13通过溶剂等而溶解除去。
图2是示出fan out型的WLP的制造工序的示意剖面图。图2(a)表示在支承部件20的一个表面上形成有粘接层21的状态。根据需要，可以在支承构件20与粘接层21之间形成剥离层。接下来，如图2(b)所示，在粘接层21上贴附多个半导体芯片22。此时，使半导体芯片22的有效侧的面接触粘接层21。接下来，如图2(c)所示，用树脂的密封材料23对半导体芯片22进行塑模。密封材料23使用压缩成形后的尺寸变化、将布线成形时的尺寸变化少的材料。接着，如图2(d)、(e)所示，从支承部件20分离塑模有半导体芯片22的加工基板24后，隔着粘接层25与支承玻璃基板26接合固定。此时，在加工基板24的表面之中，与埋入半导体芯片22的一侧的表面相反侧的表面被配置于支承玻璃基板26侧。按照这样，能够得到层叠基板27。需要说明的是，可以根据需要在粘接层25与支承玻璃基板26之间形成剥离层。此外，搬送所得到的层叠基板27后，如图2(f)所示，在加工基板24的埋入半导体芯片22的一侧的表面形成布线28后，形成多个焊料凸块29。最后，从支承玻璃基板26分离加工基板24后，将加工基板24切成每个半导体芯片22，供于之后的封装工序(图2(g))。
图3是示出使用支承玻璃基板作为磨片基板而将加工基板薄型化的工序的示意剖面图。图3(a)示出层叠基板30。层叠基板30按照支承玻璃基板31、剥离层32、粘接层33、加工基板(硅晶片)34的顺序层叠配置。通过光刻法等在加工基板的与粘接层33相接的一侧的表面形成有多个半导体芯片35。图3(b)示出通过研磨装置36将加工基板34薄型化的工序。通过该工序，加工基板34经机械研磨而被薄形化至例如几十μm。图3(c)示出透过支承玻璃基板31对剥离层32照射紫外光37的工序。如果经过该工序，则能够如图3(d)所示那样将支承玻璃基板31分离。被分离的支承玻璃基板31根据需要而再利用。图3(e)示出从加工基板34去除粘接层33的工序。如果经过该工序，则能够采取薄型化后的加工基板34。
本发明的玻璃基板的特征在于，作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 50～65％、Al2O3 8～25％、B2O3 0～10％、Li2O 5.1～20％、Na2O超过10％且为16.1％以下、K2O 0～15％、MgO 0.01～3％、CaO 0～10％、ZrO2 0.01～10％，杨氏模量为80GPa以上。另外，本发明的玻璃基板的特征在于，作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 50～65％、Al2O3 8～18％、B2O3 0～10％、Li2O 20～25％、Na2O 0.01～10％、K2O 0～15％、MgO 0～10％、CaO 0.01～10％、ZrO2 0～10％，杨氏模量为85GPa以上，断裂韧性K1C为0.80MPa·m0.5以上。本发明的玻璃基板的技术特征已经在本发明的支承玻璃基板的说明栏中进行了记载，因此，这里省略详细的说明。
本发明的玻璃基板的特征在于，作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 64～76％、Al2O3 4～15％、B2O3 4～16％、Li2O 0.1～14％、Na2O 0.01～14％、K2O 0～15％、MgO 0～7％、CaO 0～7％、SrO 0～7％、BaO 0～7％、ZrO2 0～10％，杨氏模量为60GPa以上，30～380℃的温度范围内的平均线热膨胀系数为38×10-7/℃以上且85×10-7/℃以下。另外，本发明的玻璃基板的特征在于，作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 64～76％、Al2O3 4～15％、B2O3 4～16％、Li2O 0.1～14％、Na2O 0.01～14％、K2O 0～15％、MgO 0.01～7％、CaO 0.01～7％、SrO 0～7％、BaO 0～7％、ZrO2 0～10％，杨氏模量为60GPa以上，30～380℃的温度范围内的平均线热膨胀系数为38×10-7/℃以上且85×10-7/℃以下。另外，本发明的玻璃基板的特征在于，作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 64～76％、Al2O3 4～15％、B2O3 4～16％、Li2O 0.1～14％、Na2O 0.01～14％、K2O 0～15％、MgO 0～7％、CaO 0～7％、SrO 0.01～7％、BaO 0～7％、ZrO20～10％，杨氏模量为60GPa以上，30～380℃的温度范围内的平均线热膨胀系数为38×10-7/℃以上且85×10-7/℃以下。另外，本发明的玻璃基板的特征在于，作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 64～76％、Al2O3 4～15％、B2O3 4～16％、Li2O 0.1～14％、Na2O 0.01～14％、K2O 0～15％、MgO 0.01～7％、CaO 0.01～7％、SrO 0.01～7％、BaO 0～7％、ZrO2 0～10％，杨氏模量为60GPa以上，30～380℃的温度范围内的平均线热膨胀系数为38×10-7/℃以上且85×10-7/℃以下。另外，本发明的玻璃基板的特征在于，作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 64～76％、Al2O3 4～15％、B2O3 4～16％、Li2O 1.5～8.5％、Na2O 0.01～14％、K2O 0～15％、MgO 0.01～7％、CaO 0.01～7％、SrO 0.01～7％、BaO 0～7％、ZrO2 0～10％，杨氏模量为60GPa以上，30～380℃的温度范围内的平均线热膨胀系数为38×10-7/℃以上且85×10-7/℃以下。需要说明的是，本发明的玻璃基板的技术特征已经在本发明的支承玻璃基板的说明栏中进行了记载，因此，这里省略详细的说明。
实施例1
以下，基于实施例对本发明进行说明。需要说明的是，以下实施例仅仅是示例。本发明不受以下实施例的任何限定。
表1～36示出本发明的实施例(试样No.1～361)的玻璃组成和玻璃特性。需要说明的是，在表中，“N.A.”是指未测定，“Li/(Na+K)”是指摩尔比[Li2O]/([Na2O]+[K2O])，“Li+Na+K”是指摩尔比[Li2O]+[Na2O]+[K2O]，“Li/P”是指摩尔比[Li2O]/[P2O5]，“(Na-Li)/(AI+B+P)”是指摩尔比([Na2O]？[Li2O])/([Al2O3]+[B2O3]+[P2O5])，“(B+Na-P)/(Al+Li)”是指摩尔比([B2O3]+[Na2O]？[P2O5])/([Al2O3]+[Li2Q])，“Si+1.2P-3Al-2Li-1.5Na-K-B”是指[SiO2]+1.2×[P2O5]-3×[Al2O3]-2×[Li2O]-1.5×[Na2O]-[K2O]-[B2O3]。另外，带括号的值是根据玻璃组成预测的计算值。
[表1]
Figure BDA0003963789390000261
[表2]
Figure BDA0003963789390000271
[表3]
Figure BDA0003963789390000281
[表4]
Figure BDA0003963789390000291
[表5]
Figure BDA0003963789390000301
[表6]
Figure BDA0003963789390000311
[表7]
Figure BDA0003963789390000321
[表8]
Figure BDA0003963789390000331
[表9]
Figure BDA0003963789390000341
[表10]
Figure BDA0003963789390000351
[表11]
Figure BDA0003963789390000361
[表12]
Figure BDA0003963789390000371
[表13]
Figure BDA0003963789390000381
[表14]
Figure BDA0003963789390000391
[表15]
Figure BDA0003963789390000401
[表16]
Figure BDA0003963789390000411
[表17]
Figure BDA0003963789390000421
[表18]
Figure BDA0003963789390000431
[表19]
Figure BDA0003963789390000441
[表20]
Figure BDA0003963789390000451
[表21]
Figure BDA0003963789390000461
[表22]
Figure BDA0003963789390000471
[表23]
Figure BDA0003963789390000481
[表24]
Figure BDA0003963789390000491
[表25]
Figure BDA0003963789390000501
[表26]
Figure BDA0003963789390000511
[表27]
Figure BDA0003963789390000521
[表28]
Figure BDA0003963789390000531
[表29]
Figure BDA0003963789390000541
[表30]
Figure BDA0003963789390000551
[表31]
Figure BDA0003963789390000561
[表32]
Figure BDA0003963789390000571
[表33]
Figure BDA0003963789390000581
[表34]
Figure BDA0003963789390000591
[表35]
Figure BDA0003963789390000601
[表36]
Figure BDA0003963789390000611
如下所述地制作表中的各试样。首先，以成为表中的玻璃组成的方式调配玻璃原料，使用铂坩埚，在1600℃下熔融21小时。接着，将所得到的熔融玻璃流出到碳板上，成形为平板形状后，以3℃/分钟冷却至退火点至应变点之间的温度范围，得到玻璃基板(强化用玻璃基板)。对于所得到的玻璃基板，以使板厚成为1.5mm的方式对表面进行光学研磨后，对各种特性进行评价。
密度(ρ)是利用公知的阿基米德法测定的值。
30～380℃中的热膨胀系数(α30-380℃)是使用膨胀计对平均热膨胀系数进行测定而得到的值。
高温粘度102.5dPa·s下的温度(102.5dPa·s)是通过铂球提拉法测定的值。
软化点(Ts)是基于ASTM C338的方法测定的值。
液相温度(TL)设为如下温度：将从标准筛30目(500μm)通过、并在50目(300μm)残留的玻璃粉末放入铂舟，在温度梯度炉中保持24小时后，从铂舟取出，通过显微镜观察，在玻璃内部可确认到失透(失透麻点)的最高的温度。液相粘度(logηat TL)是通过铂球提拉法对液相温度下的粘度进行测定而得到的值，取对数并用logη表示。
杨氏模量(E)是通过基于JIS R1602-1995“精细陶瓷的弹性模量试验方法”的方法计算出的值。
断裂韧性K1C是通过基于JIS R1607-2015“精细陶瓷的室温破坏韧性试验方法”的方法计算出的值。
耐酸性试验如下所述地进行评价：使用两面镜面研磨加工至50×10×1.0mm的尺寸的玻璃试样作为测定试样，通过中性洗剂及纯水充分地清洗后，在加温至80℃的5质量％HCl水溶液中浸渍24小时后，计算浸渍前后的单位表面积的质量损失(mg/cm2)来进行评价。
耐碱性试验如下所述地进行评价：使用两面镜面研磨加工至50×10×1.0mm的尺寸的玻璃试样作为测定试样，通过中性洗剂及纯水充分地清洗后，在加温至80℃的5质量％NaOH水溶液中浸渍6小时后，计算浸渍前后的单位表面积的质量损失(mg/cm2)来进行评价。
根据表可以明确，试样No.1～361由于30～380℃的温度范围内的平均线热膨胀系数为39.6×10-7/℃以上且107.4×10-7/℃以下，杨氏模量为63GPa以上，并且断裂韧性K1c为0.91MPa·m0.5以上，因此认为不易发生加工基板的尺寸变化，落下时不易破损。
接着，通过将各玻璃基板在430℃的KNO3熔融盐中浸渍4小时，从而进行离子交换处理，得到在玻璃表面具有压缩应力层的强化玻璃基板后，对玻璃表面进行清洗，然后，根据使用表面应力计FSM-6000(株式会社折原制作所制)观察到的干涉条纹的条数及其间隔计算出最表面的压缩应力层的压缩应力值(CSK)和应力深度(DOL_ZEROK)。此处，DOL_ZEROK是压缩应力值成为零的深度。需要说明的是，计算应力特性时，将各试样的折射率设为1.51，将光学弹性常数设为30.1[(nm/cm)/MPa]。
另外，通过将各玻璃基板在380℃的NaNO3熔融盐中浸渍1小时，从而进行离子交换处理，得到强化玻璃基板后，对玻璃表面进行清洗，然后，根据使用散射光光弹性应力计SLP-1000(株式会社折原制作所制)观察到的相位差分布曲线计算出最表面的压缩应力值(CSNa)和应力深度(DOL_ZERONa)。此处，DOL_ZERONa是应力值成为零的深度。需要说明的是，计算应力特性时，将各试样的折射率设为1.51，将光学弹性常数设为30.1[(nm/cm)/MPa]。
根据表可以明确，对于试样No.1～361而言，在KNO3熔融盐中进行离子交换处理时，最表面的压缩应力层的压缩应力值(CSK)为473MPa以上，而且在NaNO3熔融盐中离子交换处理时，最表面的压缩应力层的压缩应力值(CSNa)为165MPa以上，因此，可以认为在任意熔融盐中均能够进行离子交换处理，落下时不易发生破损。
实施例2
首先，以成为表1的试样No.2及34的玻璃组成的方式调配玻璃原料，使用铂坩埚，在1600℃下熔融21小时。接着，将所得到的熔融玻璃流出到碳板上，成形为平板形状后，以3℃/分钟冷却至退火点至应变点之间的温度范围，得到玻璃基板。对于所得到的玻璃基板，试样No.2以使板厚成为0.7mm的方式对表面进行光学研磨，试样No.34以使板厚成为0.8mm的方式对表面进行光学研磨。
接下来，通过将玻璃基板在380℃的NaNO3熔融盐中(NaNO3的浓度100质量％)中浸渍3小时而进行离子交换处理后，通过在380℃的KNO3与LiNO3混合熔融盐中(LiNO3的浓度2.5质量％)中浸渍75分钟而进行离子交换处理。进而对所得到的强化玻璃基板的表面进行清洗，然后使用散射光光弹性应力计SLP-1000(株式会社折原制作所制)及表面应力计FSM-6000(株式会社折原制作所制)对强化玻璃基板的应力曲线进行测定，结果均得到了与图4同样的非单调的应力曲线、即具有第一峰、第二峰、第一谷、第二谷的应力曲线。
实施例3
首先，以成为表5的试样No.108及145的玻璃组成的方式调配玻璃原料，使用铂坩埚，在1600℃下熔融21小时。接着，将所得到的熔融玻璃流出到碳板上，成形为平板形状后，以3℃/分钟冷却至退火点至应变点之间的温度范围，得到玻璃基板。对于所得到的玻璃基板，以使板厚成为0.7mm的方式对表面进行光学研磨。
接下来，通过将玻璃基板在380℃的NaNO3熔融盐中(NaNO3的浓度100质量％)中浸渍3小时而进行离子交换处理后，通过在380℃的KNO3与LiNO3混合熔融盐中(LiNO3的浓度1.5质量％)浸渍45分钟而进行离子交换处理。进而对所得到的强化玻璃基板的表面进行清洗，然后使用散射光光弹性应力计SLP-1000(株式会社折原制作所制)及表面应力计FSM-6000(株式会社折原制作所制)对强化玻璃基板的应力曲线进行测定，结果均得到了与图5同样的非单调的应力曲线、即具有第一峰、第二峰、第一谷、第二谷的应力曲线。由此预想，所得到的强化玻璃基板在落下时的破损概率低。
实施例4
首先，以成为表中的玻璃组成的方式调配玻璃原料，将所得到的玻璃配合料放入铂坩埚后，以1500～1700℃熔融24小时，进行澄清、均质化。将玻璃配合料熔解时，使用铂搅拌子进行搅拌并均质化。接下来，将熔融玻璃流出至碳板上，成形为板状后，以退火点附近的温度进行30分钟的退火。
接着，将试样No.1～361的玻璃基板加工成φ300mm×0.8mm厚之后，通过研磨装置对其两表面进行研磨处理。具体而言，用外径不同的一对研磨垫夹持玻璃基板的两表面，一边使玻璃基板与一对研磨垫一起旋转，一边对玻璃基板的两表面进行研磨处理。研磨处理时，时而控制玻璃基板的一部分从研磨垫突出。需要说明的是，研磨垫为聚氨酯制研磨垫，研磨处理时使用的研磨浆料的平均粒径为2.5μm，研磨速度为15m/分钟。对于所得到的各个已完成研磨处理的玻璃基板，通过KOBELCO research institute公司制造的SBW-331ML/d测定整体板厚偏差(TTV)和翘曲量。其结果是，整体板厚偏差(TTV)分别为0.38μm，翘曲量分别为28μm，认为适宜作为支承玻璃基板。
产业上的可利用性
本发明的支承玻璃基板适宜作为用于制造WLP、PLP的支承玻璃基板。本发明的支承玻璃基板除这些用途以外，还可以期待应用于要求高机械强度的用途、例如窗玻璃、磁盘用基板、平板面板显示器用基板、挠性显示器用基板、太阳电池用盖板玻璃、固体摄像元件用盖板玻璃、车载用盖板玻璃。
附图标记说明
1、27、30 层叠基板
10、26、31 支承玻璃基板
11、24、34 加工基板
12、32 剥离层
13、21、25、33 粘接层
20 支承构件
22、35 半导体芯片
23 密封材料
28 布线
29 焊料凸块
36 研磨装置
37 紫外光。

Claims (32)

1.一种支承玻璃基板，其特征在于，用于支承加工基板，
所述支承玻璃基板为锂铝硅酸盐系玻璃，玻璃组成中的Li2O的含量为0.02～25摩尔％，30～380℃的温度范围内的平均线热膨胀系数为38×10-7/℃以上且160×10-7/℃以下。
2.根据权利要求1所述的支承玻璃基板，其特征在于，用于支承加工基板，
作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 50～80％、Al2O3 4～25％、B2O30～16％、Li2O 0.9～15％、Na2O 超过0％且21％以下、K2O 0～15％、MgO 0～10％、ZnO 0～10％、P2O5 0～15％。
3.根据权利要求1或2所述的支承玻璃基板，其特征在于，
满足摩尔比([Na2O]？[Li2O])/([Al2O3]+[B2O3]+[P2O5])≤1.50的关系。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的支承玻璃基板，其特征在于，
满足摩尔比([B2O3]+[Na2O]？[P2O5])/([Al2O3]+[Li2O])≥0.001的关系。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的支承玻璃基板，其特征在于，
含有([Li2O]+[Na2O]+[K2O])12摩尔％以上，满足[SiO2]+1.2×[P2O5]-3×[A12O3]-2×[Li2O]-1.5×[Na2O]-[K2O]-[B2O3]≥-40％的关系。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的支承玻璃基板，其特征在于，
高温粘度102.5dPa·s下的温度小于1660℃。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的支承玻璃基板，其特征在于，
在板厚方向的中央部具有溢流合流面。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的支承玻璃基板，其特征在于，
在加温至80℃的5质量％HCl水溶液中浸渍24小时后的单位表面积的质量损失为100.0mg/cm2以下。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的支承玻璃基板，其特征在于，
在加温至80℃的5质量％NaOH水溶液中浸渍6小时后的单位表面积的质量损失为5.0mg/cm2以下。
10.根据权利要求1～9中任一项所述的支承玻璃基板，其特征在于，
在玻璃表面具有压缩应力层。
11.一种支承玻璃基板，其特征在于，
在玻璃表面具有压缩应力层，作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO250～80％、Al2O3 4～25％、B2O3 0～16％、Li2O 0.9～15％、Na2O超过0％且21％以下、K2O 0～15％、MgO 0～10％、ZnO 0～10％、P2O5 0～15％。
12.根据权利要求10或11所述的支承玻璃基板，其特征在于，
压缩应力层的最表面的压缩应力值为165～1000MPa。
13.根据权利要求10～12中任一项所述的支承玻璃基板，其特征在于，
压缩应力层的应力深度为50～200μm。
14.根据权利要求1～13中任一项所述的支承玻璃基板，其特征在于，
在玻璃表面具有压缩应力层，作为玻璃组成，含有Al2O3 17摩尔％以上、P2O5 1摩尔％以上、([Li2O]+[Na2O]+[K2O])12摩尔％以上，满足[SiO2]+1.2×[P2O5]-3×[Al2O3]-2×[Li2O]-1.5×[Na2O]-[K2O]-[B2O3]≥-20摩尔％的关系。
15.根据权利要求10～14中任一项所述的支承玻璃基板，其特征在于，
厚度方向的应力曲线至少具有第一峰、第二峰、第一谷、第二谷。
16.根据权利要求1～15中任一项所述的支承玻璃基板，其特征在于，
具有直径100～500mm的晶片形状或大致圆板形状，板厚小于2.0mm，整体板厚偏差TTV为5μm以下，并且翘曲量为60μm以下。
17.根据权利要求1～16中任一项所述的支承玻璃基板，其特征在于，
具有□200mm以上的大致矩形形状，板厚为1.0mm以上，整体板厚偏差TTV为30μm以下。
18.根据权利要求17所述的支承玻璃基板，其特征在于，
从上方观察时的角部的角度为89.0～91.0°。
19.根据权利要求1～18中任一项所述的支承玻璃基板，其特征在于，
在外周部具有定位部。
20.根据权利要求19中任一项所述的支承玻璃基板，其特征在于，
定位部为缺口结构、倒角结构、切口结构中的任意结构。
21.一种层叠体，其特征在于，至少具备加工基板和用于支承加工基板的支承玻璃基板，
支承玻璃基板为权利要求1～20中任一项所述的支承玻璃基板。
22.根据权利要求1～21中任一项所述的层叠体，其特征在于，
加工基板至少具备用密封材料进行了塑模后的半导体芯片。
23.一种半导体封装件的制造方法，其特征在于，具有：
准备至少具备加工基板和用于支承加工基板的支承玻璃基板的层叠体的工序；和
对加工基板进行加工处理的工序，
并且支承玻璃基板为权利要求1～22中任一项所述的支承玻璃基板。
24.根据权利要求23所述的半导体封装件的制造方法，其特征在于，
加工处理包括在加工基板的一个表面进行布线的工序。
25.根据权利要求23或24所述的半导体封装件的制造方法，其特征在于，
加工处理包括在加工基板的一个表面形成焊料凸块的工序。
26.一种玻璃基板，其特征在于，
作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 50～65％、Al2O3 8～25％、B2O30～10％、Li2O 5.1～20％、Na2O超过10％且为16，1％以下、K2O 0～15％、MgO 0.01～3％、CaO 0～10％、ZrO20.01～10％，杨氏模量为80GPa以上。
27.一种玻璃基板，其特征在于，
作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 50～65％、Al2O3 8～18％、B2O30～10％、Li2O 20～25％、Na2O 0.01～10％、K2O 0～15％、MgO 0～10％、CaO 0.01～10％、ZrO2 0～10％，杨氏模量为85GPa以上，断裂韧性K1C为0.80MPa·m0.5以上。
28.一种玻璃基板，其特征在于，
作为玻璃组成，以摩尔％计含有SiO2 64～76％、Al2O3 4～15％、B2O34～16％、Li2O 0.1～14％、Na2O 0.01～14％、K2O 0～15％、MgO 0～7％、CaO 0～7％、SrO 0～7％、BaO 0～7％、ZrO2 0～10％，杨氏模量为60GPa以上，30～380℃的温度范围内的平均线热膨胀系数为38×10-7/℃以上且85×10-7/℃以下。
29.根据权利要求28所述的玻璃基板，其特征在于，
作为玻璃组成，以摩尔％计含有MgO 0.01～7％、CaO 0.01～7％。
30.根据权利要求28所述的玻璃基板，其特征在于，
作为玻璃组成，以摩尔％计含有SrO 0.01～7％。
31.根据权利要求28所述的玻璃基板，其特征在于，
作为玻璃组成，以摩尔％计含有MgO 0.01～7％、CaO 0.01～7％、SrO 0.01～7％。
32.根据权利要求28所述的玻璃基板，其特征在于，
作为玻璃组成，以摩尔％计含有Li2O 1.5～8.5％、MgO 0.01～7％、CaO 0.01～7％、SrO0.01～7％。
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