CN115667183A - 陶瓷基板、AlN单晶体、AlN晶须以及AlN晶须复合物 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种陶瓷基板，其能够实现与在基体中含有粒状的氮化铝多晶体的以往的陶瓷基板同等或同等以上的热导率，并且能够实现比在基体中含有粒状的氮化硅多晶体的以往的陶瓷基板优异的破坏韧度，具有现有陶瓷基板中不存在的特性。本实施方式的陶瓷基板的特征在于，在基体中含有纤维状的AlN单晶体。

Description

陶瓷基板、AlN单晶体、AlN晶须以及AlN晶须复合物

技术领域

本实施方式涉及例如构成工业设备类等的控制模块的陶瓷基板。此外，本实施方式涉及该陶瓷基板中含有的AlN单晶体、AlN晶须以及AlN晶须复合物。

背景技术

例如，进行电动汽车、自动驾驶车辆、铁道、机床、数据中心、高亮度LED等的电力控制、电机控制的控制模块是被施加高电压的模块，使用陶瓷基板作为其基板。另外，对于此种陶瓷基板，尝试过各种各样的改良。(例如参照专利文献1)

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2007-63042号公报

发明内容

发明所要解决的课题

对于如上所述的控制模块中使用的陶瓷基板，要求高散热性能，因而，期望提高陶瓷基板自身的热导率。另外，使用陶瓷基板的控制模块反复进行高温、低温的循环。因此，为了防止此种循环中的热应力所致的破裂，对于控制模块中使用的陶瓷基板还期望高机械强度。如此所述，对于控制模块中使用的陶瓷基板，期望兼顾高热导率及高机械强度。目前，市场中主要使用的陶瓷基板是在基体中含有粒状的SiN多晶体的陶瓷基板、在基体中含有粒状的AlN多晶体的陶瓷基板。在基体中使用了粒状的SIN多晶体的陶瓷基板虽然破坏韧度优异，然而热导率低。另一方面，在基体中使用了粒状的AlN多晶体的陶瓷基板虽然热导率优异，然而破坏韧度低。如此所述，以往的陶瓷基板是有利有弊的状态，期望开发出兼顾高热导率及高机械强度的陶瓷基板。

因而，提供一种陶瓷基板，其能够实现与在基体中含有粒状的氮化铝多晶体的以往的陶瓷基板同等或者同等以上的热导率，并且能够实现比在基体中含有粒状的氮化硅多晶体的以往的陶瓷基板优异的破坏韧度，具有现有陶瓷基板中不存在的特性。另外，提供该陶瓷基板中含有的AlN晶体、AlN晶须以及AlN晶须复合物。

用于解决课题的手段

本实施方式的陶瓷基板的特征在于，在基体中含有纤维状的AlN单晶体。

根据本实施方式的陶瓷基板，可以实现与由粒状的AlN多晶体形成的以往的陶瓷基板相比更高的热导率，此外，可以实现与由粒状的SiN多晶体形成的以往的陶瓷基板相比更高的破坏韧度。即，可以获得实现了高热导率及高机械强度的兼顾的陶瓷基板。

附图说明

图1是示意性地表示本实施方式的功率模块(power module)的构成例的图。

图2是表示本实施方式的陶瓷基板的特性的图。

图3是示意性地表示本实施方式的纤维状的AlN单晶体的结构的立体图。

图4是示意性地表示对本实施方式的陶瓷基板进行X射线衍射的装置的构成例以及陶瓷基板的结构例的图。

图5是以与以往的陶瓷基板比较的方式表示对本实施方式的陶瓷基板的X射线衍射图谱的图。

图6是表示本实施方式的陶瓷基板的破坏韧度与“a/c”值的相关关系的图。

图7是表示本实施方式的陶瓷基板的破坏韧度与氧量的相关关系的图。

图8是表示本实施方式的陶瓷基板的热导率与氧量的相关关系的图。

图9是以与以往的陶瓷基板比较的方式表示本实施方式的陶瓷基板的微细组织的图。

图10是表示关于本实施方式的陶瓷基板中含有的纤维状的AlN单晶体的长度及粗细的数据的图。

图11是表示在本实施方式的陶瓷基板的组织内存在100μm以上的纤维状的AlN单晶体的图。

图12是以与以往的陶瓷基板比较的方式表示本实施方式的陶瓷基板的断裂面的图。

图13是表示本实施方式的陶瓷基板的破坏韧度与断裂面的算术平均粗糙度的相关关系的图。

图14是表示关于本实施方式的陶瓷基板中含有的AlN晶须的直径和氧浓度的数据的图。

具体实施方式

以下，在参照附图的同时对陶瓷基板的一个实施方式进行说明。图1中例示的功率模块1例如为用于进行电动汽车、自动驾驶车辆、铁道、机床、数据中心、高亮度LED等的电力控制、电机控制的控制用的模块的一例，具备本实施方式的陶瓷基板10。陶瓷基板10被制成板状，在其板厚方向的两面设有金属层11。另外，在陶瓷基板10的板厚方向的一个端面，在该情况下是图1的上侧的面，设有所谓的功率系的半导体12。另外，在陶瓷基板10的板厚方向的另一个端面，在该情况下是图1的下侧的面，设有具备散热功能的散热器13。

如图1中以箭头H例示所示，从功率系的半导体12中产生的热经由陶瓷基板10向散热器13传递，由此，进行功率模块1的散热。因此，对于陶瓷基板10，与在基体中含有粒状的AlN多晶体的以往的陶瓷基板相比，期望进一步提高热导率。另外，例如从提高可靠性的观点出发，对于陶瓷基板10，与仅含有粒状的AlN多晶体的以往的陶瓷基板相比，期望进一步提高破坏韧度，即，进一步提高机械强度。对于本实施方式的陶瓷基板10，实施了用于实现热导率的提高及机械强度的提高双方的创意工作。以下，对这一点进行详细说明。

首先，对陶瓷基板10的制造方法的一例进行说明。陶瓷基板10的制造工序包括混炼工序、干燥工序、造粒工序、成形工序、脱脂工序、烧结工序。

混炼工序中，向包含油脂成分的公知的分散材料和有机溶剂的混合液中，投入纤维状的AlN单晶体、即纤维状的氮化铝的单晶体并使之分散。其后，加入作为烧结用的助剂的氧化钇和粒状的AlN多晶体、即氮化铝的粉末并进行混炼。由此，形成作为陶瓷基板10的原料的浆料。

干燥工序中，使利用混炼工序得到的浆料干燥。例如在温度：130度、压力：-0.1MPa的条件下进行规定时间、例如1小时左右的时间的浆料的干燥。

造粒工序中，将利用干燥工序得到的浆料的块散开，利用例如罐磨机使之滚动，由此使原料粒状化，即造粒。

成形工序中，将利用造粒工序得到的粒状的原料投入模具，利用例如压制机进行压制。由此，将原料制成板状。

脱脂工序中，对利用成形工序得到的板状的原料进行脱脂。即，从原料中主要除去分散材料。例如在氮气氛或大气气氛下进行脱脂工序。另外，在温度：500度至650度左右的范围的条件下进行规定时间、例如4小时至6小时左右的时间的脱脂工序。

烧结工序中，对经过脱脂工序的板状的原料在温度：1900度、压力：40MPa的条件下进行规定时间、例如1小时左右的时间。

利用以上的工序，可以制造在基体中含有纤维状的AlN单晶体及粒状的AlN多晶体的陶瓷基板10。需要说明的是，上述的各工序中的温度、压力、时间等诸多条件可以适当地变更后实施。另外，所谓纤维状，意指AlN单晶体以纤维状细长地延伸，只要作为整体为纤维状，则例如可以以直线状延伸，也可以一部分弯曲或折曲。

图2中，表示出利用上述的制造方法得到的陶瓷基板10的样品A、B的特性。需要说明的是，样品A、B的纤维状的AlN单晶体的含量均为“10重量％”，氧化钇的添加量为“5重量％”。另外，样品A、B的不同在于上述的脱脂工序后板状的原料中含有的氧量不同这一点。

另外，图2中，表示出利用上述的制造方法得到的陶瓷基板10的样品A、B的特性值、和作为比较例的不含有纤维状的AlN单晶体的以往的陶瓷基板的样品C的特性值。样品C的纤维状的AlN单晶体的含量为“0重量％”，氧化钇的添加量为“3重量％”。

从图2所示的特性值可以清楚地看到，样品B的热导率为150W/mK以上，该情况下为160W/mK。即，样品B的热导率高于作为以往的样品C的热导率的149W/mK。另外，本实施方式的陶瓷基板10的热导率例如可以通过烧成后的退火处理进一步提高。另外，样品B的破坏韧度为4.0MPam^1/2以上，该情况下为6.4MPam^1/2。即，样品B的破坏韧度高于作为以往的样品C的破坏韧度的3.6MPam^1/2。另外，样品B的绝缘击穿电压为20kV/mm。如此所述地，本实施方式的陶瓷基板的特征在于，通过导入纤维状的AlN单晶体，兼顾了热导率的提高和破坏韧度的提高。

如此所述地，根据上述的制造方法，与不包含纤维状的AlN单晶体的以往的陶瓷基板相比，确认可以获得热导率提高、并且破坏韧度提高的陶瓷基板10。另外，根据上述的制造方法，确认可以获得显示出20kV/mm的高绝缘击穿电压的陶瓷基板10。

需要说明的是，本实施方式中，基于热扩散率、比热、密度的值算出热导率。热扩散率例如使用京都电子工业公司制的装置“LFA501”，依照《JIS R1603精细陶瓷的基于闪光法的热扩散率、比热容、热导率的测定方法》，使用激光闪烁法进行测定。比热例如使用岛津制作所公司制的装置“DSC-60A”，依照《JIS R1603精细陶瓷的基于闪光法的热扩散率、比热容量、热导率的测定方法》，使用差示扫描量热法进行测定。密度例如使用A&D公司制的装置“AD-1653”，依照《JIS Z8807固体的密度及比重的测定方法》，使用液中称量法进行测定。

另外，破坏韧度使用Mituyo公司制的千分尺、Mituyo公司制的维氏硬度计HV-115、Instron公司制的万能试验机5582型、Nikon公司制的MEASURESCOPE10等，依照《JIS R1607精细陶瓷的室温破坏韧度试验方法》，使用SEPB法进行测定。

另外，样品A是与样品B相比脱脂工序后的含氧量变少的样品。从图2所示的特性值可以清楚地看到，样品A的破坏韧度为4.0MPam^1/2以上，该情况下为9.8MPam^1/2。如此所述地，根据上述的制造方法，与不含有纤维状的AlN单晶体的以往的陶瓷基板相比，确认可以获得破坏韧度提高了的陶瓷基板10。另外，确认与样品B相比基体中含有的氧量少的样品A的一方的破坏韧度变高，即，确认陶瓷基板10的基体20中含有的氧量越少则破坏韧度越高。另外，如后述的图7所示，确认显示出氧的含量越少则破坏韧度越高的趋势。

需要说明的是，本实施方式的陶瓷基板10并不仅限定于上述的样品A、B，包含热导率显示出150W/mK以上的值的陶瓷基板。另外，本实施方式的陶瓷基板10包含破坏韧度显示出4.0MPam^1/2以上的值的陶瓷基板。另外，本实施方式的陶瓷基板10包含绝缘击穿电压显示出20kV/mm以上的值的陶瓷基板。

下面，在关联纤维状的AlN单晶体的结构特征的同时，对本实施方式的陶瓷基板10的特性进行说明。如图3中例示所示，纤维状的AlN单晶体的晶体结构为所谓的六方晶的纤锌矿型结构。另外，纤维状的AlN单晶体具有(10-10)面、(0002)面、(11-20)面。(10-10)面及(11-20)面是“沿着AlN单晶体的长度方向的面”的一例。(0002)面是“与AlN单晶体的长度方向正交的面”的一例。以下，将(10-10)面称作“a面”，将(0002)面称作“c面”。

如图4的下段中例示所示，在陶瓷基板10中，大量AlN单晶体在沿着陶瓷基板10的基体20的面、该情况下为板厚方向的端面的方向上取向。即，如上所述，陶瓷基板10通过对原料进行压制而被制成板状。此时，长条的纤维状的AlN单晶体受到压制所致的推压力，在与压制方向、即基体20的板厚方向正交的方向上发生指向。因此，在陶瓷基板10的基体20内，纤维状的AlN单晶体在与压制方向正交的方向、即沿着基体20的板厚方向的端面的方向上发生指向。

此后，当对像这样使纤维状的AlN单晶体在沿着基体20的板厚方向的端面的方向取向了的陶瓷基板10进行X射线衍射时，即可以获得如下所示的结果。需要说明的是，如图4的上段中例示所示，X射线衍射装置100具备产生X射线的X射线源101、入射侧准直器102、受光侧准直器103、检测器104。X射线源101所产生的X射线被经由入射侧准直器102向测定对象物、该情况下为陶瓷基板10的板厚方向的端面照射。此后，在测定对象物处衍射了的X射线经由受光侧准直器103射入检测器104。此后，在检测器104中测定衍射图谱。

在此种基于X射线衍射装置100的X射线衍射中，通过使相对于X射线向测定对象物的照射方向而言的检测器104的角度2θ的值在规定范围、例如20度至80度的范围中变化，可以获得显示AlN单晶体的各面、即“a面”、“c面”等各面的衍射峰。另外，利用X射线衍射得到的峰强度也是陶瓷基板中的AlN晶体的各面的最大计数值、即各面的存在数。

图5中，以与对于以往的陶瓷基板、即在基体中不含有纤维状的AlN单晶体的陶瓷基板的X射线衍射图谱进行比较的形态，来表示对于本实施方式的陶瓷基板10、即在基体20中含有纤维状的AlN单晶体的陶瓷基板的X射线衍射图谱。

即，向陶瓷基板10的基体20的板厚方向的端面照射X射线时得到的X射线衍射图谱的显示“a面”即(10-10)面的峰强度比大于向不含有纤维状的AlN单晶体的以往的陶瓷基板的基体的板厚方向的端面照射X射线时得到的X射线衍射图谱的显示“a面”即(10-10)面的峰强度比。需要说明的是，在检测器104的角度为33.21度左右时检测到显示“a面”即(10-10)面的检测值的峰。但是，有时也会因例如试样的形状、装置的位置关系等而在检测器104的角度为略微偏离33.21度左右的角度时检测到显示“a面”即(10-10)面的检测值的峰。

另外，向陶瓷基板10的基体20的板厚方向的端面照射X射线时得到的X射线衍射图谱的显示“c面”即(0002)面的峰强度比小于向不含有纤维状的AlN单晶体的以往的陶瓷基板的基体的板厚方向的端面照射X射线时得到的显示“c面”即(0002)面的峰强度比。需要说明的是，在检测器104的角度为36.04度左右时检测到显示“c面”即(0002)面的检测值的峰。但是，有时也因例如试样的形状、装置的位置关系等而在检测器104的角度为略微偏离36.04度左右的角度时检测到显示“c面”即(0002)面的检测值的峰。

基于此种X射线衍射结果，在本实施方式的陶瓷基板10中，可以确认大量纤维状的AlN单晶体的“a面”沿着基体20的板厚方向的端面，即，可以确认大量纤维状的AlN单晶体以在沿着基体20的板厚方向的端面的方向取向的状态整齐排列。

下面，对利用X射线衍射得到的X射线衍射图谱的“a面”的峰强度与“c面”的峰强度的比与陶瓷基板10的破坏韧度的关系进行说明。以下，将“a面”的检测值的峰强度与“c面”的检测值的峰强度的比称作“a/c”值。“a/c”值越高，则表示基体20内含有的纤维状的AlN单晶体在沿着基体20的板厚方向的端面的方向上的指向性越强，或者表示基体20内含有的纤维状的AlN单晶体的存在量越多。即，对利用上述的制造方法得到的陶瓷基板10的多个样品，测定出“a/c”值及破坏韧度。其结果是，如图6中例示所示，确认观察到“a/c”值越大则陶瓷基板10的破坏韧度越高的趋势。

特别是若“a/c”值为2.00以上，则如点P6a、P6b、P6c、P6d所示，可以实现比不含有纤维状的AlN单晶体的比较例更高的破坏韧度。此外，若“a/c”值为20.00以上，则如点P6e、P6f、P6g、P6h、P6i、P6j、P6k、P6l所示，可以实现进一步高于比较例的破坏韧度。需要说明的是，本实施方式的陶瓷基板的“a/c”值只要是大于以往的市售品的“a/c”值、例如1.1左右的值的值即可，例如即使是1.5等2.00以下的值，也能够实现高的破坏韧度。

需要说明的是，使用作为如上所述的X射线衍射装置100的一例的、例如Rigaku公司制的装置“Ultima IV”，利用公知的θ-2θ法来进行X射线衍射。另外，X射线衍射的实施条件为，电压：40kV、电流：30mA、发散狭缝：1/2度、散射狭缝：1/2度、接收狭缝：0.3mm、扫描步长：0.02度、2θ的范围：20度至80度。另外，关于X射线衍射图谱的峰位置，基于国立研究开发法人物质/材料研究机构(NIMS)的无机材料数据库“AtomWork”的AlN的X射线谱图确定峰位置。另外，关于X射线衍射图谱的峰强度，将峰的最大计数值设为峰强度。

另外，对于利用上述的制造方法得到的陶瓷基板10的多个样品，测定出脱脂工序后的板状的原料中含有的氧量及破坏韧度。其结果是，如图7中例示所示，确认观察到基体20中含有的氧量越少则陶瓷基板10的破坏韧度越高的趋势。特别是，若陶瓷基板10的基体20中含有的氧量为0.07重量％以下，则如点P7a、P7b所示，可以实现高的破坏韧度。

另外，对于利用上述的制造方法得到的陶瓷基板10的多个样品，测定出脱脂工序后的板状的原料中含有的氧量及热导率。其结果是，如图8中点P8a、P8b、P8c、P8d所示，确认观察到基体20中含有的氧量越少则陶瓷基板10的热导率越高的趋势。

需要说明的是，氧量的测定例如使用PerkinElmer公司制的装置“2400II全自动元素分析装置”。另外，氧量的测定如下所示地进行。即，将试样5mg左右填充到锡制的夹具中，投入装置。此后，利用热分解将试样分解，利用碳催化剂使氧与一氧化碳反应并进行分析。

另外，本实施方式的陶瓷基板10中，在混炼工序中投入的纤维状的AlN单晶体的长度不同。即，如图10上段中例示所示，在陶瓷基板10的基体20中，含有长径、即长度各自不同的多个AlN单晶体，例如，基体20中含有的多个AlN单晶体中的50体积％是长度大于20μm的AlN单晶体。另外，基体20中含有的多个AlN单晶体中的10体积％是长度大于134μm的AlN单晶体。

另外，本实施方式的陶瓷基板10中，在混炼工序中投入的纤维状的AlN单晶体的粗细不同，为从1μm至10μm左右。即，如图10下段中例示所示，在陶瓷基板10的基体20中，含有短径、即粗细各自不同的多个AlN单晶体，例如，基体20中含有的多个AlN单晶体中的50体积％是粗细大于1.6μm的AlN单晶体。另外，基体20中含有的多个AlN单晶体中的10体积％是粗细大于2.9μm的AlN单晶体。

另外，混炼工序中投入的纤维状的AlN单晶体优选为长度大于10μm的AlN单晶体，更优选为长度大于15μm的AlN单晶体。需要说明的是，本实施方式的陶瓷基板10优选尽可能不折断地含有纤维状的AlN单晶体。另外，本实施方式的陶瓷基板10例如在混炼工序中使用长度大于100μm的AlN单晶体作为纤维状的AlN单晶体的情况下，在烧成工序后，也会如图11中例示所示，在基体20内实际地存在长度大于100μm的纤维状的AlN单晶体。本实施方式的陶瓷基板10的制作方法的最大特征在于，此种在混炼工序中投入的纤维状的AlN单晶体不损害长度地在烧成工序后的基体20内实际地存在。

需要说明的是，对本实施方式的陶瓷基板10的多个样品进行了验证，其结果是确认，若陶瓷基板10的基体20中含有的AlN单晶体为10μm以上的长度，则无论长度的比例为何种比例，只要含有纤维状的AlN单晶体，都可以与其含量无关地获得比以往的陶瓷基板高的破坏韧度。另外确认，若陶瓷基板10的基体20中含有的AlN单晶体为1μm至10μm的范围的粗细，则只要含有纤维状的AlN单晶体，都可以与其含量无关地获得比以往的陶瓷基板高的破坏韧度。

此处，从提高耐水性等观点出发，陶瓷基板中含有的AlN单晶体的表面优选由含氧层覆盖。含氧层可以通过在AlN单晶体的制造过程中使AlN单晶体至少引入氧原子来形成。若AlN与氧分子或水分子反应，则可以覆盖AlN单晶体的表面地形成包含Al₂O₃、AlON、Al(OH)₃中的至少1种的含氧层。然而，从提高耐水性的观点出发，含氧层优选包含AlON。

若将由AlN单晶体和覆盖AlN单晶体的表面的含氧层形成的材料称作“AlN晶须”，则该AlN晶须中的氧浓度(相当于含氧层的浓度)优选为7.0质量％以下，更优选为4.0质量％以下，最优选为2.0质量％以下。这是因为，如图14所示，对本实施方式中使用的多个AlN晶须进行了验证，其结果是发现，在AlN晶须中的氧浓度与AlN晶须的直径(粗细)之间，在各种厚度(6nm、10nm、20nm、30nm)的含氧层中，存在有相关关系。即，如前所述，为了提高陶瓷基板10的破坏韧度，AlN单晶体的直径(粗细)优选为1μm以上，若与这一点相关联地参照图14，则可以理解，为了将AlN晶须的直径(在该说明中，为了方便起见，设定与AlN单晶体的直径实质上相同)设为1.0μm以上，优选将氧浓度设为7.0质量％以下，更优选将氧浓度设为4.0质量％以下，最优选将氧浓度设为2.0质量％以下。

另外，在陶瓷基板10中，含有多个(大量)AlN晶须(AlN单晶体)。即，在前述的混炼工序中，使多个(大量)AlN晶须(AlN单晶体)分散于分散材料与有机溶剂的混合液中。此处，若为了方便而将分散于该混合液中的多个AlN晶须总称为“AlN晶须复合物”，则在AlN晶须复合物中，包含直径(粗细)的大小各自不同的多个AlN晶须(多个AlN单晶体)。此处，如前所述，AlN晶须的直径优选为1.0μm以上，作为其比率，参照图10，例如优选AlN晶须复合物中的直径小于1.0μm的AlN晶须的含有率为20体积％以下(直径1.0μm以上的AlN晶须的含有率为80体积％以上)。

需要说明的是，将本实施方式的陶瓷基板10中含有的AlN单晶体提供给Seishin企业公司制的粒子形状图像分析装置“PITA-04”，由此取得图10所示的关于AlN单晶体的长度(图10中的长径)及粗细(图10中的短径)的分析数据。需要说明的是，作为一例，图10所示的分析数据是准备约5000根AlN单晶体、并对它们进行分析而得的数据。

如图9中例示所示，以往的陶瓷基板的组织由2μm至3μm左右的粒子形成。另一方面，本实施方式的陶瓷基板10由混杂有3种物质的特征性组织形成，所述3种物质为纤维状的AlN单晶体、2μm至3μm左右的粒子、10μm左右的粒子。

另外，如图12中例示所示，本实施方式的陶瓷基板10在利用破坏韧度试验断裂含有纤维状的AlN单晶体的基体20时的断裂面是具有大量凹凸的非平滑面。即，在本实施方式的陶瓷基板10的基体20中，不仅含有“粒状”的AlN多晶体，还含有大量的“纤维状”的A1N单晶体。因此，破坏韧度试验后的基体20的断裂面、特别是在存在纤维状的A1N单晶体的部分成为断裂面弯曲的形态，其结果是，基体20的断裂面与以往的陶瓷基板相比成为具有大量的凹凸的非平滑面。

需要说明的是，如图13中点P11a、P11b、P11c、P11d、P11e所示，对本实施方式的陶瓷基板10的多个样品进行了验证，其结果是，确认基体20的断裂面的算术平均粗糙度越低则陶瓷基板10的破坏韧度越低、基体20的断裂面的算术平均粗糙度越高则陶瓷基板10的破坏韧度越高的趋势。特别是，若基体20的断裂面的算术平均表面粗糙度为3μm以上，则可以实现比不包含纤维状的AlN单晶体的比较例更高的破坏韧度。即，可以认为，断裂面的算术平均粗糙度高是因为在断裂时形成于基体20的组织内的裂纹的行进方向不一致，因而，基于此种特性实现了高破坏韧度。由此可以说，越是破坏韧度高的基体20，在其断裂面形成越大量的凹凸，断裂面的算术平均粗糙度越高。

需要说明的是，对于断裂面的表面高度，例如使用Lasertec公司制的装置“OPTELICSH1200”，利用公知的高度测定进行测定。另外，断裂面的表面高度的测定条件为，透镜倍率：50倍、分辨率：0.01μm。另外，对于算术平均粗糙度，依照《JIS B0601产品的几何特性规格(GPS)-表面性状：轮廓曲线方式－术语、定义及表面性状参数》，在陶瓷基板上的任意的300平方μm的范围中确定。

根据以上例示的本实施方式的陶瓷基板10，在构成其主体部分的基体20中，是大量的纤维状的AlN单晶体在沿着基体20的板厚方向的端面的方向上取向的结构。根据具有此种结构的陶瓷基板10，基于纤维状的AlN单晶体的存在，与以往的陶瓷基板相比可以实现热导率的进一步的提高，另外，与以往的陶瓷基板相比还可以实现破坏韧度的进一步的提高，即实现机械强度的进一步的提高。

另外，由于能够提高破坏韧度、即机械强度，因此能够减薄陶瓷基板10的板厚。由此，能够更易于将从功率系的半导体12中产生的热向散热器13传递，能够实现散热性能的进一步的提高。

如上所述，根据本实施方式，能够获得兼顾了高热导率及高机械强度的陶瓷基板10。

需要说明的是，对于本实施方式中例示的陶瓷基板10的特性，在取代利用X射线衍射得到的显示(10-10)面的检测值而使用了例如显示(11-20)面等“沿着AlN单晶体的长度方向的面”的检测值的情况下，也可以观测到同样的趋势。需要说明的是，在检测器104的角度为59.34度左右时检测到显示(11-20)面的检测值的峰。但是，有时也会因例如试样的形状、装置的位置关系等而在检测器104的角度为略微偏离59.34度左右的角度时检测到显示(11-20)面的检测值的峰。

以上例示的本实施方式给出陶瓷基板及该陶瓷基板中含有的AlN晶体、A1N晶须以及A1N晶须复合物的一个实施方式，可以在不脱离其主旨的范围中进行各种变更、扩展。例如，在基体中含有纤维状的AlN单晶体的陶瓷基板也有可能可以利用与热导率、破坏韧度、X射线衍射的衍射图谱、基体中含有的氧量不同的参数来确定。

本公开中，使用“至”表示的数值范围是指将记载于“至”的前后的数值分别作为最小值及最大值包含的范围。

本公开基于以下的日本专利申请，享受由该日本专利申请带来的优先权的利益。另外，将以下的日本专利申请的全部内容通过参照引入到本公开中。

(1)以“陶瓷基板”为题在2020年8月7日提交的日本专利申请第2020-134777。

Claims (11)

1.一种陶瓷基板，其在基体中含有纤维状的AlN单晶体。

2.根据权利要求1所述的陶瓷基板，其热导率为150W/mK以上，并且破坏韧度为4.0MPam^1/2以上。

3.根据权利要求1或2所述的陶瓷基板，其中，

纤维状的所述AlN单晶体为六方晶的纤锌矿型结构，

向所述基体的板厚方向的端面照射X射线时得到的所述AlN单晶体的(10-10)面的峰强度与(0002)面的峰强度的比为2.00以上。

4.根据权利要求1至3中任一项所述的陶瓷基板，其中，

所述基体中含有的氧量为0.07重量％以下。

5.根据权利要求1至4中任一项所述的陶瓷基板，其中，

含有所述AlN单晶体的所述基体的断裂面的算术平均粗糙度为3μm以上。

6.根据权利要求1至5中任一项所述的陶瓷基板，其中，

所述基体还含有粒状的AlN单晶体。

7.一种陶瓷基板，其在基体中含有AlN晶须，

所述AlN晶须由具有六方晶的纤锌矿型结构且为纤维状的AlN单晶体和覆盖所述AlN单晶体的表面的含氧层形成，所述AlN晶须的氧浓度为7.0质量％以下。

8.一种陶瓷基板，其在基体中含有AlN晶须复合物，

所述AlN晶须复合物具有多个AlN晶须，所述AlN晶须由具有六方晶的纤锌矿型结构且为纤维状的AlN单晶体和覆盖所述AlN单晶体的表面的含氧层形成，

所述AlN晶须复合物中直径小于1.0μm的所述AlN晶须的含有率为20体积％以下。

9.一种纤维状的AlN单晶体，其具有六方晶的纤锌矿型结构，且向板厚方向的端面照射X射线时得到的(10-10)面的峰强度与(0002)面的峰强度的比为2.00以上。

10.一种AlN晶须，其由具有六方晶的纤锌矿型结构且为纤维状的AlN单晶体和覆盖所述AlN单晶体的表面的含氧层形成，并且氧浓度为7.0质量％以下。

11.一种AlN晶须复合物，其具有多个AlN晶须，所述AlN晶须由具有六方晶的纤锌矿型结构且为纤维状的AlN单晶体和覆盖所述AlN单晶体的表面的含氧层形成，

所述AlN晶须复合物中直径小于1.0μm的所述AlN晶须的含有率为20体积％以下。

Images