CN1305807C - 包含通过烧结原料形成的烧结体的制品及其制备方法 - Google Patents

包含通过烧结原料形成的烧结体的制品及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN1305807C
CN1305807C CNB991106342A CN99110634A CN1305807C CN 1305807 C CN1305807 C CN 1305807C CN B991106342 A CNB991106342 A CN B991106342A CN 99110634 A CN99110634 A CN 99110634A CN 1305807 C CN1305807 C CN 1305807C
Authority
CN
China
Prior art keywords
weight
aluminum nitride
carbon
sintering
sintered compact
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Lifetime
Application number
CNB991106342A
Other languages
English (en)
Other versions
CN1242349A (zh
Inventor
汤盐泰久
仲田博彦
佐佐木一隆
夏原益宏
田中素之
村濑康裕
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Sumitomo Electric Industries Ltd
Original Assignee
Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Sumitomo Electric Industries Ltd filed Critical Sumitomo Electric Industries Ltd
Publication of CN1242349A publication Critical patent/CN1242349A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN1305807C publication Critical patent/CN1305807C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/58—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides
    • C04B35/581—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on aluminium nitride
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/04—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer
    • H01L21/48—Manufacture or treatment of parts, e.g. containers, prior to assembly of the devices, using processes not provided for in a single one of the subgroups H01L21/06 - H01L21/326
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L23/00—Details of semiconductor or other solid state devices
    • H01L23/12—Mountings, e.g. non-detachable insulating substrates
    • H01L23/14—Mountings, e.g. non-detachable insulating substrates characterised by the material or its electrical properties
    • H01L23/15—Ceramic or glass substrates
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L2924/00—Indexing scheme for arrangements or methods for connecting or disconnecting semiconductor or solid-state bodies as covered by H01L24/00
    • H01L2924/0001—Technical content checked by a classifier
    • H01L2924/0002—Not covered by any one of groups H01L24/00, H01L24/00 and H01L2224/00

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Ceramic Products (AREA)

Abstract

提供了一种抗热震性和强度均优良的氮化铝烧结体，可用作在严格热循环下使用的功率组件的散热基板或半导体器件的托架。采用稀土元素和碱土金属元素作为烧结助剂得到的氮化铝烧结体包含≥0.01重量%但≤5重量%的碱土金属元素化合物(以其氧化物计)和≥0.01重量%但10重量%的稀土元素化合物(以其氧化物计)，残留在烧结体中的碳含量控制在0.005至0.1重量%，由此抑制了晶粒生长并且提高了烧结体的抗热震性和强度。

Description

包含通过烧结原料形成的烧结体的制品及其制备方法
本发明涉及一种氮化铝烧结体，尤其涉及可低温烧结且具有高强度、高热导率的烧结体，本发明还涉及这种烧结体的制备方法。
最近，具有高热导率及低热膨胀系数的氮化铝(AlN)已被用作各种类型的电子元件的绝缘基板材料，以取代通常采用的氧化铝。
然而，一般氮化铝的烧结温度相对较高，至少为1800℃，现有的烧结炉或夹具元件不能经受如此高的温度，所以必须经常修理或丢弃/更换。另外，氮化铝在高温下烧结需要很高的烧结能，所以氮化铝烧结体的成本比氧化铝烧结体高，这也阻止了氮化铝的广泛采用。
为了烧结与氧化铝相比通常很难烧结的氮化铝，主要采用碱土金属元素化合物或稀土元素化合物作为烧结助剂，尤其是为了降低烧结温度，更准确地说，使烧结温度不高于1700℃，研究了一种碱土金属元素化合物和一种稀土元素化合物的混合使用。具有代表性的是对于含钙化合物和含钇化合物混合制备的烧结助剂进行了诸多研究。
例如，公开的日本专利No.61-117160(1986)介绍了一种采用常压烧结、在不高于1700℃得到的氮化铝烧结体，其中烧结助剂是通过碱土金属元素化合物如CaCO3和稀土元素化合物如La2O3的复合制备的。公开的日本专利No.63-190761(1988)则介绍了一种由CaO和Y2O3复合制备的氮化铝烧结助剂。
采用碳或能释放碳的材料来还原包含在烧结体内的氧化铝，以改善氮化铝烧结体的热导率，这种方法通常是熟知的。例如，公布的日本专利7-5372至7-5376(1995)中的每一个都公开了一种通过游离碳氮化其中所含的氧化物及采用含钇化合物作为烧结助剂，来提高氮化铝的热导率的方法。另外，公开的日本专利No.58-55377(1983)还介绍了通过采用碱土金属化合物作为烧结助剂及添加碳粉等还原/去除氧的方法。
另外，已经发现，具有高强度的厚金属化薄膜可以通过在氮化铝烧结体中引入一种碱土金属元素或一种稀土元素而形成，例如，公布的日本专利No.5-76795(1993)公开了一种电路板，这种电路板是通过在包含选自一种稀土金属元素和一种碱土元素中至少一种元素的氮化铝烧结体上面形成由含银浆料或含金浆料制备的导电层或介电层而得到的。公布的日本专利No.7-38491(1995)介绍了一种在包含选自一种稀土元素和一种碱土金属元素中至少一种元素的氮化铝烧结体上面形成高熔点金属如钨或钼的导电层的方法。
如上所述，由于采用碱土金属元素化合物和稀土元素化合物复合制备的新型烧结助剂的发展，在不高于1700℃的低温下烧结氮化铝已经可以实现，进而，氮化铝烧结体的热导率提高了，这种氮化铝烧结体越来越多应用于发热半导体元件如功率器件的基板。
然而，在上述采用一种稀土元素和/或一种碱土金属元素作为烧结助剂的方法中，在氮化铝烧结体中出现的氧化物与烧结助剂之间形成了稀土铝氧化物、碱土铝氧化物、稀土碱土铝氧化物等等。虽然这些氧化物的形成对于上述的不高于1700℃下的低温烧结是必需的，但是这些氧化物会使烧结体的晶粒增大。
最近，氮化铝经常应用于功率组件的散热基板或半导体器件的托架(jig)，这些都是在严格的热循环过程中使用的。所以，氮化铝作为陶瓷必须在抗热震性和强度方面进行提高。从这方面看，氮化铝烧结体的平均晶粒不能超过3μm，优选不超过2μm。然而在常规方法中，由于大量氧化物的形成导致的晶粒增长使得烧结体的强度得不到提高。
考虑到这种总体情况，本发明的目的在于提供一种抗热震性和强度均良好的氮化铝烧结体及其制备方法，其手段是在采用一种稀土元素和一种碱土金属元素作为烧结助剂的情况下，抑制晶粒生长，使其可用作在严格热循环下使用的功率组件的散热基板或半导体器件的托架。
为了达到上述目标，发明人进行了深入的研究，发现即使采用包含一种稀土元素和一种碱土金属元素的烧结助剂，仍可通过适当选择二者混合的数量及控制残留在烧结体中的碳含量，使晶粒生长得到抑制同时氮化铝抗热震性和强度得到明显改善，因而提出了本发明。
根据本发明氮化铝烧结体包含至少0.005重量％并不超过0.1重量％的碳、至少0.01重量％并不超过5重量％的以其氧化物计的碱土金属元素、至少0.01重量％并不超过10重量％的以其氧化物计的稀土元素、剩余部分主要由氮化铝构成。
优选碱土金属元素包括选自Ca、Sr和Ba中至少一种。
优选稀土元素包括选自Y、La、Ce、Sc、Yb、Nd、Er和Sm中至少一种。
优选在烧结体中形成的氮化铝平均晶粒不超过3μm。
优选氮化铝烧结体还包含采用厚膜浆料法在其表面上形成的导电层或绝缘层。
根据本发明的一个方面制备氮化铝烧结体的方法，包括以下步骤：制备混合粉末，该粉末包含至少0.01重量％并不超过2重量％的碳粉、至少0.01重量％并不超过5重量％的以其氧化物计的碱土金属元素、至少0.01重量％并不超过10重量％的以其氧化物计的稀土元素、剩余部分主要由氮化铝粉末构成，将混合粉末压成密实坯体，再通过烧结该密实坯体得到烧结体。
优选坯体中的碳含量在烧结过程中的1500℃的温度下为至少0.01重量％并不超过0.1重量％。
优选烧结温度不超过1700℃。
优选氮化铝粉末的平均粒径至少0.5μm、且不超过2.0μm。
优选氮化铝粉末中的氧含量相对氮化铝粉末的重量为至少0.8重量％并且不超过1.5重量％。
根据本发明的另一个方面制备氮化铝烧结体的方法，包括以下步骤：制备混合粉末，该粉末包含至少0.01重量％并不超过20重量％的释放碳的化合物、至少0.01重量％并且不超过5重量％的以其中的氧化物为单位的碱土金属元素、至少0.01重量％并不超过10重量％的以其氧化物计的稀土元素、剩余部分主要由氮化铝粉末构成，将混合粉末压成密实坯体，在至少150℃、但不超过1500℃的温度下，非氧化气氛中通过热处理密实坯体使碳得以释放，再通过烧结经热处理的密实坯体得到烧结体。
优选释放碳的化合物包括选自聚丙烯腈、聚乙烯醇、聚乙烯醇缩丁醛、聚对苯二甲酸乙二酯、葡萄糖、果糖、蔗糖、酚醛树脂和硬脂酸中至少之一。
优选密实体中的碳含量在烧结过程中的1500℃的温度下为至少0.01重量％并不超过0.1重量％。
优选烧结温度不超过1700℃。
优选氮化铝粉末的平均粒径至少0.5μm不超过2.0μm。
优选氮化铝粉末中的氧含量相对氮化铝粉末的重量为至少0.8重量％并不超过1.5重量％。
根据本发明的再另一个方面制备氮化铝烧结体的方法，包括以下步骤：制备混合粉末，该粉末包含至少0.01重量％并不超过5重量％的以其氧化物计的碱土金属元素、至少0.01重量％并不超过10重量％的以其氧化物计的稀土元素、剩余部分主要由氮化铝粉末构成，将混合粉末压成密实坯体，在选自一氧化碳和碳氢化合物至少之一、且其含量为至少10体积％、不超过100体积％的非氧化气氛中烧结该密实坯体得到烧结体。
优选密实体中的碳含量在烧结过程中的1500℃的温度下为至少0.01重量％并不超过0.1重量％。
优选烧结温度不超过1700℃。
优选氮化铝粉末的平均粒径至少0.5μm但不超过2.0μm。
优选氮化铝粉末中的氧含量相对氮化铝粉末的重量为至少0.8重量％并不超过1.5重量％。
在本发明中，提供以下技术方案：
(1)一种包含通过烧结原料形成的烧结体的制品，所述烧结体包含至少0.01重量％并不超过5重量％的以其氧化物计的碱土金属元素，至少0.01重量％并不超过10重量％的以其氧化物计的稀土元素，至少0.007重量％但小于0.021重量％的残留碳，所述残留碳来自所述原料中包含的大于0.013重量％但小于0.04重量％的碳，和剩余部分，其中所述剩余部分的主要成分是氮化铝，以及其中所述烧结体的结构中晶粒平均粒径不超过3μm。
(2)根据上述(1)的制品，其中所述碱土金属元素包括选自Ca、Sr和Ba中的至少一种元素。
(3)根据上述(1)的制品，其中，所述稀土元素包括选自Y、La、Ce、Sc、Yb、Nd、Er和Sm中的至少一种元素。
(4)根据上述(1)的制品，还包含在所述烧结体表面上采用厚膜浆料法形成的导电层或绝缘层。
(5)根据上述(1)的制品，其中，所述平均粒径不大于2μm。
(6)制备上述(1)的制品的方法，包括以下步骤：制备包含大于0.013重量％但小于0.03重量％的碳粉、至少0.01重量％并不超过5重量％的以其氧化物计的碱土金属元素、至少0.01重量％并不超过10重量％的以其氧化物计的稀土元素、剩余部分主要由氮化铝粉末构成的混合粉末；将该混合粉末制成坯体；和通过烧结该坯体形成所述烧结体。
(7)根据上述(6)的方法，其中所述坯体的碳含量在所述烧结过程中的1500℃时位于至少0.011重量％但小于0.03重量％的范围内。
(8)根据上述(6)的方法，其中所述烧结在不超过1700℃的温度下进行。
(9)根据上述(6)的方法，其中所述氮化铝粉的粒径至少为0.5μm、并不超过2.0μm。
(10)根据上述(6)的方法，其中所述氮化铝粉中的氧含量相对该氮化铝粉的总重量为至少0.8重量％、但不超过1.5重量％。
(11)制备上述(1)的制品的方法，包括以下步骤：制备包含至少0.013重量％并不超过0.04重量％的释放碳的化合物、至少0.01重量％并不超过5重量％的以其氧化物计的碱土金属元素、至少0.01重量％并不超过10重量％的以其氧化物计的稀土元素、剩余部分主要由氮化铝粉末构成的混合粉末；将该混合粉末制成坯体；在非氧化气氛下，在至少150℃、不超过1500℃的温度下将该坯体进行热处理以释放碳；和通过烧结经所述热处理的该坯体形成所述烧结体。
(12)根据上述(11)的方法，其中所述释放碳的化合物包括选自聚丙烯腈、聚乙烯醇、聚乙烯醇缩丁醛、聚对苯二甲酸乙二酯、葡萄糖、果糖、蔗糖、酚醛树脂和硬脂酸中的至少一种化合物。
(13)根据上述(11)的方法，其中所述坯体的碳含量在所述烧结过程中的1500℃时位于至少0.011重量％但小于0.03重量％的范围内。
(14)根据上述(11)的方法，其中所述烧结在不超过1700℃的温度下进行。
(15)根据上述(11)的方法，其中所述氮化铝粉的平均粒径至少为0.5μm、并不超过2.0μm。
(16)根据上述(11)的方法，其中所述氮化铝粉中的氧含量相对该氮化铝粉的总重量为至少0.8重量％、但不超过1.5重量％。
根据本发明，具有稳定强度的氮化铝烧结体可以通过采用包含一种稀土元素和一种碱土金属元素的烧结助剂低温烧结而得到，同时还应严格控制烧结助剂的数量及控制残留在烧结体中的碳含量，进而抑制晶粒生长，并同时保持优良的基本性能如热导率。
一般地，烧结体中的存在的氧化物与作为烧结助剂的混合的稀土元素或碱土金属元素发生反应，生成稀土铝氧化物或碱土铝氧化物，并在晶界处形成液相以促进烧结。然而，根据发明人的研究可知，如果不存在适量的碳来活化其间的传质过程，就会形成过多的液相，从而导致烧结体的晶粒出现不必要的增大。
本发明是在以下这种新认识的基础上提出的：残留在上述氮化铝烧结体中的碳含量与晶粒大小及烧结体强度密切相关。换句话说，通过往烧结体中添加碳使其保留规定的数量可以把烧结体的晶粒大小抑制在所需的范围内的同时实现低温液相烧结。
根据本发明，控制碳含量使其残留在氮化铝烧结体中的含量位于0.005至0.1重量％，而来自烧结助剂的碱土金属元素化合物和稀土元素化合物的含量以其氧化物计分别位于0.01～5重量％和0.01～10重量％之间。从而，通过抑制晶粒生长而不增大晶粒尺度可使烧结体的强度得到改善。
如果残留在氮化铝烧结体中的碳不足0.005重量％，由于烧结过程中存在的碳的量不足，使氧化物不能充分还原。进而，氮化铝烧结体的晶粒生长超出所需范围，导致大晶粒数目的增加，引起烧结体强度的降低。如果残留的碳超过0.1重量％，这些多余的碳会引起烧结体中氧化物的不足，进而使得在不超过1700℃的温度下的烧结过程进行的不充分。
碱土金属元素和稀土元素的含量设定在上述范围，因为在不超过1700℃的温度下低温烧结时，如果这些元素的含量低于上述范围的下限，造成缺少烧结助剂会使烧结体的密度降低，会导致烧结体的性能变差。如果这些元素的含量超出上述范围的上限，多余的碱土铝氧化物、稀土铝氧化物和碱土稀土铝氧化物会沉积在氮化铝烧结体的晶界处，严重影响热导率。
碱土金属元素优选选自Ca、Sr和Ba中至少之一。稀土元素优选选自Y、La、Ce、Sc、Yb、Nd、Er和Sm中至少之一。通过采用这些碱土金属元素和稀土元素，氮化铝烧结体可以获得特别优良的热导性及其它特性。
在氮化铝烧结体中，如上所述，用碳还原氧化物使得晶粒生长受到抑制，由此烧结体的平均晶粒尺寸减小。尤其是烧结体的平均晶粒尺寸优选不超过3μm，更优选不超过2μm。如果平均晶粒尺寸超过3μm，氮化铝烧结体的强度及抗热震性都可能降低，以致于不适合应用于在特别严格地热循环下使用的功率组件的散热基板或半导体器件的托架。
现在介绍根据本发明制备氮化铝烧结体的方法，在这种方法中，先通过将碱土金属元素和稀土元素作为烧结助剂添加到氮化铝粉末中，来制备混合粉末，其添加量以其氧化物计分别为至少0.01重量％并不超过5重量％、至少0.01重量％并不超过10重量％，并进一步添加碳或释放碳的化合物。再将这些混合粉末制备成密实坯体，进一步将该密实坯体烧结得到含碳的氮化铝烧结体。
或者，也可按上述比例将烧结助剂添加到氮化铝粉末中，制得混合粉末，再将混合粉末制成密实坯体后，可将该密实坯体在含一氧化碳或碳氢化合物的气氛下烧结，进而可得到含碳的氮化铝烧结体。
可以通过三种方法中的任何一种来实现本发明的方法，这些方法取决于在所得到的氮化铝烧结体中残留碳的方式。在第一种方法中，碳粉末可以碳黑、焦炭粉、石墨粉或金刚石粉的形式加入到氮化铝的未烧结材料粉末及烧结助剂中。所加碳粉必须在0.01～2重量％之间。如果碳粉含量超出这个范围，欲控制烧结体的残留碳含量位于0.005～0.1之间、并通过抑制晶粒尺寸以改善烧结体强度是困难的。
在第二种方法中，当烧结氮化铝时采用释放碳的化合物取代上述碳粉，更具体地说，优选选自聚丙烯腈、聚乙烯醇、聚乙烯醇缩丁醛、聚对苯二甲酸乙二酯、葡萄糖、果糖、蔗糖、酚醛树脂和硬脂酸中至少之一。采用可溶解于一种有机溶剂或水的这样一种化合物，随后添加到氮化铝粉末中或与氮化铝粉末混合，这样相对上述添加碳粉的方法，碳可以更均匀地分散在烧结体中。当采用稀土元素化合物以形成烧结助剂时，硬脂酸可以稀土盐的形式加入。
在采用释放碳的化合物的第二种方法中，将密实坯体在150～1500℃的温度下、非氧化气氛中加热，使化合物中的碳释放出来，以还原氧化物。释放碳的化合物的含量可在0.01～20重量％的范围内，以得到与上述直接添加碳粉类似的效果。
在第三种方法中，由氮化铝粉末及烧结助剂的混合粉末制备的密实坯体在非氧化气氛下烧结，该气氛包含至少10体积％的选自一氧化碳和碳氢化合物的气体，在这种情况下，由于气体的高反应活性，烧结体中的氧化物比第一种和第二种方法中还原地更快，根据这种方法，通过将气体组成控制在上述范围内，最优的碳含量很容易保持在烧结体中。
本发明人仔细观察和研究了本发明方法中的烧结过程，发现当包含在密实坯体中或烧结过程1500℃的烧结体中的碳含量位于0.01～0.1重量％时，可以得到强度等性能特别优良的氮化铝烧结体。如果在起始烧结阶段1500℃的温度下，碳含量不足0.01重量％，由于还原氧化物的后期阶段碳还会进一步消耗，所以最终残留在烧结体中的碳含量会低于0.005重量％。如果该阶段碳含量超过0.1重量％，碳会残留在烧结体晶界处，由于不均匀透射性而呈现不规则的颜色，或者由于烧结不充分导致不良的烧结密度。所以，1500℃温度时残留碳的含量必须加以控制，这可以通过在1300～1500℃范围内设定升温速率为1℃/min来实现，或通过在该温度范围内将密实坯体保温1～10小时，以使反应 充分进行来实现。
根据本发明，在上述方法中氮化铝的烧结温度优选不超过1700℃。如果烧结温度超过1700℃，即使将添加的碳等控制在残留烧结体中的碳含量位于0.005～0.1重量％的范围内，在氮化铝烧结体中仍会发生超出所需的晶粒长大。因此，烧结体的平均晶粒尺寸超过3μm，降低了烧结体的强度。
所采用的氮化铝粉的平均晶粒尺寸(d50)优选位于至少0.5μm、不超过2.0μm的范围。“平均晶粒尺寸”代表晶粒中出现频率最高的尺寸。如果平均晶粒尺寸超过2.0μm，由于存在过大的初始晶粒，欲得到细晶尤其不超过3μm晶粒大小的烧结体是困难的。如果氮化铝粉的平均晶粒尺寸不足0.5μm，则在粉末成型时的堆积密度增加很多以致于难于增大模压密度，从而坯体的强度降低了。
另外，包含在氮化铝粉中的氧含量优选位于至少0.8重量％、不超过1.5重量％的范围。如果氧含量不足0.8重量％，会使烧结中氧化物与烧结助剂之间形成的液相数量不足，从而降低烧结性。如果氧含量超过1.5重量％，液相量如晶界相易于过分增加，引起烧结中晶粒长大。
特别地，根据本发明已表明，氮化铝烧结体中采用厚膜浆料法形成的导电层或绝缘层的粘附强度会得到改善。造成这种现象的第一个原因是烧结体的平均晶粒尺寸降低了，尤其是不超过3μm。第二个原因是由于残留碳的作用使得氮化铝晶粒的润湿性改善了。
形成烧结助剂的碱土金属元素和稀土元素对于改善氮化铝晶粒间的粘附力或氮化铝晶粒与其上形成的绝缘层或导电层之间的粘附力有一定的作用。碱土金属元素和稀土元素的化合物一般存在于氮化铝烧结体晶粒的晶界相附近。从显微角度观察导电层或绝缘层的粘附强度，在使氮化铝晶粒通过烧结助剂相互粘附的晶界相与导电层之间相互接触的地方，氮化铝晶粒与绝缘层或导电层之间的粘附力是强的，但当氮化铝晶粒直接与绝缘层相接触时，粘附力可能是很低的。特别是当平均晶粒尺寸大于3μm，粗氮化铝晶粒出现在烧结体中，导致具有高粘附力的晶界相的稀疏分布。因此，当测量剥离强度等过程中，在氮化铝烧结体与导电层或绝缘层之间施加拉伸应力时，粘附强度不足的部分容易引起剥离，导致粘附强度的降低。
根据本发明，氮化铝烧结体的平均晶粒尺寸能够控制得很小，按照上述的第一个原因优选不超过3μm，从而碱土金属元素和稀土金属的化合物在很宽的范围内均匀分布于这些小晶粒的晶界处，没有部分偏析，使氮化铝晶粒与导电层或绝缘层之间的粘附强度得到进一步改善。
除了该化合物的在晶界周围的这种分布外，残留在氮化铝烧结体中的碳使氮化铝晶粒的表面发生了变性，与导电层或绝缘层润湿性有了改善。特别是金属部件与绝缘层间的润湿性改善了，使得粘附强度进一步提高了。然而如碳含量过多，烧结性将会降低。所以，烧结体中残留碳含量优选范围为至少0.005重量％、不超过0.1重量％。
厚膜浆料法中使用的浆料可从一般用来制备导电层或绝缘层的材料中制备，如银、银浆如银-铂浆或银-钯浆、导电浆料如铜浆或金浆、RuO2、Ru或Bi2Ru2O7阻性浆料、主要由硼硅酸铅玻璃等构成的介电浆料、或高熔点的W、Mo、TiN或ZrN浆料。
为了形成导电层或绝缘层，可以通过在氮化铝烧结体表面丝网印刷浆料并在预定温度下加热来形成厚膜层。另一方面，高熔点的W、Mo、TiN或ZrN浆料可应用于未烧结坯体的表面使其与坯体一起烧结，以形成导电层或绝缘层。
本发明的前述的及其它的目标、特征、方面和优点经下面的详述后，将变得更清楚。
例1
总量100重量％的混合粉末的样品的制备过程，包括添加直接氮化得到的氮化铝粉(平均晶粒尺寸：1.8μm，相对氮化铝的氧含量：1.4重量％)到碳黑(BET值(通过BET等温吸附线计算得到的每单位质量的表面积)：500m2/g)及1重量％的氧化钙和6重量％的氧化钇中，采用碳黑作为碳粉，其数量如表1所示。采用聚甲基丙烯酸甲酯作为粘附剂，邻苯二甲酸二丁酯及邻苯二甲酸苄丁酯作为塑化剂，丁酮和甲苯的混合物作为溶剂添加到每个样品的混合粉末中，再经球磨混合制得浆液。
所得浆液经去泡处理，再通过刮片涂布机形成氮化铝坯片。主要由平均粒径为1μm的钨粉构成的并包含5重量％的SiO2玻璃料的浆料，将其涂到坯片表面再经去气处理，随后将坯片在氮气氛下1700℃烧结5小时，从而烧结氮化铝的同时焙烧浆料。在烧结过程的1500℃温度段取出部分样品，以测量该阶段的碳含量。
从而，在25mm×25mm、厚度为0.635mm的氮化铝烧结体的整个单表面上形成10μm厚的钨金属化层。Ni-P电镀是在每个样品的钨金属化层上进行的，再将其在氮气氛下600℃温度保温30分钟，烧结镀层。在金属化层和镀层上未观察到如发泡或剥离的异常现象。每层镀层的厚度在6±0.3μm的范围内。
一种JIS标定为C 1020的电解铜材料，其长度与宽度和氮化铝烧结体均相同、厚度为1mm，将其放置在每个样品上，再将样品放在炉内的固定板上，在970℃氮气氛、无负荷情况下经历30分钟的炉中连接。按上述方式制备的每种样品的十个测试样经受一种热循环测试，过程是先将测试样在0℃保温15分钟，随后将其在100℃保温15分钟，反复进行100次。烧结体之间的强度值通过由于热循环测试导致开裂的氮化铝烧结体的比率(开裂测试样的数目/10)来进行相对比较。没有导电层的氮化铝烧结体样品也以同上面类似的方法制备得到，并进行了平均晶粒尺寸、相对密度及热导率的测定。表1示出了这些结果。
表1
  样品 碳粉量(wt.％) 1500℃的碳含量(wt.％)   烧结体中的碳含量(wt.％)   开裂         ALN烧结体特性
平均晶粒尺寸(μm) 相对密度(％)   热导率(W/mK)
  1  0.008  0.007   0.004   7/10 3.5   100   100
  2  0.013  0.011   0.007   2/10 2.9   100   150
  3  0.03  0.03   0.02   1/10 2.8   100   160
  4  0.1  0.07   0.06   0/10 2.7   100   160
  5  0.3  0.08   0.07   0/10 2.5   100   165
  6  1.0  0.09   0.08   0/10 1.8   99   170
  7  1.9  0.095   0.09   0/10 1.7   99   170
  8  3.0  0.30   0.20   8/10 1.5   95   160
由上述结果可知，如果碳黑量低于0.01重量％，烧结过程中氧化物的不充分还原会导致烧结体中晶粒长大，从而使烧结体强度降低并引起热震导致的开裂。如果碳黑量超过2重量％，烧结受阻并且烧结体密度降低，导致开裂数目增大。还可知烧结过程中1500℃温度时的碳含量优选位于至少0.01重量％、不超过0.1重量％。
例2
通过在氮化铝烧结体上面提供钨金属化层和Ni-P镀层制备了第1至8号样品，类似例1。厚度为0.2mm、宽度为5.0mm的金属层结合在每个样品的Ni-P镀层之上，以使粘接长度为3mm，从粘接部分的末端向上垂直伸出的金属层的夹持部分以20mm/分的速度向上拉伸，以次测量金属化形成的导电层的剥离强度。表2示出了结果。
表2
  样品   剥离强度(kg/mm)
  1   1.3～2.0
  2   1.8～2.5
  3   2.0～2.3
  4   2.3～2.6
  5   2.4～2.6
  6   2.5～2.8
  7   2.4～2.6
  8   1.5～1.7
由上述结果可知，由于第2～7每个样品中碳的存在使得烧结体中晶粒长大得到抑制并且碱土金属元素及稀土元素的化合物均匀分布，同时氮化铝晶粒与金属之间的润湿性得到改善，其中样品中碳黑量位于至少0.01重量％、不超过2重量％的范围，由此导电层的粘附强度得到改善。
然而，在样品1中所含碳黑量低于0.01重量％，碱土金属元素及稀土元素的化合物由于晶粒生长而偏析，从显微角度看，造成部分区域具有不充分的金属化强度。另外，由于烧结体中碳含量的减少使得金属与氮化铝晶粒间的润湿性降低，从而第1号样品的剥离强度降低了。在第8号样品中所含碳黑量超过2重量％，烧结性受阻使得烧结体强度降低，剥离强度测试在氮化铝内部引起开裂，使得测量值降低。
例3
总量100重量％的混合粉末的样品的制备过程，包括添加还原氮化得到的氮化铝粉(平均晶粒尺寸：0.8μm，相对氮化铝的氧含量：1.0重量％)到聚乙烯醇缩丁醛(PVB)及以氧化物计的1.13重量％的碳酸钙和3重量％的氧化钕中，其中采用聚乙烯醇缩丁醛作为释放碳的化合物，其量如表3所示。采用与例1类似的方法制备每种样品的坯片，随后与例1类似在坯片上印刷钨浆料。将坯片在氮气氛下1000℃、10小时进行热处理，由此释放出碳，再经1650℃、5小时烧结得到厚度为0.635mm、25mm×25mm的氮化铝烧结体，在其表面形成厚度为10μm的钨金属化层。
与例1类似，在每个样品的钨金属化层上形成一层Ni-P镀层。随后对样品进行与例1类似的测试。以类似的方法制备了不具有这种金属化层和电镀层的氮化铝烧结体并对其进行与例1类似的测试。表3示出了结果。
表3
  样品 PVB量(wt.％) 1500℃的碳含量(wt.％)   烧结体中的碳含量(wt.％)   开裂              ALN烧结体的特性
  平均晶粒尺寸(μm)   相对密度(％)   热导率(W/mK)
  9  0.004 0.007   0.004   6/10   3.2   100   90
  10  0.013 0.011   0.007   2/10   2.8   100   140
  11  0.040 0.030   0.021   1/10   2.6   100   150
  12  0.15 0.059   0.044   1/10   2.5   100   152
  13  0.50 0.065   0.051   0/10   2.4   99   158
  14  2.0 0.071   0.063   0/10   2.3   99   162
  15  6.0 0.080   0.071   1/10   2.2   99   164
  16  10.0 0.089   0.081   1/10   1.9   99   166
  17  18.0 0.095   0.092   2/10   1.8   99   170
  18  25.0 0.30   0.15   7/10   1.5   96   150
由上述结果可知，在采用聚乙烯醇缩丁醛、碳酸钙和氧化钕分别作为碳源、碱土金属元素化合物和稀土元素化合物的情况下，通过控制其含量使残留在氮化铝烧结体中的碳含量位于至少0.005重量％、不超过0.10重量％的范围，与例1类似，即可得到具有优良强度特性的氮化铝烧结体。
例4
总量100重量％的混合粉末的样品的制备过程，包括添加还原氮化得到的氮化铝粉(平均晶粒尺寸：1.5μm，相对氮化铝粉的氧含量：1.2重量％)到以氧化物计的3.14重量％的碳酸钡和8重量％的氧化钕中，将样品的混合粉末通过刮片涂布机制成氮化铝坯片，方法与例1类似。主要由平均粒径为1μm的钨粉构成并包含5重量％的SiO2玻璃料的浆料，将其涂到每个坯片上再经去气处理，随后将坯片在表4所示气氛下1600℃烧结6小时，再焙烧浆料同时烧结氮化铝。
从而，在每个25mm×25mm、厚度为0.635mm的氮化铝烧结体的整个单表面上形成10μm厚的钨金属化层。Ni-P电镀层是采用与例1类似的方法，在钨金属化层上形成的，再经过与例1类似的测试。类似例1制备了不具有这种金属化层和电镀层的氮化铝烧结体并经历了与例1类似的测试。表4示出了结果。
表4
  样品 烧结气氛(体积％)   烧结体中的碳含量(wt.％)   开裂            ALN烧结体的特性
 平均晶粒尺寸(μm)   相对密度(％)   热导率(W/mK)
  19 氮气(100)   0.001   8/10  3.7   100   85
  20 甲烷(5)+氮气(95)   0.003   3/10  3.3   100   110
  21 丁烷(15)+氨(85)   0.007   1/10  2.8   100   120
  22 乙炔气(30)+氨气(70)  0.01   0/10  2.5   100   120
  23 丁烷(50)+氮气(50)   0.02   0/10  2.3   100   140
  24 乙炔气(60)+氨气(40)  0.04   0/10  2.4   100   130
  25 甲烷(80)+氨(20)   0.06   0/10  1.9   100   140
  26 丁烷(100)   0.08   0/10  1.8   100   130
由上述结果可知，残留在烧结体中的碳含量可以通过烧结气氛中的碳氢化合物的量加以控制。为了得到具有优良强度特性的氮化铝烧结体，烧结体中的碳含量可以控制在至少0.005重量％、不超过0.10重量％的范围，这可以通过在包含至少10重量％碳氢化合物气体的气氛下烧结坯体来实现。
例5
采用与例3中第15号样品类似的制备方法制备了氮化铝烧结体的样品，而仅改变了所用氮化铝粉的平均粒径，如表5所示。并对样品进行与例3类似的测试。表5示出了结果。
表5
  样品  ALN粉平均粒径(μm)   1500℃的碳含量(wt.％)   烧结体中的碳含量(wt.％)   开裂             ALN烧结体的特性
 平均晶粒尺寸(μm)   相对密度(％)   热导率(W/mK)
  27  0.4   坯体开裂未烧结
  28  0.6   0.13   0.11   4/10  1.9   97   140
  15  0.8   0.080   0.071   1/10  2.2   99   164
  29  1.3   0.072   0.042   1/10  2.6   99   160
  30  1.8   0.044   0.030   1/10  2.8   100   152
  31  2.4   0.022   0.015   5/10  3.5   100   130
注：第15号样品与例3中第15号样品相同。
由上述结果可知，如果氮化铝粉的平均粒径小于0.8μm，粘附剂会进入氮化铝颗粒间的小孔隙中使坯体强度降低，或者脱脂难于进行以致于多余碳残留在烧结体中使得烧结性降低。如果氮化铝粉的平均粒径大于2μm，烧结体的平均晶粒尺寸会超过3μm，结果导致烧结体强度降低。
例6
采用与例4中第26号样品类似的制备方法制备了氮化铝烧结体的样品，而仅改变了所用氮化铝粉中的氧含量，如表6所示。并经过了与例4类似的测试。表6示出了结果。
表6
  样品   ALN粉氧含量(wt.％)   烧结体中的碳含量(wt.％)   开裂              ALN烧结体的特性
 平均晶粒尺寸(μm)   相对密度(％)   热导率(W/mK)
  32   0.5   0.09   5/10  1.7   95   110
  33   0.8   0.08   0/10   1.8   100   133
  26   1.2   0.08   0/10   1.8   100   130
  34   1.5   0.04   1/10   2.9   100   122
  35   2.0   0.03   6/10   3.3   100   120
注：第26号样品与例4中第26号样品相同。
由上述结果可知，如果氮化铝粉的氧含量不足0.8重量％，由于烧结性的降低，烧结体的强度可能会受到损害，如果氧含量超过1.5重量％，氧含量将不能得到控制，烧结体平均粒径会增大。从而这种情况下烧结体的强度也会降低。
例7
采用与例1中第3号样品类似的制备方法制备了氮化铝烧结体的样品，而仅改变了烧结温度，如表7所示。并经过了与例1类似的测试。表7示出了结果。
表7
  样品   烧结温度(℃) 1500℃的碳含量(wt.％)   烧结体中的碳含量(wt.％)   开裂        ALN烧结体的特性
 平均晶粒尺寸(μm)   相对密度(％)   热导率(W/mK)
  36   1600 0.03   0.02   2/10  1.9   99   120
  37   1650 0.03   0.02   2/10  2.3   100   150
  3   1700 0.03   0.02   1/10  2.8   100   160
  38   1750 0.03   0.02   7/10  3.7   100   180
  39   1800 0.03   0.02   8/10  4.0   100   200
注：第3号样品与例1中第3号样品相同。
由上述结果可知，如果烧结温度超过1700℃，烧结体的平均粒径会超过3μm，从而烧结体强度降低，会导致在如例1中所介绍的热循环测试时的开裂比率的增加。
例8
采用与例1中样品类似的制备方法制备了氮化铝烧结体的样品，而仅调整了残留在烧结体中氧化钇和氧化钙的含量，如表8所示。并经过了与例1类似的测试。表8示出了结果。
表8
  样品  含量   烧结体中的碳含量(wt.％)   开裂         ALN烧结体的特性
 Y2O3(wt.％)  CaO(wt.％)  碳粉(wt.％)  平均晶粒尺寸(μm)   相对密度(％)   热导率(W/mK)
  1  0.005  1.0  0.1   0.06   9/10  1.6   85.0   80
  2  0.05  1.0  0.1   0.06   1/10  2.4   99.0   152
  3  1  1.0  0.1   0.06   0/10  2.6   100.0   167
  4  6  1.0  0.1   0.06   0/10  2.7   100.0   160
  5  9  1.0  0.1   0.06   0/10  2.4   99.4   165
  6  12  1.0  0.1   0.06   2/10  2.3   99.0   110
  7  3  0.005  0.1   0.06   10/10  1.1   80.0   75
  8  3  0.05  0.1   0.06   1/10  2.3   99.0   154
  10  3  1.0  0.1   0.06   0/10  2.6   100.0   169
  11  3  3.0  0.1   0.06   0/10  2.5   99.7   157
  12  3  7.0  0.1   0.06   6/10  2.0   97.6   98
注：第4号样品与例1中第4号样品相同。
由表8可知，如果氧化钇含量位于至少0.01重量％、不超过10重量％的范围，氧化钙含量位于至少0.01重量％、不超过5重量％的范围时，能够得到较好的特性。
根据本发明，从上述实例中清楚可见，通过控制碳含量，进而抑制氮化铝烧结时的晶粒生长，烧结该氮化铝时加入了包含一种稀土元素和一种碱土金属元素的烧结助剂，能够提供一种抗热震性和强度优良的、并且与采用厚膜浆料法形成的导电层或绝缘层的粘附强度也得到改善的氮化铝烧结体。从而，根据本发明该氮化铝烧结体可用作在严格热循环下使用的功率组件的散热基板或半导体器件的托架。
虽然已对本发明进行了详细描述与说明，但是可清楚看到这些只是为了举例与说明，而不能作为限定，本发明的精神与范围仅由后附的权利要求书来限定。

Claims (16)

1.一种包含通过烧结原料形成的烧结体的制品，所述烧结体包含至少0.01重量％并不超过5重量％的以其氧化物计的碱土金属元素，至少0.01重量％并不超过10重量％的以其氧化物计的稀土元素，至少0.007重量％但小于0.021重量％的残留碳，所述残留碳来自所述原料中包含的大于0.013重量％但小于0.04重量％的碳，和剩余部分，其中所述剩余部分的主要成分是氮化铝，以及其中所述烧结体的结构中晶粒平均粒径不超过3μm。
2.根据权利要求1的制品，其中所述碱土金属元素包括选自Ca、Sr和Ba中的至少一种元素。
3.根据权利要求1的制品，其中，所述稀土元素包括选自Y、La、Ce、Sc、Yb、Nd、Er和Sm中的至少一种元素。
4.根据权利要求1的制品，还包含在所述烧结体表面上采用厚膜浆料法形成的导电层或绝缘层。
5.根据权利要求1的制品，其中，所述平均粒径不大于2μm。
6.制备权利要求1的制品的方法，包括以下步骤：制备包含大于0.013重量％但小于0.03重量％的碳粉、至少0.01重量％并不超过5重量％的以其氧化物计的碱土金属元素、至少0.01重量％并不超过10重量％的以其氧化物计的稀土元素、剩余部分主要由氮化铝粉末构成的混合粉末；将该混合粉末制成坯体；和通过烧结该坯体形成所述烧结体。
7.根据权利要求6的方法，其中所述坯体的碳含量在所述烧结过程中的1500℃时位于至少0.011重量％但小于0.03重量％的范围内。
8.根据权利要求6的方法，其中所述烧结在不超过1700℃的温度下进行。
9.根据权利要求6的方法，其中所述氮化铝粉的粒径至少为0.5μm、并不超过2.0μm。
10.根据权利要求6的方法，其中所述氮化铝粉中的氧含量相对该氮化铝粉的总重量为至少0.8重量％、但不超过1.5重量％。
11.制备权利要求1的制品的方法，包括以下步骤：制备包含至少0.013重量％并不超过0.04重量％的释放碳的化合物、至少0.01重量％并不超过5重量％的以其氧化物计的碱土金属元素、至少0.01重量％并不超过10重量％的以其氧化物计的稀土元素、剩余部分主要由氮化铝粉末构成的混合粉末；将该混合粉末制成坯体；在非氧化气氛下，在至少150℃、不超过1500℃的温度下将该坯体进行热处理以释放碳；和通过烧结经所述热处理的该坯体形成所述烧结体。
12.根据权利要求11的方法，其中所述释放碳的化合物包括选自聚丙烯腈、聚乙烯醇、聚乙烯醇缩丁醛、聚对苯二甲酸乙二酯、葡萄糖、果糖、蔗糖、酚醛树脂和硬脂酸中的至少一种化合物。
13.根据权利要求11的方法，其中所述坯体的碳含量在所述烧结过程中的1500℃时位于至少0.011重量％但小于0.03重量％的范围内。
14.根据权利要求11的方法，其中所述烧结在不超过1700℃的温度下进行。
15.根据权利要求11的方法，其中所述氮化铝粉的平均粒径至少为0.5μm、并不超过2.0μm。
16.根据权利要求11的方法，其中所述氮化铝粉中的氧含量相对该氮化铝粉的总重量为至少0.8重量％、但不超过1.5重量％。
CNB991106342A 1998-07-22 1999-07-22 包含通过烧结原料形成的烧结体的制品及其制备方法 Expired - Lifetime CN1305807C (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP20635398A JP4812144B2 (ja) 1998-07-22 1998-07-22 窒化アルミニウム焼結体及びその製造方法
JP206353/98 1998-07-22

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2005100727784A Division CN1689732B (zh) 1998-07-22 1999-07-22 氮化铝烧结体的制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1242349A CN1242349A (zh) 2000-01-26
CN1305807C true CN1305807C (zh) 2007-03-21

Family

ID=16521919

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2005100727784A Expired - Lifetime CN1689732B (zh) 1998-07-22 1999-07-22 氮化铝烧结体的制备方法
CNB991106342A Expired - Lifetime CN1305807C (zh) 1998-07-22 1999-07-22 包含通过烧结原料形成的烧结体的制品及其制备方法

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2005100727784A Expired - Lifetime CN1689732B (zh) 1998-07-22 1999-07-22 氮化铝烧结体的制备方法

Country Status (7)

Country Link
US (2) US6271163B1 (zh)
EP (1) EP0974565B1 (zh)
JP (1) JP4812144B2 (zh)
KR (3) KR100353387B1 (zh)
CN (2) CN1689732B (zh)
CA (1) CA2277346C (zh)
DE (1) DE69921909T2 (zh)

Families Citing this family (72)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4812144B2 (ja) * 1998-07-22 2011-11-09 住友電気工業株式会社 窒化アルミニウム焼結体及びその製造方法
CN1550477A (zh) * 1999-09-06 2004-12-01 Ibiden股份有限公司 含碳的氮化铝烧结体，用于半导体制造/检测设备的基材
US20030098299A1 (en) * 2000-03-06 2003-05-29 Ibiden Co., Ltd. Ceramic heater
FR2845078B1 (fr) * 2002-09-26 2004-10-29 Alstom PROCEDE DE FABRICATION D'UN SUBSTRAT EN NITRURE D'ALUMINIUM AlN
KR101160109B1 (ko) * 2004-03-29 2012-06-26 덴끼 가가꾸 고교 가부시키가이샤 질화알루미늄 분말 및 질화알루미늄 소결체
JP2005281046A (ja) * 2004-03-29 2005-10-13 Ngk Insulators Ltd 窒化アルミニウム基板及びその製造方法
US8052918B2 (en) * 2004-07-21 2011-11-08 Nissin Kogyo Co., Ltd. Carbon-based material and method of producing the same, and composite material and method of producing the same
JP4279220B2 (ja) * 2004-09-09 2009-06-17 日信工業株式会社 複合材料及びその製造方法、複合金属材料及びその製造方法
JP4740002B2 (ja) * 2006-03-20 2011-08-03 日本碍子株式会社 窒化アルミニウム焼結体、半導体製造装置用部材、及び窒化アルミニウム焼結体の製造方法
CN101638319B (zh) * 2008-07-29 2012-12-12 比亚迪股份有限公司 一种氮化铝复合材料的制备方法
WO2011139619A1 (en) 2010-04-26 2011-11-10 Hsio Technologies, Llc Semiconductor device package adapter
US9536815B2 (en) 2009-05-28 2017-01-03 Hsio Technologies, Llc Semiconductor socket with direct selective metalization
US8955215B2 (en) 2009-05-28 2015-02-17 Hsio Technologies, Llc High performance surface mount electrical interconnect
US9276336B2 (en) 2009-05-28 2016-03-01 Hsio Technologies, Llc Metalized pad to electrical contact interface
US9232654B2 (en) 2009-06-02 2016-01-05 Hsio Technologies, Llc High performance electrical circuit structure
US9930775B2 (en) 2009-06-02 2018-03-27 Hsio Technologies, Llc Copper pillar full metal via electrical circuit structure
WO2010141297A1 (en) 2009-06-02 2010-12-09 Hsio Technologies, Llc Compliant printed circuit wafer level semiconductor package
WO2010141266A1 (en) 2009-06-02 2010-12-09 Hsio Technologies, Llc Compliant printed circuit peripheral lead semiconductor package
WO2010141295A1 (en) 2009-06-02 2010-12-09 Hsio Technologies, Llc Compliant printed flexible circuit
US9613841B2 (en) 2009-06-02 2017-04-04 Hsio Technologies, Llc Area array semiconductor device package interconnect structure with optional package-to-package or flexible circuit to package connection
US8988093B2 (en) 2009-06-02 2015-03-24 Hsio Technologies, Llc Bumped semiconductor wafer or die level electrical interconnect
US8928344B2 (en) 2009-06-02 2015-01-06 Hsio Technologies, Llc Compliant printed circuit socket diagnostic tool
US9093767B2 (en) 2009-06-02 2015-07-28 Hsio Technologies, Llc High performance surface mount electrical interconnect
US8525346B2 (en) 2009-06-02 2013-09-03 Hsio Technologies, Llc Compliant conductive nano-particle electrical interconnect
US9276339B2 (en) 2009-06-02 2016-03-01 Hsio Technologies, Llc Electrical interconnect IC device socket
WO2010141311A1 (en) 2009-06-02 2010-12-09 Hsio Technologies, Llc Compliant printed circuit area array semiconductor device package
US9277654B2 (en) 2009-06-02 2016-03-01 Hsio Technologies, Llc Composite polymer-metal electrical contacts
WO2013036565A1 (en) 2011-09-08 2013-03-14 Hsio Technologies, Llc Direct metalization of electrical circuit structures
WO2010141316A1 (en) 2009-06-02 2010-12-09 Hsio Technologies, Llc Compliant printed circuit wafer probe diagnostic tool
US8987886B2 (en) 2009-06-02 2015-03-24 Hsio Technologies, Llc Copper pillar full metal via electrical circuit structure
US8970031B2 (en) 2009-06-16 2015-03-03 Hsio Technologies, Llc Semiconductor die terminal
US8618649B2 (en) 2009-06-02 2013-12-31 Hsio Technologies, Llc Compliant printed circuit semiconductor package
US9699906B2 (en) 2009-06-02 2017-07-04 Hsio Technologies, Llc Hybrid printed circuit assembly with low density main core and embedded high density circuit regions
US9320133B2 (en) 2009-06-02 2016-04-19 Hsio Technologies, Llc Electrical interconnect IC device socket
WO2010141318A1 (en) 2009-06-02 2010-12-09 Hsio Technologies, Llc Compliant printed circuit peripheral lead semiconductor test socket
US8610265B2 (en) 2009-06-02 2013-12-17 Hsio Technologies, Llc Compliant core peripheral lead semiconductor test socket
WO2010141303A1 (en) 2009-06-02 2010-12-09 Hsio Technologies, Llc Resilient conductive electrical interconnect
US9196980B2 (en) 2009-06-02 2015-11-24 Hsio Technologies, Llc High performance surface mount electrical interconnect with external biased normal force loading
US9318862B2 (en) 2009-06-02 2016-04-19 Hsio Technologies, Llc Method of making an electronic interconnect
US9184527B2 (en) 2009-06-02 2015-11-10 Hsio Technologies, Llc Electrical connector insulator housing
US8803539B2 (en) 2009-06-03 2014-08-12 Hsio Technologies, Llc Compliant wafer level probe assembly
WO2010147782A1 (en) 2009-06-16 2010-12-23 Hsio Technologies, Llc Simulated wirebond semiconductor package
US9320144B2 (en) 2009-06-17 2016-04-19 Hsio Technologies, Llc Method of forming a semiconductor socket
US8981809B2 (en) 2009-06-29 2015-03-17 Hsio Technologies, Llc Compliant printed circuit semiconductor tester interface
US8984748B2 (en) 2009-06-29 2015-03-24 Hsio Technologies, Llc Singulated semiconductor device separable electrical interconnect
US9136819B2 (en) * 2012-10-27 2015-09-15 Avago Technologies General Ip (Singapore) Pte. Ltd. Bulk acoustic wave resonator having piezoelectric layer with multiple dopants
US8512872B2 (en) 2010-05-19 2013-08-20 Dupalectpa-CHN, LLC Sealed anodic coatings
US8609254B2 (en) 2010-05-19 2013-12-17 Sanford Process Corporation Microcrystalline anodic coatings and related methods therefor
US9350093B2 (en) 2010-06-03 2016-05-24 Hsio Technologies, Llc Selective metalization of electrical connector or socket housing
US8758067B2 (en) 2010-06-03 2014-06-24 Hsio Technologies, Llc Selective metalization of electrical connector or socket housing
US10159154B2 (en) 2010-06-03 2018-12-18 Hsio Technologies, Llc Fusion bonded liquid crystal polymer circuit structure
US9689897B2 (en) 2010-06-03 2017-06-27 Hsio Technologies, Llc Performance enhanced semiconductor socket
TWI447067B (zh) * 2011-08-04 2014-08-01 氮化鋁製造方法
US9761520B2 (en) 2012-07-10 2017-09-12 Hsio Technologies, Llc Method of making an electrical connector having electrodeposited terminals
US20140066287A1 (en) * 2012-08-31 2014-03-06 CMC Laboratories, Inc. Low Cost Manufacture of High Reflectivity Aluminum Nitride Substrates
US9399577B2 (en) * 2012-09-07 2016-07-26 Tokuyama Corporation Method for producing water-resistant aluminum nitride powder
EP2803756A1 (en) 2013-05-13 2014-11-19 Atotech Deutschland GmbH Method for depositing thick copper layers onto sintered materials
JP5966199B2 (ja) * 2013-05-31 2016-08-10 株式会社デンソー 圧電体薄膜及びその製造方法
US10667410B2 (en) 2013-07-11 2020-05-26 Hsio Technologies, Llc Method of making a fusion bonded circuit structure
US10506722B2 (en) 2013-07-11 2019-12-10 Hsio Technologies, Llc Fusion bonded liquid crystal polymer electrical circuit structure
US10340885B2 (en) 2014-05-08 2019-07-02 Avago Technologies International Sales Pte. Limited Bulk acoustic wave devices with temperature-compensating niobium alloy electrodes
KR102339563B1 (ko) * 2014-06-02 2021-12-16 주식회사 미코세라믹스 플라즈마 화학기상증착 장치용 배플 구조물 및 이의 제조 방법
US9755335B2 (en) 2015-03-18 2017-09-05 Hsio Technologies, Llc Low profile electrical interconnect with fusion bonded contact retention and solder wick reduction
CN106220186A (zh) * 2016-08-05 2016-12-14 郭迎庆 一种陶瓷基电子基板材料的制备方法
CN110691755B (zh) * 2017-05-22 2023-04-07 东洋铝株式会社 氮化铝系粉末及其制造方法
KR102141812B1 (ko) * 2017-07-24 2020-08-07 쇼와 덴코 가부시키가이샤 질화알루미늄 소결체 및 그 제조 방법
CN108706980A (zh) * 2018-06-27 2018-10-26 深圳市商德先进陶瓷股份有限公司 氮化铝陶瓷及其制备方法、静电卡盘和应用
JP6589021B1 (ja) * 2018-08-06 2019-10-09 株式会社Maruwa 球状窒化アルミニウム粉末、及び、球状窒化アルミニウム粉末の製造方法
KR20210036141A (ko) * 2019-09-25 2021-04-02 주식회사 케이씨씨 질화알루미늄 소결체 및 질화알루미늄 소결체의 제조방법
CN115304383A (zh) * 2022-08-19 2022-11-08 广东省先进陶瓷材料科技有限公司 一种氮化铝基板及其制备方法与应用
CN115403043B (zh) * 2022-08-19 2023-07-11 四川大学 一种稀土元素碳化物、氮化物或碳氮化物粉末的制备方法
CN116425552B (zh) * 2023-04-24 2024-04-26 广东省先进陶瓷材料科技有限公司 一种氮化铝基板及其制备方法与应用

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0794645A (ja) * 1994-09-07 1995-04-07 Toshiba Corp 半導体装置
CN1130607A (zh) * 1995-11-17 1996-09-11 清华大学 高热导率氮化铝陶瓷的制造方法

Family Cites Families (32)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5855377A (ja) 1981-09-28 1983-04-01 株式会社東芝 窒化アルミニウム焼結体の製造方法
US4578234A (en) 1984-10-01 1986-03-25 General Electric Company Process of pressureless sintering to produce dense high thermal conductivity ceramic body of deoxidized aluminum nitride
US4578233A (en) 1984-11-01 1986-03-25 General Electric Company Pressureless sintering process to produce high thermal conductivity ceramic body of aluminum nitride
US4746637A (en) * 1984-11-08 1988-05-24 Kabushiki Kaisha Toshiba Aluminum nitride sintered body and process for producing the same
JPH0649613B2 (ja) 1984-11-08 1994-06-29 株式会社東芝 窒化アルミニウム焼結体およびその製造方法
US4578365A (en) 1984-11-26 1986-03-25 General Electric Company High thermal conductivity ceramic body of aluminum nitride
US4578364A (en) 1984-12-07 1986-03-25 General Electric Company High thermal conductivity ceramic body of aluminum nitride
US4578232A (en) 1984-12-17 1986-03-25 General Electric Company Pressureless sintering process to produce high thermal conductivity ceramic body of aluminum nitride
DE3684821D1 (de) 1985-06-28 1992-05-21 Toshiba Kawasaki Kk Aluminiumnitridsinterkoerper und verfahren zu seiner herstellung.
US5001089A (en) 1985-06-28 1991-03-19 Kabushiki Kaisha Toshiba Aluminum nitride sintered body
JPH0717454B2 (ja) * 1985-06-28 1995-03-01 株式会社東芝 窒化アルミニウム焼結体およびその製造方法
JPS63190761A (ja) 1987-01-30 1988-08-08 京セラ株式会社 窒化アルミニウム質焼結体
US5154863A (en) 1985-10-31 1992-10-13 Kyocera Corporation Aluminum nitride-based sintered body and process for the production thereof
US5314850A (en) * 1985-10-31 1994-05-24 Kyocera Corporation Aluminum nitride sintered body and production thereof
US4770953A (en) * 1986-02-20 1988-09-13 Kabushiki Kaisha Toshiba Aluminum nitride sintered body having conductive metallized layer
JP2578114B2 (ja) 1987-05-08 1997-02-05 株式会社東芝 高熱伝導性窒化アルミニウム焼結体の製造方法
JPH01203270A (ja) 1988-02-08 1989-08-16 Sumitomo Electric Ind Ltd 高熱伝導性窒化アルミニウム焼結体及びその製造法
US5273700A (en) * 1990-10-29 1993-12-28 Sumitomo Electric Industries Ltd. Aluminum nitride sintered body and process for producing the same
JPH0647085B2 (ja) 1991-09-24 1994-06-22 三菱化工機株式会社 スクリュー型遠心分離機
JP3141505B2 (ja) * 1992-03-03 2001-03-05 日立金属株式会社 窒化アルミニウム焼結体およびその製造方法
US6004705A (en) * 1992-07-07 1999-12-21 Toray Industries, Inc. Photosensitive ceramics green sheet
JP3650140B2 (ja) 1993-06-14 2005-05-18 オリンパス株式会社 手術用顕微鏡
JPH075375A (ja) 1993-06-15 1995-01-10 Nikon Corp Ｘ線観察用の生体試料槽
JPH075374A (ja) 1993-06-15 1995-01-10 Nikon Corp Ｘ線光学素子保持器
JP2949653B2 (ja) 1993-06-17 1999-09-20 株式会社モリテックス 硬性イメ−ジスコ−プ
JPH0738491A (ja) 1993-07-20 1995-02-07 Fujitsu General Ltd 無線呼出システム
US5482903A (en) * 1993-12-22 1996-01-09 International Business Machines Corporation Aluminum nitride body utilizing a vitreous sintering additive
JPH075372A (ja) 1994-01-31 1995-01-10 Topcon Corp 双眼実体顕微鏡
JP3100871B2 (ja) * 1995-07-11 2000-10-23 株式会社東芝 窒化アルミニウム焼結体
DE29721502U1 (de) * 1996-12-21 1998-04-23 Klein Schanzlin & Becker Ag Strangregulierarmatur
CN1081178C (zh) * 1998-07-08 2002-03-20 中国科学院上海硅酸盐研究所 高热导氮化铝陶瓷的制备方法
JP4812144B2 (ja) * 1998-07-22 2011-11-09 住友電気工業株式会社 窒化アルミニウム焼結体及びその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0794645A (ja) * 1994-09-07 1995-04-07 Toshiba Corp 半導体装置
CN1130607A (zh) * 1995-11-17 1996-09-11 清华大学 高热导率氮化铝陶瓷的制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR100353387B1 (ko) 2002-09-18
KR100353385B1 (ko) 2002-09-19
CN1689732B (zh) 2010-06-23
CN1689732A (zh) 2005-11-02
CN1242349A (zh) 2000-01-26
EP0974565A1 (en) 2000-01-26
CA2277346A1 (en) 2000-01-22
DE69921909D1 (de) 2004-12-23
DE69921909T2 (de) 2005-04-21
KR20020036986A (ko) 2002-05-17
JP4812144B2 (ja) 2011-11-09
US6271163B1 (en) 2001-08-07
KR100353386B1 (ko) 2002-09-19
KR20020036985A (ko) 2002-05-17
EP0974565B1 (en) 2004-11-17
KR20000011846A (ko) 2000-02-25
US6428741B2 (en) 2002-08-06
CA2277346C (en) 2004-11-23
JP2000044342A (ja) 2000-02-15
US20010016551A1 (en) 2001-08-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1305807C (zh) 包含通过烧结原料形成的烧结体的制品及其制备方法
CN1050592C (zh) 具有光滑镀层的金属化陶瓷基片及其制造方法
CN1898183A (zh) 氮化铝接合体及其制造方法
CN100342527C (zh) 电源模块用基板
CN1375835A (zh) 介电陶瓷及其制造和评价方法,及单片陶瓷电子元件
CN1941233A (zh) 叠层型陶瓷电子部件的制造方法
JP2567491B2 (ja) 高熱伝導性着色窒化アルミニウム焼結体およびその製造方法
CN1313420C (zh) 降低主要由氮化铝组成的本体的体积电阻系数的方法
CN1155759A (zh) 氮化硅陶瓷电路基片及使用该陶瓷基片的半导体器件
CN86102992A (zh) 微电子线路用陶瓷基片及其制作方法
JP6396817B2 (ja) 窒化珪素質基板およびこれを備える回路基板ならびに電子装置
CN87100572A (zh) 陶瓷布线基片及其制造方法
CN1224304C (zh) 陶瓷多层基板的制造方法
CN1849277A (zh) 陶瓷浆料的制备方法、生片材和多层陶瓷部件
JP2012111671A (ja) 窒化アルミニウム焼結体加工物の製造方法
CN1203026C (zh) 碳化硅材质热处理用工具
CN1805911A (zh) 氮化铝接合体及其制造方法
US5124284A (en) Aluminum nitride sintered body
WO2020090832A1 (ja) 窒化ケイ素基板の製造方法および窒化ケイ素基板
CN1235246C (zh) 陶瓷电子部件烘焙用放置架
JP3683067B2 (ja) 窒化アルミニウム焼結体
JP7322323B1 (ja) 窒化ホウ素焼結体及び複合体
JP4445500B2 (ja) 半導体装置用基板の製造方法
CN1014192B (zh) 取得耐热的电绝缘涂层的方法
JP2011190163A (ja) 窒化アルミニウム焼結体加工物の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C06 Publication
PB01 Publication
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CX01 Expiry of patent term
CX01 Expiry of patent term

Granted publication date: 20070321