JP3101971B2 - ガラス−セラミック焼結体およびその製造方法 - Google Patents
ガラス−セラミック焼結体およびその製造方法Info
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- JP3101971B2 JP3101971B2 JP07165877A JP16587795A JP3101971B2 JP 3101971 B2 JP3101971 B2 JP 3101971B2 JP 07165877 A JP07165877 A JP 07165877A JP 16587795 A JP16587795 A JP 16587795A JP 3101971 B2 JP3101971 B2 JP 3101971B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ガラス−セラミック焼
結体およびその製造方法に関するものであり、例えば集
積回路（ＩＣ）や電子部品を搭載するための基板等に最
適なガラス−セラミック焼結体及びその製造方法に関す
るものである。
結体およびその製造方法に関するものであり、例えば集
積回路（ＩＣ）や電子部品を搭載するための基板等に最
適なガラス−セラミック焼結体及びその製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来技術】近年、高度情報化時代を迎え、情報伝送は
より高速化・高周波化が進行する傾向にある。自動車電
話やパーソナル無線等の移動無線、衛星放送、衛星通信
やＣＡＴＶ等のニューメディアでは、機器のコンパクト
化が推し進められており、これに伴い誘電体共振器等の
マイクロ波用回路素子に対しても小型化が強く望まれて
いる。
より高速化・高周波化が進行する傾向にある。自動車電
話やパーソナル無線等の移動無線、衛星放送、衛星通信
やＣＡＴＶ等のニューメディアでは、機器のコンパクト
化が推し進められており、これに伴い誘電体共振器等の
マイクロ波用回路素子に対しても小型化が強く望まれて
いる。
【０００３】このようなマイクロ波用回路素子の大きさ
は、使用電磁波の波長が基準となる。比誘電率εｒの誘
電体中を伝播する電磁波の波長λは、真空中の伝播波長
をλo とするとλ＝λo ／（εｒ）1/2 となる。したが
って、回路素子は、使用される回路用基板の誘電率が大
きい程、小型になる。
は、使用電磁波の波長が基準となる。比誘電率εｒの誘
電体中を伝播する電磁波の波長λは、真空中の伝播波長
をλo とするとλ＝λo ／（εｒ）1/2 となる。したが
って、回路素子は、使用される回路用基板の誘電率が大
きい程、小型になる。
【０００４】さらに、多層回路基板に種々の電子部品や
入出力端子等を接続する工程上で基板に加わる応力から
基板が破壊したり、欠けを生じたりすることを防止する
為に材料の機械的強度が高いことも要求されている。
入出力端子等を接続する工程上で基板に加わる応力から
基板が破壊したり、欠けを生じたりすることを防止する
為に材料の機械的強度が高いことも要求されている。
【０００５】よって、上述した高誘電率化および高強度
化等の要求を満足するため、例えば、特開平６−１３２
６２１号公報に示すように、樹脂中に無機誘電体粒子を
分散し、また高誘電率ガラス繊維で強化された回路用基
板が提案されている。この回路基板では比誘電率が高い
ため機器の小型化を促進でき、また、高誘電率ガラス繊
維で強化されているため高強度である。
化等の要求を満足するため、例えば、特開平６−１３２
６２１号公報に示すように、樹脂中に無機誘電体粒子を
分散し、また高誘電率ガラス繊維で強化された回路用基
板が提案されている。この回路基板では比誘電率が高い
ため機器の小型化を促進でき、また、高誘電率ガラス繊
維で強化されているため高強度である。
【０００６】
【発明が解決しようとする問題点】しかしながら、特開
平６−１３２６２１号公報に示された回路基板では、焼
成温度が４００℃程度であり銅等を配線導体として用い
ての多層化、微細な配線化ができないという問題があっ
た。しかも、基板としての比誘電率やＴＣＣ（温度に対
する静電容量の変化率）について具体的に検討されてい
ない。
平６−１３２６２１号公報に示された回路基板では、焼
成温度が４００℃程度であり銅等を配線導体として用い
ての多層化、微細な配線化ができないという問題があっ
た。しかも、基板としての比誘電率やＴＣＣ（温度に対
する静電容量の変化率）について具体的に検討されてい
ない。
【０００７】従って、本発明は、金、銀、銅を配線導体
として多層化が可能となるように８００〜１０００℃で
焼成されるとともに、比誘電率が高く、ＴＣＣが小さ
く、かつ高強度のガラス−セラミック焼結体およびその
製造方法を提供することを目的とする。
として多層化が可能となるように８００〜１０００℃で
焼成されるとともに、比誘電率が高く、ＴＣＣが小さ
く、かつ高強度のガラス−セラミック焼結体およびその
製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【問題点を解決するための手段】本発明者等は、上記問
題点を鋭意検討した結果、ガラスの軟化流動を利用して
８００〜１０００℃で焼成することにより、配線導体と
して金、銀及び銅を用い多層化、微細配線化が可能であ
ること、また、高誘電率のジルコニアおよびカルシウム
の化合物、ＳｒＴｉＯ3 および、これと特定のガラスを
組み合わせることによって、結晶相としてＺｒＯ2 相、
ペロブスカイト相、およびＣａ、Ｓｒの少なくとも１
種、ＡｌおよびＳｉからなる複合酸化物結晶相（以下、
（Ｃａ，Ｓｒ）−Ａｌ−Ｓｉ−Ｏ系複合酸化物結晶相と
いう。）を析出させることで高い比誘電率を得ることが
でき、またペロブスカイト相を析出させることによりＴ
ＣＣの絶対値が小さく、さらにスピネル型結晶相（Ｍｇ
Ｏ・Ａｌ2 Ｏ3 、ＺｎＯ・Ａｌ2 Ｏ3 ）を析出させるこ
とにより高強度化を達成することができることを知見
し、本発明に至った。
題点を鋭意検討した結果、ガラスの軟化流動を利用して
８００〜１０００℃で焼成することにより、配線導体と
して金、銀及び銅を用い多層化、微細配線化が可能であ
ること、また、高誘電率のジルコニアおよびカルシウム
の化合物、ＳｒＴｉＯ3 および、これと特定のガラスを
組み合わせることによって、結晶相としてＺｒＯ2 相、
ペロブスカイト相、およびＣａ、Ｓｒの少なくとも１
種、ＡｌおよびＳｉからなる複合酸化物結晶相（以下、
（Ｃａ，Ｓｒ）−Ａｌ−Ｓｉ−Ｏ系複合酸化物結晶相と
いう。）を析出させることで高い比誘電率を得ることが
でき、またペロブスカイト相を析出させることによりＴ
ＣＣの絶対値が小さく、さらにスピネル型結晶相（Ｍｇ
Ｏ・Ａｌ2 Ｏ3 、ＺｎＯ・Ａｌ2 Ｏ3 ）を析出させるこ
とにより高強度化を達成することができることを知見
し、本発明に至った。
【０００９】即ち、本発明のガラス−セラミック焼結体
は、 Ｚｒ、Ｃａを酸化物換算による合量で全量中１５
〜６９重量％と、Ｓｒ、Ｔｉを酸化物換算による合量で
全量中１〜４１重量％、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎおよび
Ｂを酸化物換算による合量で３０〜７０重量％の割合で
含むガラス−セラミック焼結体であって、該焼結体が、
ＺｒＯ2 結晶相と、ペロブスカイト型結晶相、スピネル
型結晶相、アノーサイト型結晶相およびガラス相を含む
ことを特徴とするもので、かかる焼結体を製造する方法
として、少なくともＳｉＯ2 、Ａｌ2 Ｏ3 、ＭｇＯ、Ｚ
ｎＯおよびＢ2Ｏ3 を含むガラスを３０〜７０重量％
と、Ｃａ酸化物およびＺｒ酸化物あるいはそれらの化合
物を酸化物換算による合量で１５〜６９重量％、Ｓｒ酸
化物およびＴｉ酸化物あるいはそれらの化合物を全量中
１〜４１重量％となる割合で混合した混合粉末を成形
後、８００℃〜１０００℃で焼成することを特徴とする
ものである。
は、 Ｚｒ、Ｃａを酸化物換算による合量で全量中１５
〜６９重量％と、Ｓｒ、Ｔｉを酸化物換算による合量で
全量中１〜４１重量％、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎおよび
Ｂを酸化物換算による合量で３０〜７０重量％の割合で
含むガラス−セラミック焼結体であって、該焼結体が、
ＺｒＯ2 結晶相と、ペロブスカイト型結晶相、スピネル
型結晶相、アノーサイト型結晶相およびガラス相を含む
ことを特徴とするもので、かかる焼結体を製造する方法
として、少なくともＳｉＯ2 、Ａｌ2 Ｏ3 、ＭｇＯ、Ｚ
ｎＯおよびＢ2Ｏ3 を含むガラスを３０〜７０重量％
と、Ｃａ酸化物およびＺｒ酸化物あるいはそれらの化合
物を酸化物換算による合量で１５〜６９重量％、Ｓｒ酸
化物およびＴｉ酸化物あるいはそれらの化合物を全量中
１〜４１重量％となる割合で混合した混合粉末を成形
後、８００℃〜１０００℃で焼成することを特徴とする
ものである。
【００１０】ここで、ガラス−セラミック焼結体中にお
ける組成を上記の範囲に限定したのは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍ
ｇ、ＺｎおよびＢの酸化物換算による合量が３０重量％
より少ないか、言い換えればＺｒ、Ｃａ、の酸化物換算
による合量とＳｒＴｉＯ3 の量との合計の量が７０重量
％より多いと、８００〜１０００℃の温度で磁器が十分
に緻密化することができず、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎお
よびＢの酸化物換算による合量が７０重量％より多い
か、言い換えればＺｒ、Ｃａの酸化物換算による合量と
ＳｒＴｉＯ3 の量との合計の量が３０重量％より少ない
と誘電率が９．５より低く、またＴＣＣの絶対値が大き
くなるためである。上記ガラスの望ましい範囲は４０〜
６０重量％である。
ける組成を上記の範囲に限定したのは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍ
ｇ、ＺｎおよびＢの酸化物換算による合量が３０重量％
より少ないか、言い換えればＺｒ、Ｃａ、の酸化物換算
による合量とＳｒＴｉＯ3 の量との合計の量が７０重量
％より多いと、８００〜１０００℃の温度で磁器が十分
に緻密化することができず、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎお
よびＢの酸化物換算による合量が７０重量％より多い
か、言い換えればＺｒ、Ｃａの酸化物換算による合量と
ＳｒＴｉＯ3 の量との合計の量が３０重量％より少ない
と誘電率が９．５より低く、またＴＣＣの絶対値が大き
くなるためである。上記ガラスの望ましい範囲は４０〜
６０重量％である。
【００１１】ＣａおよびＺｒは酸化物換算による合量で
１５〜６９重量％、特に２０〜５０重量％であることが
望ましい。また、ＺｒはＺｒＯ2 換算量で全量中１０〜
６０重量％、ＣａはＣａＯ換算で全量中１〜４０重量％
の範囲であることが望ましい。それは、ＣａおよびＺｒ
の合量が１５重量％より少ないか、またはＺｒ量が１０
重量％より少ない場合、磁器の誘電率が９より低く、Ｃ
ａおよびＺｒの合量が６９重量％より多いか、またはＺ
ｒ量が６０重量％より大きいと、磁器の緻密化温度が１
０００℃より高くなり銅導体を用いることができなくな
るためである。また、Ｃａ量が１重量％より少ないと磁
器の緻密化温度が１０００℃より高くなり銅の収縮曲線
と大きくずれ銅導体が剥離してしまうという問題が発生
し、４０重量％より多いと磁器の誘電率が９より低くな
るためである。
１５〜６９重量％、特に２０〜５０重量％であることが
望ましい。また、ＺｒはＺｒＯ2 換算量で全量中１０〜
６０重量％、ＣａはＣａＯ換算で全量中１〜４０重量％
の範囲であることが望ましい。それは、ＣａおよびＺｒ
の合量が１５重量％より少ないか、またはＺｒ量が１０
重量％より少ない場合、磁器の誘電率が９より低く、Ｃ
ａおよびＺｒの合量が６９重量％より多いか、またはＺ
ｒ量が６０重量％より大きいと、磁器の緻密化温度が１
０００℃より高くなり銅導体を用いることができなくな
るためである。また、Ｃａ量が１重量％より少ないと磁
器の緻密化温度が１０００℃より高くなり銅の収縮曲線
と大きくずれ銅導体が剥離してしまうという問題が発生
し、４０重量％より多いと磁器の誘電率が９より低くな
るためである。
【００１２】本発明によれば、上記Ｚｒ量およびＣａ量
は、さらに誘電率及び抗折強度の関係から特にＺｒがＺ
ｒＯ2 換算で１５〜４５重量％、ＣａがＣａＯ換算で１
〜２０重量％の割合で含有されることが望ましい。
は、さらに誘電率及び抗折強度の関係から特にＺｒがＺ
ｒＯ2 換算で１５〜４５重量％、ＣａがＣａＯ換算で１
〜２０重量％の割合で含有されることが望ましい。
【００１３】さらに、Ｓｒ、Ｔｉの酸化物換算による合
量が１重量％より少ないと、ＴＣＣは＋２００ｐｐｍ／
℃を越え、４０重量％より多いとＴＣＣは−２００ｐｐ
ｍ／℃より小さくなるためである。望ましくは１０〜２
５重量％がよい。
量が１重量％より少ないと、ＴＣＣは＋２００ｐｐｍ／
℃を越え、４０重量％より多いとＴＣＣは−２００ｐｐ
ｍ／℃より小さくなるためである。望ましくは１０〜２
５重量％がよい。
【００１４】次に、本発明のガラス−セラミック焼結体
の組織の概略図を図１に示した。図１に示すように、本
発明のガラス−セラミック焼結体は、ＺｒＯ2 結晶相１
と、スピネル型結晶相２、（Ｃａ，Ｓｒ）−Ａｌ−Ｓｉ
−Ｏ系複合酸化物結晶相３、ペロブスカイト型結晶相
４、そしてＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｇＯ−ＺｎＯ−Ｂ
2 Ｏ3 からなるガラス相５とから構成されている。Ｚｒ
Ｏ2 結晶相１は焼結体中における主結晶として存在す
る。また、スピネル型結晶相はＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3やＺ
ｎＯ・Ａｌ2 Ｏ3 の結晶である。また、（Ｃａ，Ｓｒ）
−Ａｌ−Ｓｉ−Ｏ系複合酸化物結晶相としては、ＣａＡ
ｌ2 Ｓｉ2 Ｏ8 のアノーサイト型結晶相、またはＳｒＡ
ｌ2 Ｓｉ2 Ｏ8 のスラウソナイト型結晶相である。さら
に、ペロブスカイト型結晶相としては、ＣａＴｉＯ3 ま
たは（Ｃａ，Ｓｒ）ＴｉＯ3 の結晶である。この焼結体
中にはさらにガーナイト相やコージェライト相の他相４
が析出する場合があるが、これらの結晶はできるだけ少
ない方がよい。
の組織の概略図を図１に示した。図１に示すように、本
発明のガラス−セラミック焼結体は、ＺｒＯ2 結晶相１
と、スピネル型結晶相２、（Ｃａ，Ｓｒ）−Ａｌ−Ｓｉ
−Ｏ系複合酸化物結晶相３、ペロブスカイト型結晶相
４、そしてＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｇＯ−ＺｎＯ−Ｂ
2 Ｏ3 からなるガラス相５とから構成されている。Ｚｒ
Ｏ2 結晶相１は焼結体中における主結晶として存在す
る。また、スピネル型結晶相はＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3やＺ
ｎＯ・Ａｌ2 Ｏ3 の結晶である。また、（Ｃａ，Ｓｒ）
−Ａｌ−Ｓｉ−Ｏ系複合酸化物結晶相としては、ＣａＡ
ｌ2 Ｓｉ2 Ｏ8 のアノーサイト型結晶相、またはＳｒＡ
ｌ2 Ｓｉ2 Ｏ8 のスラウソナイト型結晶相である。さら
に、ペロブスカイト型結晶相としては、ＣａＴｉＯ3 ま
たは（Ｃａ，Ｓｒ）ＴｉＯ3 の結晶である。この焼結体
中にはさらにガーナイト相やコージェライト相の他相４
が析出する場合があるが、これらの結晶はできるだけ少
ない方がよい。
【００１５】このように、本発明によれば、焼結体中に
ジルコニア相を主として存在させ、同時にペロブスカイ
ト型結晶を存在させたりすることにより比誘電率を向上
することができる。また、焼成温度を調整することによ
り、焼結体中にスピネル型結晶相を析出させる。これら
の結晶相はガラスのネットワ−クを補強する形態で存在
するため、機械的強度の高い焼結体を得ることができ
る。
ジルコニア相を主として存在させ、同時にペロブスカイ
ト型結晶を存在させたりすることにより比誘電率を向上
することができる。また、焼成温度を調整することによ
り、焼結体中にスピネル型結晶相を析出させる。これら
の結晶相はガラスのネットワ−クを補強する形態で存在
するため、機械的強度の高い焼結体を得ることができ
る。
【００１６】しかし、ガラスの結晶化が進みスピネル型
結晶相が増えすぎると比誘電率が低下する場合があるた
め、焼成温度を８００℃〜１０００℃とすることにより
機械的強度が高く、しかも比誘電率が９〜１０の焼結体
を得ることができる。
結晶相が増えすぎると比誘電率が低下する場合があるた
め、焼成温度を８００℃〜１０００℃とすることにより
機械的強度が高く、しかも比誘電率が９〜１０の焼結体
を得ることができる。
【００１７】次に、本発明のガラス−セラミック焼結体
を製造するには、出発原料として、ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ
3 −ＭｇＯ−ＺｎＯ−Ｂ2 Ｏ3 系ガラスを３０〜７０重
量％、特に４０〜６０重量％、フィラー成分としてＣａ
酸化物およびＺｒ酸化物あるいはＣａＺｒＯ3 などのそ
れらの化合物を酸化物換算による合量で１５〜６９重量
％、特に２０〜５０重量％、Ｓｒ酸化物およびＴｉ酸化
物あるいはＳｒＴｉＯ3 などの化合物を全量中１〜４１
重量％、特に１０〜２５重量％の割合になるように混合
する。このフィラー成分としては、ＺｒＯ2 、ＴｉＯ2
の粉末や、焼結過程でＺｒＯ2 、ＴｉＯ2 、ＳｒＯ、Ｃ
ａＯを形成し得る炭酸塩、硝酸塩、酢酸塩等の形態でも
添加できる。なお、調合組成において、ＺｒはＺｒＯ2
換算で１５〜４５重量％、ＣａはＣａＯ換算で１〜２０
重量％の割合で配合することが望ましい。なお、Ｃａ化
合物は、ガラスとの反応によりアノーサイト型結晶相を
析出させることが重要である。かかる観点からＣａ化合
物あるいはＣａＺｒＯ3 粉末は、１．５μｍ以下、特に
１．０μｍ以下の微粉末であることが望ましい。
を製造するには、出発原料として、ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ
3 −ＭｇＯ−ＺｎＯ−Ｂ2 Ｏ3 系ガラスを３０〜７０重
量％、特に４０〜６０重量％、フィラー成分としてＣａ
酸化物およびＺｒ酸化物あるいはＣａＺｒＯ3 などのそ
れらの化合物を酸化物換算による合量で１５〜６９重量
％、特に２０〜５０重量％、Ｓｒ酸化物およびＴｉ酸化
物あるいはＳｒＴｉＯ3 などの化合物を全量中１〜４１
重量％、特に１０〜２５重量％の割合になるように混合
する。このフィラー成分としては、ＺｒＯ2 、ＴｉＯ2
の粉末や、焼結過程でＺｒＯ2 、ＴｉＯ2 、ＳｒＯ、Ｃ
ａＯを形成し得る炭酸塩、硝酸塩、酢酸塩等の形態でも
添加できる。なお、調合組成において、ＺｒはＺｒＯ2
換算で１５〜４５重量％、ＣａはＣａＯ換算で１〜２０
重量％の割合で配合することが望ましい。なお、Ｃａ化
合物は、ガラスとの反応によりアノーサイト型結晶相を
析出させることが重要である。かかる観点からＣａ化合
物あるいはＣａＺｒＯ3 粉末は、１．５μｍ以下、特に
１．０μｍ以下の微粉末であることが望ましい。
【００１８】また、フィラー成分であるＺｒＯ2 は、Ｙ
2 Ｏ3 などの安定化剤を添加して正方晶ＺｒＯ2 、ある
いは立方晶ＺｒＯ2 の形態で添加することが望ましい。
これは単斜晶ジルコニアの場合、温度によって相変態
し、これに伴って生じる体積変化により基板にクラック
等が発生するからである。
2 Ｏ3 などの安定化剤を添加して正方晶ＺｒＯ2 、ある
いは立方晶ＺｒＯ2 の形態で添加することが望ましい。
これは単斜晶ジルコニアの場合、温度によって相変態
し、これに伴って生じる体積変化により基板にクラック
等が発生するからである。
【００１９】さらに、ＳｒおよびＴｉの酸化物を添加し
てペロブスカイト型結晶相を焼結体中に分散させること
によりさらに高い誘電率を得ることができる。また、Ｔ
ＣＣも低くすることができる。かかる観点から粉末は、
１．５μｍ以下、特に１．０μｍ以下の微粉末であるこ
とが望ましい。
てペロブスカイト型結晶相を焼結体中に分散させること
によりさらに高い誘電率を得ることができる。また、Ｔ
ＣＣも低くすることができる。かかる観点から粉末は、
１．５μｍ以下、特に１．０μｍ以下の微粉末であるこ
とが望ましい。
【００２０】さらに、出発原料として、ＳｉＯ2 −Ａｌ
2 Ｏ3 −ＭｇＯ−ＺｎＯ−Ｂ2 Ｏ3系ガラス、言い換え
れば、Ａｌ2 Ｏ3 とＭｇＯを含有するほうけい酸亜鉛系
ガラスを用いるのは、この系のガラスを用いることによ
りスピネル型結晶相が析出し、この結晶相がガラスのネ
ットワ−クを補強する形態で存在し、高強度の焼結体を
得ることができるからである。また、このような系のガ
ラスを３０〜７０重量％添加したのは、ガラス量が３０
重量％より少ない場合には、焼結体の緻密化温度が１０
００℃より高くなり銅導体を用いることが出来ず、ガラ
ス量が７０重量％より多いと磁器の抗折強度が低下する
ためである。
2 Ｏ3 −ＭｇＯ−ＺｎＯ−Ｂ2 Ｏ3系ガラス、言い換え
れば、Ａｌ2 Ｏ3 とＭｇＯを含有するほうけい酸亜鉛系
ガラスを用いるのは、この系のガラスを用いることによ
りスピネル型結晶相が析出し、この結晶相がガラスのネ
ットワ−クを補強する形態で存在し、高強度の焼結体を
得ることができるからである。また、このような系のガ
ラスを３０〜７０重量％添加したのは、ガラス量が３０
重量％より少ない場合には、焼結体の緻密化温度が１０
００℃より高くなり銅導体を用いることが出来ず、ガラ
ス量が７０重量％より多いと磁器の抗折強度が低下する
ためである。
【００２１】このＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｇＯ−Ｚｎ
Ｏ−Ｂ2 Ｏ3 系ガラスの添加量は４０〜６０重量％であ
ることが望ましく、さらには４０〜５５重量％であるこ
とが望ましい。ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｇＯ−ＺｎＯ
−Ｂ2 Ｏ3 系ガラスのより具体的な組成としてはＳｉＯ
2 ：４０〜４５重量％、Ａｌ2 Ｏ3 ：２５〜３０重量
％、ＭｇＯ：８〜１２重量％、ＺｎＯ：６〜９重量％、
Ｂ2 Ｏ3 ：８〜１１重量％が望ましい。
Ｏ−Ｂ2 Ｏ3 系ガラスの添加量は４０〜６０重量％であ
ることが望ましく、さらには４０〜５５重量％であるこ
とが望ましい。ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｇＯ−ＺｎＯ
−Ｂ2 Ｏ3 系ガラスのより具体的な組成としてはＳｉＯ
2 ：４０〜４５重量％、Ａｌ2 Ｏ3 ：２５〜３０重量
％、ＭｇＯ：８〜１２重量％、ＺｎＯ：６〜９重量％、
Ｂ2 Ｏ3 ：８〜１１重量％が望ましい。
【００２２】上記のような割合で添加混合した混合粉末
に適宜バインダ−を添加した後、所定形状に成形し、Ｎ
2 、Ａｒ等の非酸化性雰囲気中において８００℃〜１０
００℃で０．１〜５時間焼成することにより得られるも
のである。この時の焼成温度が８００℃より低いと、磁
器が十分に緻密化せず、１０００℃を越えると銅導体を
用いることが出来なくなり、さらに、高誘電率化に寄与
するアノーサイト型結晶が分解し、低誘電率のガーナイ
トやコージェライトが生成され、特性が劣化するためで
ある。
に適宜バインダ−を添加した後、所定形状に成形し、Ｎ
2 、Ａｒ等の非酸化性雰囲気中において８００℃〜１０
００℃で０．１〜５時間焼成することにより得られるも
のである。この時の焼成温度が８００℃より低いと、磁
器が十分に緻密化せず、１０００℃を越えると銅導体を
用いることが出来なくなり、さらに、高誘電率化に寄与
するアノーサイト型結晶が分解し、低誘電率のガーナイ
トやコージェライトが生成され、特性が劣化するためで
ある。
【００２３】また、かかるガラスセラミッスを用いて配
線基板を作製する場合には、例えば、上記のようにして
調合した混合粉末を公知のテープ成形法、例えばドクタ
ーブレード法、圧延法等に従い、絶縁層形成用のグリー
ンシートを作製した後、そのシートの表面に配線層用の
メタライズとして、Ａｇ、ＡｕやＣｕの粉末、特にＣｕ
粉末を含む金属ペーストを用いて、シート表面に配線パ
ターンにスクリーン印刷し、場合によってはシートにス
ルーホールを形成してホール内に上記ペーストを充填す
る。その後、複数のシートを積層圧着した後、上述した
条件で焼成することにより、配線層と絶縁層とを同時に
焼成することができる。
線基板を作製する場合には、例えば、上記のようにして
調合した混合粉末を公知のテープ成形法、例えばドクタ
ーブレード法、圧延法等に従い、絶縁層形成用のグリー
ンシートを作製した後、そのシートの表面に配線層用の
メタライズとして、Ａｇ、ＡｕやＣｕの粉末、特にＣｕ
粉末を含む金属ペーストを用いて、シート表面に配線パ
ターンにスクリーン印刷し、場合によってはシートにス
ルーホールを形成してホール内に上記ペーストを充填す
る。その後、複数のシートを積層圧着した後、上述した
条件で焼成することにより、配線層と絶縁層とを同時に
焼成することができる。
【００２４】
【作用】本発明のガラス−セラミック焼結体によれば、
フィラー成分としてＺｒ酸化物およびＣａ酸化物を含む
ことにより、高誘電率のＺｒＯ2 結晶相を析出させ、ま
た高誘電率のＣａＴｉＯ3 やＳｒＴｉＯ3 などのペロブ
スカイト型結晶相を焼結体中に分散させることにより高
い誘電率を得ることができる、さらに、このペロブスカ
イト型結晶相は、ＴＣＣを低下させる効果がある。
フィラー成分としてＺｒ酸化物およびＣａ酸化物を含む
ことにより、高誘電率のＺｒＯ2 結晶相を析出させ、ま
た高誘電率のＣａＴｉＯ3 やＳｒＴｉＯ3 などのペロブ
スカイト型結晶相を焼結体中に分散させることにより高
い誘電率を得ることができる、さらに、このペロブスカ
イト型結晶相は、ＴＣＣを低下させる効果がある。
【００２５】また、ガラス成分の一部とＣａ、Ｓｒとの
反応によりアノーサイト型結晶相および／またはスラウ
ソナイト型結晶相を析出させ、低誘電率のガラス量を減
少させることで、焼結体全体の誘電率を高めることがで
きる。
反応によりアノーサイト型結晶相および／またはスラウ
ソナイト型結晶相を析出させ、低誘電率のガラス量を減
少させることで、焼結体全体の誘電率を高めることがで
きる。
【００２６】また、ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｇＯ−Ｚ
ｎＯ−Ｂ2 Ｏ3 系ガラスからスピネル型結晶相を析出さ
せることにより、焼結体の抗折強度を高めることができ
る。
ｎＯ−Ｂ2 Ｏ3 系ガラスからスピネル型結晶相を析出さ
せることにより、焼結体の抗折強度を高めることができ
る。
【００２７】また、このガラス−セラミック焼結体は、
８００〜１０００℃の温度でＡｕ、ＡｇあるいはＣｕの
内部配線層と同時に焼成することができるため、これら
の配線導体を具備する多層配線基板や半導体素子収納用
パッケージの微細配線化を容易に達成できる。
８００〜１０００℃の温度でＡｕ、ＡｇあるいはＣｕの
内部配線層と同時に焼成することができるため、これら
の配線導体を具備する多層配線基板や半導体素子収納用
パッケージの微細配線化を容易に達成できる。
【００２８】
【実施例】ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｇＯ−ＺｎＯ−Ｂ
2 Ｏ3 系の結晶性ガラスＡ（ＳｉＯ2 ：４４重量％、Ａ
ｌ2 Ｏ3 ：２９重量％、ＭｇＯ：１１重量％、ＺｎＯ：
７重量％、Ｂ2 Ｏ3 ：９重量％）と、結晶性ガラスＢ
（ＳｉＯ2 ：５０重量％、Ａｌ2 Ｏ3 ：２０重量％、Ｍ
ｇＯ：７重量％、ＺｎＯ：３重量％、Ｂ2 Ｏ3 ：２０重
量％）と、平均粒径が１μｍ以下のＺｒＯ2 およびＣａ
ＣＯ3 、平均粒径が１μｍ以下のＳｒＴｉＯ3 を表１の
組成に従い混合した。なお、表１中、試料Ｎo.１〜１７
については平均粒径０．７μｍのＣａＺｒＯ3 粉末を添
加した。
2 Ｏ3 系の結晶性ガラスＡ（ＳｉＯ2 ：４４重量％、Ａ
ｌ2 Ｏ3 ：２９重量％、ＭｇＯ：１１重量％、ＺｎＯ：
７重量％、Ｂ2 Ｏ3 ：９重量％）と、結晶性ガラスＢ
（ＳｉＯ2 ：５０重量％、Ａｌ2 Ｏ3 ：２０重量％、Ｍ
ｇＯ：７重量％、ＺｎＯ：３重量％、Ｂ2 Ｏ3 ：２０重
量％）と、平均粒径が１μｍ以下のＺｒＯ2 およびＣａ
ＣＯ3 、平均粒径が１μｍ以下のＳｒＴｉＯ3 を表１の
組成に従い混合した。なお、表１中、試料Ｎo.１〜１７
については平均粒径０．７μｍのＣａＺｒＯ3 粉末を添
加した。
【００２９】そして、この混合物に有機バインダー、可
塑剤、トルエンを添加し、ドクターブレード法により厚
さ３００μｍのグリーンシートを作製した。そして、こ
のグリーンシートを５枚積層し、５０℃の温度で１００
ｋｇ／ｃｍ2 の圧力を加えて熱圧着した。得られた積層
体を水蒸気含有／窒素雰囲気中で、７００℃で脱バイン
ダーした後、乾燥窒素中で表１の条件において焼成して
ガラスセラミック焼結体を得た。
塑剤、トルエンを添加し、ドクターブレード法により厚
さ３００μｍのグリーンシートを作製した。そして、こ
のグリーンシートを５枚積層し、５０℃の温度で１００
ｋｇ／ｃｍ2 の圧力を加えて熱圧着した。得られた積層
体を水蒸気含有／窒素雰囲気中で、７００℃で脱バイン
ダーした後、乾燥窒素中で表１の条件において焼成して
ガラスセラミック焼結体を得た。
【００３０】得られた焼結体について誘電率、抗折強度
を以下の方法で評価した。誘電率は、試料形状 直径５
０ｍｍ、厚み１ｍｍの試料を切り出し、ネットワークア
ナライザー、シンセサイズドスイーパーを用いて空洞共
振器法により測定した。測定では、サファイヤを充填し
た円筒空洞共振器の間に試料の誘電体基板を挟んで測定
した。共振器のＴＥ011 モードの共振特性より、誘電率
を算出した。抗折強度は、試料形状 長さ７０ｍｍ，厚
さ３ｍｍ，幅４ｍｍとし、ＪＩＳ−Ｃ−２１４１の規定
に準じて３点曲げ試験を行った。測定の結果は表１に示
した。
を以下の方法で評価した。誘電率は、試料形状 直径５
０ｍｍ、厚み１ｍｍの試料を切り出し、ネットワークア
ナライザー、シンセサイズドスイーパーを用いて空洞共
振器法により測定した。測定では、サファイヤを充填し
た円筒空洞共振器の間に試料の誘電体基板を挟んで測定
した。共振器のＴＥ011 モードの共振特性より、誘電率
を算出した。抗折強度は、試料形状 長さ７０ｍｍ，厚
さ３ｍｍ，幅４ｍｍとし、ＪＩＳ−Ｃ−２１４１の規定
に準じて３点曲げ試験を行った。測定の結果は表１に示
した。
【００３１】また、比較例として、フィラー成分とし
て、ＺｒＯ2 やＣａＯに代わり、Ａｌ2 Ｏ3 、フォルス
テライトを用いて同様に焼結体を作製し評価した（試料
Ｎo.１９、２０）。
て、ＺｒＯ2 やＣａＯに代わり、Ａｌ2 Ｏ3 、フォルス
テライトを用いて同様に焼結体を作製し評価した（試料
Ｎo.１９、２０）。
【００３２】また、上記結晶化ガラスに代わり、ＳｉＯ
2 ：５５．２重量％、Ａｌ2 Ｏ3 ：１２重量％、Ｂ2 Ｏ
3 ：４．４重量％、ＺｒＯ2 ：２０重量％、ＺｎＯ：
６．７重量％、Ｎａ2 Ｏ１．６重量％、ＺｒＯ2 ０．１
重量％の組成のガラスＣ、ＳｉＯ2 ：６０．７重量％、
Ａｌ2 Ｏ3 ：９．３重量％、Ｂ2 Ｏ3 ：５重量％、Ｂａ
Ｏ：１５．４重量％、ＺｎＯ８．６重量％、Ｋ2 Ｏ１重
量％の組成からなるガラスＤを用いて、フィラーとして
平均粒径が０．７μｍのＣａＺｒＯ3 を用いて同様に評
価した（試料Ｎo.２７，２８）。
2 ：５５．２重量％、Ａｌ2 Ｏ3 ：１２重量％、Ｂ2 Ｏ
3 ：４．４重量％、ＺｒＯ2 ：２０重量％、ＺｎＯ：
６．７重量％、Ｎａ2 Ｏ１．６重量％、ＺｒＯ2 ０．１
重量％の組成のガラスＣ、ＳｉＯ2 ：６０．７重量％、
Ａｌ2 Ｏ3 ：９．３重量％、Ｂ2 Ｏ3 ：５重量％、Ｂａ
Ｏ：１５．４重量％、ＺｎＯ８．６重量％、Ｋ2 Ｏ１重
量％の組成からなるガラスＤを用いて、フィラーとして
平均粒径が０．７μｍのＣａＺｒＯ3 を用いて同様に評
価した（試料Ｎo.２７，２８）。
【００３３】なお、表１中，試料Ｎo.７の焼結体のＸ線
回折測定チャート図を図２に示した。
回折測定チャート図を図２に示した。
【００３４】
【表１】
【００３５】表１の結果から明らかなように、ガラス相
以外の結晶相としてＺｒＯ2 、ペロブスカイト型結晶
相、スピネル型結晶相、アノーサイト型結晶相および／
またはスロワソナイト型結晶相が析出した本発明は、い
ずれも誘電率が９．５以上、強度が２０ｋｇ／ｍｍ2 以
上の高い値を示した。
以外の結晶相としてＺｒＯ2 、ペロブスカイト型結晶
相、スピネル型結晶相、アノーサイト型結晶相および／
またはスロワソナイト型結晶相が析出した本発明は、い
ずれも誘電率が９．５以上、強度が２０ｋｇ／ｍｍ2 以
上の高い値を示した。
【００３６】これに対して、ＺｒＯ2 およびＣａＯの含
有量が６９重量％を越える試料Ｎo.１では、焼成温度を
１４００℃まで高めないと緻密化することができず、比
誘電率が低く，ＴＣＣも大きい。ＳｒＴｉＯ3 を無添加
の試料Ｎo.３１でもＴＣＣが大きく誘電率も小さい。そ
の他、各成分の配合組成が本発明の範囲を逸脱する試料
はいずれも誘電率が低く、ＴＣＣも大きいものであっ
た。
有量が６９重量％を越える試料Ｎo.１では、焼成温度を
１４００℃まで高めないと緻密化することができず、比
誘電率が低く，ＴＣＣも大きい。ＳｒＴｉＯ3 を無添加
の試料Ｎo.３１でもＴＣＣが大きく誘電率も小さい。そ
の他、各成分の配合組成が本発明の範囲を逸脱する試料
はいずれも誘電率が低く、ＴＣＣも大きいものであっ
た。
【００３７】また、比較例として、フィラーとしてＡｌ
2 Ｏ3 を用いた試料Ｎo.２５やフォルステライトを用い
た試料Ｎo.２６では、それぞれ誘電率が６．０、５．０
であった。また、ガラスＣおよびＤを用いた試料Ｎo.２
７、２８は、スピネル結晶相が析出せず、いずれも高誘
電率、高強度の焼結体は得ることができなかった。
2 Ｏ3 を用いた試料Ｎo.２５やフォルステライトを用い
た試料Ｎo.２６では、それぞれ誘電率が６．０、５．０
であった。また、ガラスＣおよびＤを用いた試料Ｎo.２
７、２８は、スピネル結晶相が析出せず、いずれも高誘
電率、高強度の焼結体は得ることができなかった。
【００３８】
【発明の効果】以上詳述した通り、本発明のガラス−セ
ラミック焼結体は、高い誘電率と強度を有するために、
マイクロ波用回路素子等において小型化が可能となり、
さらに、基板材料の高強度化により入出力端子部に施す
リードの接合や実装における基板の信頼性を向上でき
る。しかも、８００〜１０００℃で焼成されるため、Ａ
ｕ、Ａｇ、Ｃｕ等による配線を同時焼成により形成する
ことができる。
ラミック焼結体は、高い誘電率と強度を有するために、
マイクロ波用回路素子等において小型化が可能となり、
さらに、基板材料の高強度化により入出力端子部に施す
リードの接合や実装における基板の信頼性を向上でき
る。しかも、８００〜１０００℃で焼成されるため、Ａ
ｕ、Ａｇ、Ｃｕ等による配線を同時焼成により形成する
ことができる。
【図１】本発明のガラス−セラミック焼結体の組織の概
略図である。
略図である。
【図２】本発明の焼結体のＸ線回折測定チャート図であ
る。
る。
１ ＺｒＯ2 結晶相 ２ スピネル型結晶相 ３ （Ｃａ，Ｓｒ）−Ａｌ−Ｓｉ−Ｏ系複合酸化物結晶
相 ４ ペロブスカイト型結晶相 ５ ガラス相
相 ４ ペロブスカイト型結晶相 ５ ガラス相
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C04B 35/16 C04B 35/48 ＣＡ（ＳＴＮ) ＲＥＧＩＳＴＲＹ（ＳＴＮ)
Claims (2)
- 【請求項１】Ｚｒ、Ｃａを酸化物換算による合量で全量
中１５〜６９重量％と、Ｓｒ、Ｔｉを酸化物換算による
合量で全量中１〜４１重量％、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎ
およびＢを酸化物換算による合量で３０〜７０重量％の
割合で含むガラス−セラミック焼結体であって、該焼結
体が、ガラス相と、ＺｒＯ2 結晶相と、ペロブスカイト
型結晶相と、スピネル型結晶相と、Ｃａ、Ｓｒの少なく
とも１種とＡｌおよびＳｉからなる複合酸化物結晶相と
を含むことを特徴とするガラス−セラミック焼結体。 - 【請求項２】少なくともＳｉＯ2 、Ａｌ2 Ｏ3 、Ｍｇ
Ｏ、ＺｎＯおよびＢ2 Ｏ3 を含むガラスを３０〜７０重
量％と、Ｃａ酸化物およびＺｒ酸化物あるいはそれらの
化合物を酸化物換算による合量で１５〜６９重量％、Ｓ
ｒ酸化物およびＴｉ酸化物あるいはそれらの化合物を全
量中１〜４１重量％となる割合で混合した混合粉末を成
形後、８００℃〜１０００℃で焼成することを特徴とす
るガラス−セラミック焼結体の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07165877A JP3101971B2 (ja) | 1995-06-30 | 1995-06-30 | ガラス−セラミック焼結体およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07165877A JP3101971B2 (ja) | 1995-06-30 | 1995-06-30 | ガラス−セラミック焼結体およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0920553A JPH0920553A (ja) | 1997-01-21 |
| JP3101971B2 true JP3101971B2 (ja) | 2000-10-23 |
Family
ID=15820683
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07165877A Expired - Fee Related JP3101971B2 (ja) | 1995-06-30 | 1995-06-30 | ガラス−セラミック焼結体およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3101971B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6818574B2 (en) | 1999-12-16 | 2004-11-16 | Tokuyama Corporation | Jointed body of glass-ceramic and aluminum nitride sintered compact and method for producing the same |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102365249B (zh) | 2009-03-26 | 2014-06-04 | 日立金属株式会社 | 介电陶瓷组合物、多层介电基板、电子部件和介电陶瓷组合物的制备方法 |
-
1995
- 1995-06-30 JP JP07165877A patent/JP3101971B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6818574B2 (en) | 1999-12-16 | 2004-11-16 | Tokuyama Corporation | Jointed body of glass-ceramic and aluminum nitride sintered compact and method for producing the same |
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|---|---|
| JPH0920553A (ja) | 1997-01-21 |
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