JP5057620B2 - Low-temperature fired ceramic sintered body and wiring board - Google Patents

Low-temperature fired ceramic sintered body and wiring board Download PDF

Info

Publication number
JP5057620B2
JP5057620B2 JP2001257775A JP2001257775A JP5057620B2 JP 5057620 B2 JP5057620 B2 JP 5057620B2 JP 2001257775 A JP2001257775 A JP 2001257775A JP 2001257775 A JP2001257775 A JP 2001257775A JP 5057620 B2 JP5057620 B2 JP 5057620B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
sintered body
low
ceramic sintered
temperature fired
fired ceramic
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 - Fee Related
Application number
JP2001257775A
Other languages
Japanese (ja)
Other versions
JP2003040668A (en
Inventor
信也 川井
正也 國分
吉健 寺師
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.)
Kyocera Corp
Original Assignee
Kyocera Corp
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 Kyocera Corp filed Critical Kyocera Corp
Priority to JP2001257775A priority Critical patent/JP5057620B2/en
Publication of JP2003040668A publication Critical patent/JP2003040668A/en
Application granted granted Critical
Publication of JP5057620B2 publication Critical patent/JP5057620B2/en
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Images

Landscapes

  • Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
  • Production Of Multi-Layered Print Wiring Board (AREA)
  • Inorganic Insulating Materials (AREA)
  • Ceramic Products (AREA)

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、半導体素子収納用パッケージ、多層配線基板等に使用される絶縁基板に最適な低温焼成セラミック焼結体およびその製造方法、ならびに配線基板に関する。
【０００２】
【従来技術】
近年における情報通信技術の急速な発展は、半導体素子等の高速化、大型化をもたらし、これに伴って、このような素子を備えた配線基板では、信号の伝送損失を低減するために、配線層の低抵抗化が求められている。そこで、１０００℃以下での焼成によって緻密化でき、銀、銅または金等の低抵抗金属を主成分とする配線層との同時焼成が可能な低温焼成セラミックスを絶縁基板とする配線基板が提案されている。
【０００３】
例えば、特開平２−１４１４５８号公報には、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＣａＯ、ＭｇＯおよびＢ2Ｏ3を含有するガラス粉末に対して、Ａｌ2Ｏ3粉末とセルシアン（ＢａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8）粉末を添加したガラスセラミックスが開示されており、このようなガラスセラミックスを絶縁基板材料として使用すれば、銅を配線層として非酸化性雰囲気中で焼成する場合でも、脱バインダ性を損なうことなく炭素残量の少ない配線基板が得られることが記載されている。
【０００４】
また、特開平６−３０５７７０号公報には、ＳｉＯ2、Ｂ2Ｏ3、ＣａＯ、ＢａＯ、Ａｌ2Ｏ3、アルカリ金属（Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ）酸化物、ＭｇＯ、ＺｎＯ、ＴｉＯ2およびＺｒＯ2を含有するガラス粉末に対して、Ａｌ2Ｏ3粉末とセルシアン粉末およびアノーサイト粉末を添加したガラスセラミックスが開示されており、このようなガラスセラミックスは、非酸化性雰囲気中でも焼成でき、このガラスセラミックスを用いることにより、絶縁基板の低誘電率化が可能となり、且つその強度を２７００ｋｇ／ｃｍ2まで高めることができることが記載されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上述したような従来のガラスセラミックから得られる焼結体は、アルミナ質焼結体等の従来の絶縁基板材料に比べて、機械的強度の点で未だ不満足であり、例えば２７００ｋｇ／ｃｍ2よりも高い強度の絶縁基板を得ることができない。また、熱伝導率が低いという欠点も有している。即ち、半導体素子の大型化や高速化は、半導体素子から発生する発熱量の増大をもたらし、この結果、熱伝導率の低いガラスセラミック焼結体を絶縁基板とする配線基板では、熱抵抗が増大したり、機械的信頼性が低下するという問題を生じる。
【０００６】
更に、従来のガラスセラミック焼結体はヤング率が低く、例えば、該焼結体を絶縁基板とする半導体素子収納用パッケージでは、金属製のヒートシンクやヒートスプレッダーなどの放熱板、蓋体を用いての気密封止のために必要なリッド、シールリング等の封止用金具、あるいは、ポッティング剤やアンダーフィル剤などの封止樹脂等を、絶縁基板表面に接着すると、絶縁基板自体が変形してしまい、半導体素子（チップ）の実装（一次実装）部分に歪が発生したり、最悪の場合には、実装部の破壊やチップの破壊を引き起こす恐れがあった。また、このような絶縁基板を備えた配線基板をプリント基板等に実装（二次実装）した場合、絶縁基板とプリント基板との熱膨張差に起因し、かつ絶縁基板のヤング率が低いことによって、絶縁基板に大きな反りが発生し、端子部にクラックや剥離が生じて電気的な接続信頼性が低下するという問題があった。
【０００７】
従って、本発明は、銀、銅、金等の低抵抗金属との同時焼成が可能であり、高い強度及び高いヤング率を有する低温焼成セラミック焼結体およびその製造方法、並びにかかる焼結体を用いた配線基板を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の低温焼成セラミック焼結体は、結晶相として、（ａ）ガーナイト結晶相および／またはスピネル結晶相、（ｂ）アスペクト比が３以上の針状晶を含むセルシアン結晶相、（ｃ）ＡｌＮ、Ｓｉ３Ｎ４、ＳｉＣ、Ａｌ２Ｏ３、ＺｒＯ２、３Ａｌ２Ｏ３・２ＳｉＯ２及びＭｇ２ＳｉＯ４の群から選ばれる少なくとも１種の結晶相、及び（ｄ）ＹＡｌＯ ３ 、Ｙ ４ Ａｌ ２ Ｏ ９ 、ＢａＹ ２ Ｏ ４ 、Ｂａ ４ Ｙ ２ Ｏ ７ ，Ｙ ４ Ｚｒ ３ Ｏ １２ 、Ｙ ６ ＺｒＯ １１ の群から選ばれる少なくとも１種であるＹ（イットリウム）含有結晶相を含有しており、且つ開気孔率が０．３％以下であることを特徴とするものであり、かかる結晶相を存在せしめることによって、銀、銅、金等の低抵抗金属との同時焼成が可能であり、高い強度、ヤング率、靱性を有する焼結体となる。
【０００９】
かかる焼結体は、ガラス粉末とセラミック粉末との混合粉末から成る成形体を焼成することにより結晶相の制御を容易に行うことができ、特に前記結晶相（ａ）および（ｂ）が、前記ガラス粉末から析出したものであることが望ましい。
【００１０】
また、この焼結体は、ＰｂＯ含有量およびＡ2Ｏ（Ａ：アルカリ金属）含有量は、耐環境性、耐薬品性、吸湿性等の点で、それぞれ１重量％以下に抑制されていることが望ましい。
【００１１】
さらに、この焼結体は、上記の構成に伴い、２Ｗ／ｍＫ以上の熱伝導率、２８０ＭＰａ以上の抗折強度、１００ＧＰａ以上のヤング率、１．５ＭＰａ・ｍ1/2以上の破壊靭性を有することができる。
【００１２】
また、前記（ｂ）セルシアン結晶相は、六方晶を含み且つＸ線回折測定において、Ｉｈｅｘ／Ｉｍｏｎ（式中、Ｉｈｅｘは、六方晶のメインピーク強度を示し、Ｉｍｏｎは、単斜晶のメインピーク強度を示す。）で表されるメインピーク強度比が３以上であるＸ線回折パターンを示すことによって、針状晶である六方晶を多く析出させて、強度、靱性を向上させることができる。
【００１３】
さらに、この焼結体中には、（ｄ）Ｙ（イットリウム）含有結晶相を含むことによって、さらに強度、ヤング率を向上させることができる。（ｄ）Ｙ（イットリウム）含有結晶相としては、ＹＡｌＯ3、Ｙ4Ａｌ2Ｏ9、ＢａＹ2Ｏ4、Ｂａ4Ｙ2Ｏ7、Ｙ4Ｚｒ3Ｏ12、Ｙ6ＺｒＯ11の群から選ばれる少なくとも１種が好適であり、このＹ（イットリウム）含有結晶相が、ガラスから析出したものであることが望ましい。
【００１４】
さらに、この焼結体中の非晶質相が５０重量％以下、特に非晶質相を実質上含有していないことが望ましい。なお、非晶質相を含む場合、非晶質相中にはＹ（イットリウム）を含有することによって非晶質相のヤング率を向上させ焼結体の強度、ヤング率を向上させることができる。
【００２０】
また、本発明の配線基板は、上記の低温焼成セラミック焼結体を絶縁基板とし、その表面および／または内部にＣｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ａｌの群から選ばれる少なくとも１種を含有する導体層を形成してなることを特徴とするものであり、前記導体層は、前記混合粉末から成る成形体との同時焼成によって形成することができる。また、この配線基板には薄膜形成法によって前記セラミック焼結体表面に導体層を形成することもできる。
【００２１】
【発明の実施の形態】
本発明の低温焼成セラミック焼結体は、図１に示すように、少なくとも３種の結晶相（ａ）、（ｂ）及び（ｃ）を有するものであり、これら結晶相の粒界に、通常、ガラス粉末に由来する非晶質相（残留ガラス相）Ｇを有する。
結晶相（ａ）：
結晶相（ａ）は、ガーナイト結晶相および／またはスピネル結晶相であり、理想的には、ＺｎＡｌ2Ｏ4、ＭｇＡｌ2Ｏ4で表される化学組成を有する。このような結晶相（ａ）は、単結晶としてのヤング率が２００ＧＰａ以上を示す。従って、このような結晶相を析出させることにより、焼結体のヤング率を高めることができる。
【００２２】
また、この結晶相（ａ）は粒状結晶であり、特にその平均粒径は１μｍ以下であることが好ましい。このような微結晶を焼結体中に分散させることにより、焼結体のヤング率を向上させるとともに、抗折強度を高めることができる。
【００２３】
本発明において、上述した結晶相（ａ）は、焼成によって原料ガラス粉末から析出することが好ましく、これにより、ガラスの結晶化度が高められ、後述する非晶質相（残留ガラス相）Ｇの含有量が少なくなり、焼結体の開気孔率を低下させ、且つ焼結体のヤング率を高めることができる。
【００２４】
また、上記結晶相（ａ）には、ＺｎＡｌ2Ｏ4とＭｇＡｌ2Ｏ4が固溶し、（Ｚｎ，Ｍｇ）Ａｌ2Ｏ4の形態のガーナイト結晶相を形成していてもよい。即ち、原料ガラス粉末中に含まれるＭｇＯ及び／又はＺｎＯを結晶相（ａ）中に固溶させることによっても、ガラスの結晶化度を高めることができ、上記と同様に、焼結体の開気孔率を低下させ、且つ焼結体のヤング率を高めることができ、また上記のスピネル結晶相は、ガーナイト結晶相と同様の特性を有しているため、このようなスピネル結晶相を析出させることによっても、ガーナイト結晶相を析出させた場合と同様の効果が発現する。
結晶相（ｂ）：
結晶相（ｂ）は、セルシアン結晶相であり、理想的にはＢａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8で表される化学組成を有する。
【００２５】
本発明においては、このセルシアン結晶相として、アスペクト比が３以上、好ましくは４以上、さらに好ましくは５以上の針状晶（図１において１３ａで示す）を含有していることが重要であり、このような針状晶１３ａを析出させることにより、焼結体の強度および熱伝導率を向上させることができ、また焼結体の誘電率を低下させることができる。尚、針状晶のアスペクト比とは、焼結体の断面ＳＥＭおよびＥＰＭＡ分析によって観察されるセルシアン（ＢａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8）結晶相のうち、アスペクト比（長径／短径比）が大きいものから１０個を選択したときの平均値を指し、特に針状晶１３ａは、長径１〜１０μｍ、短径０．１〜２μｍ程度であることが望ましく、特に、クラックの進展を抑制して抗折強度を向上する点で、針状晶１３ａがランダムに分散したものであることが望ましい。また、セルシアン結晶相（ｂ）としては、針状晶１３ａ以外に、粒状晶（図１において１３ｂで示す）を含んでいてもよい。
【００２６】
また、本発明においては、セルシアン結晶相（ｂ）としては、Ｘ線回折測定において下記式：
Ｉｈｅｘ／Ｉｍｏｎ
式中、Ｉｈｅｘは、六方晶のメインピーク強度を示し、
Ｉｍｏｎは、単斜晶のメインピーク強度を示す、
で表されるメインピーク強度比が、３以上、好ましくは５以上、最も好適には７以上のＸ線回折パターンを示すことが、焼結体の破壊靭性、抗折強度、熱伝導率を向上できる点で望ましい。即ち、六方晶は、上記の針状晶１３ａを形成し、単斜晶は、上記の粒状晶１３ｂを形成する。従って、メインピーク強度比が上記範囲内であるときは、針状晶１３ａが多く析出しており、この結果、焼結体の上記特性が向上するわけである。
【００２７】
尚、六方晶とは、ＪＣＰＤＳカード２８−０１２４の結晶相を示し、単斜晶とは、同３８−１４５０の結晶相を示す。
【００２８】
また、六方晶及び単斜晶のメインピークとは、Ｘ線回折図において、これら結晶相の最も強度の高いピークを意味し、六方晶のメインピークは、ｄ値が３．９００のピークに対応し、単斜晶のメインピークは、ｄ値が３．３５５のピークに対応する。従って、上記のピーク強度比は、Ｉ（ｄ＝３．９００）／Ｉ（ｄ＝３．３５５）として算出される。
【００２９】
更に、上述したセルシアン結晶相（ｂ）も、結晶相（ａ）と同様、焼成によって原料ガラス粉末から析出することが好ましく、これにより、ガラスの結晶化度が高められ、非晶質相（残留ガラス相）Ｇの含有量を少なくし、焼結体の開気孔率を低下させ、且つ焼結体のヤング率を高めることができる。
結晶相（ｃ）：
また結晶相（ｃ）は、ガラス粉末と混合されるセラミック粉末から析出するセラミック結晶相であり、特に、ＡｌＮ、Ｓｉ3Ｎ4、ＳｉＣ、Ａｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2、
３Ａｌ2Ｏ3・２ＳｉＯ2及びＭｇ2ＳｉＯ4の群から選ばれる結晶相である。かかるセラミック結晶相（ｃ）は、焼結体のヤング率を向上させると同時に、抗折強度を向上させるための成分である。この結晶相は、通常、粒状晶として存在するが、さらには板状晶であることが好ましく、これによって、さらに焼結体の抗折強度を向上させるとともに、熱伝導率も向上する。
【００３０】
尚、かかるセラミック結晶相（ｃ）は、上記の窒化物、炭化物、酸化物或いは複合酸化物の１種或いは２種以上から形成されるものであるが、強度や焼結性等の点で、少なくともＡｌ2Ｏ3結晶相を含有していることが好ましい。
【００３１】
また、上記のセラミック結晶相（ｃ）は、焼結体中に、１０〜８０重量％、特に３０〜７５重量％、さらに４０〜７０重量％の量で含まれていることが望ましい。
結晶相（ｄ）：
本発明の低温焼成セラミック焼結体においては、上述した結晶相（ａ）〜（ｃ）に加えて、結晶相（ｄ）（図１においては省略されている）として、Ｙ（イットリウム）含有結晶相を含有していることが、焼結体の強度を高める上で好適である。
【００３２】
このようなＹ含有結晶としては、これに限定されるものではないが、ＹＡｌＯ3、Ｙ4Ａｌ2Ｏ9、ＢａＹ2Ｏ4、Ｂａ4Ｙ2Ｏ7，Ｙ4Ｚｒ3Ｏ12、Ｙ6ＺｒＯ11等を例示することができ、これらは、１種単独で析出していてもよいし、また２種以上が析出していてもよい。更に、前述した結晶相（ａ）及び（ｂ）と同様、このようなＹ含有結晶相も焼成によって原料ガラス粉末から析出することが望ましい。
その他の結晶相：
また、本発明の低温焼成セラミック焼結体の優れた特性が損なわれない限り、上述した各種の結晶相以外の他の結晶相、例えば、ＳｉＯ2、ＣａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8、ＳｒＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8、Ｃａ2ＭｇＳｉ2Ｏ7、Ｓｒ2ＭｇＳｉ2Ｏ7、Ｂａ2ＭｇＳｉ2Ｏ7、ＺｎＯ、ＭｇＳｉＯ3、Ｚｎ2ＳｉＯ4、ＺｒＳｉＯ4、ＣａＭｇＳｉ2Ｏ6、Ｚｎ2Ａｌ4Ｓｉ5Ｏ18、ＣａＳｉＯ3、ＳｒＳｉＯ3、ＢａＳｉＯ3等が存在していてもよい。例えば、このような他の結晶相は、総量で４０重量％以下、好ましくは３０重量％以下、最も好ましくは２０重量％以下の範囲で焼結体中に含有していてもよい。
非晶質相：
また、本発明の焼結体は、ガラス粉末とセラミック粉末との混合粉末からなる成形体を焼成することにより得られるものである場合、通常、図１に示すように、非晶質相（残存ガラス相）Ｇを含有している。焼結体のヤング率を向上させるために、非晶質相Ｇは少ない方が望ましく、例えば、焼結体中のガラス含量は、５０重量％以下、特に３０重量％以下、さらに２０重量％以下、さらには１０重量％以下であることが好ましく、非晶質ガラス相Ｇは、実質上、焼結体中の存在しなくてもよい。なお、焼結体中の各結晶相および非晶質相の含有量は、焼結体のＸ線回折ピークからリートベルト法によって求められる。
焼結体組成：
本発明の低温焼成セラミック焼結体は、上述した結晶相（ａ）、（ｂ）及び（ｃ）を必須成分として含有し、必要により結晶相（ｄ）が析出しており、析出した結晶相の種類に応じた化学組成を有している。
【００３３】
例えば、Ｙ含有結晶相（ｄ）が析出していない焼結体の好適な化学組成は、以下の通りである。
【００３４】
ＳｉＯ2：２〜３１．５重量％、特に４．５〜２１重量％
Ａｌ2Ｏ3：１１〜８２重量％、特に３２．１〜７４．５重量％
ＺｎＯ＋ＭｇＯ：１．２〜２２．５重量％、特に３〜１４重量％
Ｂ2Ｏ3：１〜２７重量％、特に３〜１７．５重量％
ＢａＯ：２〜３６重量％、特に６．３〜３５重量％
ＣａＯおよびＳｒＯの群から選ばれる少なくとも１種：０〜１８重量％、特に０．２〜７重量％
ＺｒＯ2、ＳｎＯ2およびＴｉＯ2の群から選ばれる少なくとも１種：０〜９重量％、特に０．２〜３．５重量％
また、Ｙ含有結晶相（ｄ）が析出している焼結体の好適な化学組成は、以下の通りである。
【００３５】
ＳｉＯ2：２〜３８重量％、特に４．５〜２５．５重量％
Ａｌ2Ｏ3：６〜８６重量％、特に１７．６〜７７．５重量％
ＢａＯ：２〜３８重量％、特に６〜２９．８重量％
Ｙ2Ｏ3：０．２〜１９重量％、特に０．９〜１２．８重量％
ＺｎＯ＋ＭｇＯ：１．２〜２３．８重量％、特に２．４〜１２．８重量％
Ｂ2Ｏ3：０〜２８．５重量％、特に０〜１２．３重量％
ＣａＯおよびＳｒＯの群から選ばれる少なくとも１種：０〜１９重量％、特に０〜１２．８重量％
ＺｒＯ2、ＳｎＯ2およびＴｉＯ2の群から選ばれる少なくとも１種：０〜９．５重量％、特に０〜５．１重量％
また、焼結体中には、ガラス粉末やセラミック粉末中に含まれる不純物成分に関連して、ＰｂＯやＡ2Ｏ（Ａ：Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、Ｒｂのアルカリ金属）などの金属酸化物が含まれるが、耐環境性、耐薬品性、吸湿性等の点で、ＰｂＯ及びＡ2Ｏの含有量は、それぞれ１重量％以下、特に０．１重量％以下に抑制されていることが好ましい。このような成分の含有量の調整は、用いるガラス粉末やセラミック粉末から不純物成分を除去することにより行なうことができる。
【００３６】
上述した本発明の低温焼成セラミック焼結体は、結晶相（ａ）〜（ｃ）が析出していることに関連して、開気孔率が０．３％以下、特に０．２５％以下、更には０．２％以下と低く、極めて緻密であり、また熱伝導率が２Ｗ／ｍＫ以上、特に２．５Ｗ／ｍＫ以上、更には３Ｗ／ｍＫ以上と極めて高く、抗折強度は、２８０ＭＰａ以上、特に３００ＭＰａ以上、更には３２０ＭＰａ以上であり、破壊靭性は、１．５ＭＰａ・ｍ1/2以上、特に１．８ＭＰａ・ｍ1/2以上、更には２．０ＭＰａ・ｍ1/2以上であり、ヤング率は、１００ＧＰａ以上、特に１２０ＧＰａ以上、さらには１４０ＧＰａ以上である。
低温焼成セラミック焼結体の製造方法
上述した本発明の低温焼成セラミック焼結体は、ガラス粉末とセラミック粉末とを混合して混合粉末を調製し、この混合粉末を適当なバインダを用いて所定形状に成形し、脱バインダの後に焼成することにより製造される。
ガラス粉末：
ガラス粉末としては、目的とする低温焼成セラミック焼結体の結晶構造に応じて、Ｙ（イットリウム）成分を含有しないもの、或いはＹ成分を含有するものが使用される。
【００３７】
Ｙ（イットリウム）成分を含有しないガラス粉末は、前述したＹ含有結晶相（ｄ）が析出していない低温焼成セラミック焼結体を製造するために使用されるものであり、その好適な組成は、以下の通りである。
【００３８】
ＳｉＯ2；１０〜３５重量％、特に１５〜３０重量％
Ａｌ2Ｏ3；１〜２０重量％、特に３〜１５重量％
ＭｇＯ及び／又はＺｎＯ；６〜２５重量％、特に１０〜２０重量％
Ｂ2Ｏ3；５〜３０重量％、特に１０〜２５重量％
ＢａＯ；１０〜４０重量％、特に１０〜２５重量％
ＣａＯおよびＳｒＯの群から選ばれる少なくとも１種：０〜２０重量％、特に１〜１０重量％
ＺｒＯ2、ＳｎＯ2およびＴｉＯ2の群から選ばれる少なくとも１種：０〜１０重量％、特に１〜５重量％
即ち、Ｙ（イットリウム）成分を含有しないガラス粉末において、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯおよび／またはＺｎＯ、ＢａＯ、Ｂ2Ｏ3の含有量が上記範囲を逸脱すると、焼結体の開気孔率が０．３％を越え、または上述した特定の結晶相を析出させることが困難となり、焼結体のヤング率が低下すると同時に、強度や熱伝導率も低下する傾向がある。上記各成分のうち、ＳｉＯ2およびＡｌ2Ｏ3の含有量が上記範囲よりも少ないと、ガラスの軟化点が低下して焼成時の脱バインダ性が悪くなり、逆に上記範囲よりも多いと、後述する１０００℃以下の焼成にて焼結体の開気孔率が大きくなる傾向にある。また、ＭｇＯおよび／またはＺｎＯ、ＢａＯおよびＢ2Ｏ3の含有量が上記範囲よりも少ないと、１０００℃以下の焼成にて焼結体の開気孔率が大きくなり、また、後述するセラミック粉末（フィラー成分）の添加可能な量が減じて強度および熱伝導率が低下する。逆に多いと、ガラスの軟化点が低下して焼成時の脱バインダ性が悪くなるとともに、開気孔率が大きくなる傾向にある。
【００３９】
また、ガラス原料中に任意成分として含まれるＣａＯやＳｒＯは、ガラスの軟化挙動を制御する作用を有しており、しかも、ＣａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8結晶相、ＳｒＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8結晶相（特に針状晶）、Ｃａ2ＭｇＳｉ2Ｏ7結晶相、Ｓｒ2ＭｇＳｉ2Ｏ7結晶相等の他の結晶相を、特に針状晶として、ガラス中から析出させる作用をも有している。したがって、このような成分を含有するガラス粉末を用いることは、焼結体の抗折強度や誘電率を制御する上で有利である。さらに、ＺｒＯ2、ＳｎＯ2およびＴｉＯ2の群から選ばれる少なくとも１種は、上述した特定の結晶相（ａ）や（ｂ）の析出を促進する効果がある。
【００４０】
また、Ｙ（イットリウム）成分を含有するガラス粉末は、前述したＹ含有結晶相（ｄ）が析出している低温焼成セラミック焼結体を製造するために使用されるものであり、その好適な組成は、以下の通りである。
【００４１】
ＳｉＯ2；１０〜４０重量％、特に１５〜３０重量％
Ａｌ2Ｏ3；１〜３０重量％、特に３〜２５重量％
ＭｇＯ及び／又はＺｎＯ；６〜２５重量％、特に９〜２０重量％
ＢａＯ；１０〜４０重量％、特に１５〜３７重量％
Ｙ2Ｏ3；１〜２０重量％、特に３〜１５重量％
ＣａＯおよびＳｒＯの群から選ばれる少なくとも１種：０〜２０重量％、特に０〜１５重量％
ＺｒＯ2、ＳｎＯ2およびＴｉＯ2の群から選ばれる少なくとも１種：０〜１０重量％、特に０〜５重量％
即ち、Ｙ（イットリウム）成分含有ガラス粉末において、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＺｎＯ、ＢａＯの含有量が上記範囲を逸脱すると、焼結体の開気孔率が０．３％を越え、または上述した特定の結晶相（ａ）及び（ｂ）を析出させることが困難となり、焼結体のヤング率が低下し、強度や熱伝導率も低下する傾向がある。また、Ｙ成分を含有していないガラス粉末と同様、ＳｉＯ2およびＡｌ2Ｏ3の含有量が上記範囲よりも少ないと、ガラスの軟化点低下により焼成時の脱バインダ性が悪くなり、上記範囲よりも多いと、１０００℃以下の焼成にて焼結体の開気孔率が大きくなるおそれがある。また、ＭｇＯおよび／またはＺｎＯ、ＢａＯの含有量が上記範囲よりも少ないと、１０００℃以下の焼成にて焼結体の開気孔率が大きくなり、さらにセラミック粉末（フィラー成分）の添加可能な量が減じ、強度および熱伝導率が低下する。逆に多いと、ガラスの軟化点が低下して焼成時の脱バインダ性が悪くなるとともに、開気孔率が大きくなるおそれがある。
【００４２】
さらに、このガラス粉末中に含まれるＹ2Ｏ3は、前述したＹ含有結晶相（ｄ）をガラス中から析出させ、焼結体の抗折強度を高める効果を有している。また、このＹ2Ｏ3は、ガラスの軟化点を上昇させる働きとガラス粉末に由来する非晶質相（残留ガラス相）Ｇのヤング率を向上させる働きを有している。例えば、本発明の低温焼成セラミック焼結体を、耐マイグレーション性に優れた銅を配線層として備えた配線基板の絶縁基板として用いる場合、非酸化性雰囲気中での脱バインダを可能とするために、ガラス粉末のガラス転移点（Ｔｇ）を５５０℃以上、特に６００〜８５０℃に高める必要がある。
【００４３】
ところが、ガラス転移点がこのような高温側にシフトされたガラス粉末を用いると、フィラー成分であるセラミック結晶相、特にＡｌ2Ｏ3結晶相の含有量が不足し、絶縁基板（低温焼成セラミック焼結体）の抗折強度が低下する傾向がある。しかるに、Ｙ2Ｏ3を含有するガラス粉末を用いることにより、残留ガラス相Ｇのヤング率が向上するため、抗折強度の低下を有効に防止することができる。
【００４４】
また、Ｙ2Ｏ3は、結晶化剤としての機能をも有しており、Ｙ2Ｏ3を含有するガラスでは、前述したガーナイトおよび／またはスピネル結晶相（ａ）やセルシアン結晶相（ｂ）のガラス中からの析出を促進させ、これら結晶相の含有量を増大させることができる。即ち、ガラス粉末中のＹ2Ｏ3含量の調整により、焼結体中に析出する結晶相（ａ）及び結晶相（ｂ）の量を調整することができる。本発明において、かかるガラス粉末中のＹ2Ｏ3含量が前述した範囲よりも少ないと、上述した高強度化効果が不十分となり、また前述した範囲よりも多いと、焼結体の開気孔率が０．３％を超えてしまう。
【００４５】
上述したＹ成分含有ガラス粉末において、他の成分、即ち、ＣａＯおよび／またはＳｒＯ、或いはＺｒＯ2、ＳｎＯ2およびＴｉＯ2の群から選ばれる少なくとも１種の成分は、Ｙ成分を含有していないガラス粉末に関して述べたのと同様の機能を有している。
【００４６】
本発明において、上述したＹ成分を含有していないガラス粉末は５００〜８５０℃のガラス転移点（Ｔｇ）を有していることが好ましく、Ｙ成分含有ガラス粉末は、５５０〜８５０℃のガラス転移点（Ｔｇ）を有していることが好ましい。このようなガラス転移点（Ｔｇ）を有するガラス粉末は、配線基板（特に銅配線層を備えたもの）中の絶縁基板の製造に有利である。即ち、銅配線層を備えた配線基板を製造するには、先にも述べた通り、熱処理を非酸化性雰囲気中で行なう必要があり、例えば脱バインダのための熱処理も非酸化性雰囲気で行なわれる。この場合、ガラス転移点が上記範囲よりも低いと、焼結体の収縮開始温度が低くなりすぎてしまい、この結果、脱バインダを有効に行なうことが困難となってしまう。一方、ガラス粉末のガラス転移点が８５０℃よりも高いと、１０００℃以下の温度での焼成によっては、緻密な焼結体を得ることが困難となり、その開気孔率は０．３％よりも高くなってしまう。
【００４７】
また、上述したガラス粉末中のＰｂＯ含有量及びＡ2Ｏ含有量（Ａ：アルカリ金属）は、既に述べた通り、耐環境性、耐薬品性、吸湿性等の点で、それぞれ１重量％以下、特に０．１重量％以下に抑制されていることが好ましい。
セラミック粉末：
本発明においては、上述したガラス粉末に混合するセラミック粉末（フィラー成分）としては、ＡｌＮ、Ｓｉ3Ｎ4、ＳｉＣ、Ａｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2、３Ａｌ2Ｏ3・２ＳｉＯ2及びＭｇ2ＳｉＯ4の群から選ばれる少なくとも１種が使用される。即ち、これらのセラミック粉末は、前述した結晶相（ｃ）を焼結体中に存在せしめるために使用される。本発明において、これらのセラミック粉末としては、前述したガラス粉末との濡れ性がよく、１０００℃以下の低温での焼結性が良好であるという点で、Ａｌ2Ｏ3粉末が好適である。特に前述したガラス粉末としてＹ成分含有ガラス粉末を用いる場合には、セラミック粉末として、Ａｌ2Ｏ3粉末を用いることが最適である。
【００４８】
また、焼結体中のボイド量を低減し、ヤング率、抗折強度、熱伝導率を高めるために、上記セラミック粉末の真密度に対する加圧嵩密度の比（加圧嵩密度／真密度）の比が、０．５以上、特に０．５２以上、最適には０．５４以上であることが望ましい。これによって、例えば焼結体の開気孔率を０．３％以下とすることができる。
【００４９】
ここで、セラミック粉末の加圧嵩密度とは、セラミック粉末２ｇを、圧力９８ＭＰａ×３０ｓｅｃの条件で直径２０ｍｍφの円柱形状に一軸成形して得られる成形体の密度を意味する。セラミック粉末の加圧嵩密度比を上記範囲内に設定するためには、粒度分布を制御したり、凝集の少ないセラミック粉末を用いたり、粒径のピーク値が２つ以上存在するように、平均粒径の異なる２種以上のセラミックの粉末を用いることにより、セラミック粉末の加圧嵩密度を高めることが効果的である。
混合粉末の調製：
本発明においては、前述したガラス粉末とセラミック粉末とを混合し、所望により適当な溶媒を加えて粉砕し、両者が均一に分散した混合粉末を調製する。
【００５０】
このような混合粉末の調製においては、ガラス粉末としてＹ成分を含有していないガラス粉末を用いる場合には、該ガラス粉末とセラミック粉末とを、２０：８０乃至９０：１０、好ましくは２５：７５乃至８０：２０、最も好適には、３０：７０乃至７０：３０の重量比で用いるのがよく、またガラス粉末としてＹ成分含有ガラス粉末を用いる場合には、該ガラス粉末とセラミック粉末（特にＡｌ2Ｏ3）とを、２０：８０乃至９０：１０、好ましくは２５：７５乃至９０：１０、最も好適には、３０：７０乃至８５：１５の重量比で用いるのがよい。即ち、セラミック粉末（或いはＡｌ2Ｏ3粉末）の添加量が上記範囲よりも少ないと、焼結体のヤング率、強度、熱伝導率が低下し、その添加量が上記範囲よりも多いと、１０００℃以下の焼成によっては焼結体の開気孔率を、例えば０．３％以下に低減することができず、緻密な焼結体を得ることが困難となる。
【００５１】
また、上記のようなガラス粉末とセラミック粉末との混合粉末についても加圧嵩密度／真密度の比が０．４５以上、特に０．５以上、最適には０．５４以上であることが望ましい。
【００５２】
さらに、本発明においては、ガラス粉末と特定のセラミック粉末との混合比が上述した量比を満足しており、且つ焼結体のヤング率、強度、熱伝導率等の特性が損なわれない限りにおいて、上記以外の他のセラミック粉末、例えばＳｉＯ2、ＣａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8、ＳｒＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8、Ｃａ2ＭｇＳｉ2Ｏ7、Ｓｒ2ＭｇＳｉ2Ｏ7、Ｂａ2ＭｇＳｉ2Ｏ7、ＺｎＯ、ＭｇＳｉＯ3、Ｚｎ2ＳｉＯ4、ＺｒＳｉＯ4、ＣａＭｇＳｉ2Ｏ6、Ｚｎ2Ａｌ4Ｓｉ5Ｏ18、ＣａＳｉＯ3、ＳｒＳｉＯ3、ＢａＳｉＯ3等を混合することもできる。これらは、前述した他の結晶相として、存在するものである。
成形：
上記のようにして調製された混合粉末に、所望により、有機バインダ、可塑剤、溶媒を添加、混合してスラリー（成形用スラリー）を調製し、それ自体公知の成形法、例えば、ドクターブレード法、カレンダーロール法、圧延法、プレス成形、押出形成、射出成形、鋳込み成形、テープ成形等によって所定形状の成形体を作成する。
焼成：
上記で得られた成形体を、４５０〜７５０℃で脱バインダ処理した後、酸化性雰囲気あるいは非酸化雰囲気中、１０００℃以下、好ましくは７００〜１０００℃、さらに好ましくは８００〜９５０℃の温度で焼成することにより、本発明の低温焼成セラミック焼結体が得られる。
【００５３】
なお、焼結体中に上述した特定の結晶相（ａ）、（ｂ）を析出させるため、また、焼結体の開気孔率を低減するためには、脱バインダ処理後の昇温速度を２０℃／時間以上とすることが望ましく、また、焼成温度での保持時間を０．２〜１０時間、特に０．５〜２時間とすることが望ましい。
配線基板：
上述した低温焼成セラミック焼結体は、各種配線基板中の絶縁基板として極めて有用である。図２には、このような配線基板として代表的な半導体素子収納用パッケージを例にとって、その概略断面図を示した。
【００５４】
図２において、このパッケージＡは、複数の絶縁層１ａ〜１ｄからなる絶縁基板１を備えており、この絶縁基板１の表面及び内部には、銀、銅、金等の低抵抗金属から成る配線層２、２が形成されている。また、上記の配線層２、２を電気的に接続するためのビアホール導体３が、絶縁層１ａ〜１ｄを貫通するように形成されている。このビアホール導体３は、銀、銅、金等の低抵抗金属を含有している。さらに、パッケージＡの下面には複数の接続用電極４が配列されており、この接続用電極４は、プリント基板等の外部回路基板Ｂの接続用電極４Ｂと接続されている。
【００５５】
絶縁基板１の上面中央部には、半導体素子等のデバイス５がガラス、アンダーフィル剤等の接着剤（図示せず）を介して接着固定され、このデバイス５の表面はポッティング剤等からなる封止樹脂７により封止されている。デバイス５は配線層２とワイヤボンディング６等を介して電気的に接続され、従って、デバイス５と、絶縁基板１の下面に形成された複数の接続用電極４とは、配線層２およびビアホール導体３を介して電気的に接続されている。
【００５６】
本発明においては、絶縁基板１を、上述した低温焼成セラミック焼結体から形成することにより、絶縁基板１の強度および熱伝導率を高めることができ、パッケージＡの実装信頼性および機械的信頼性を高めることができる。また、デバイス５に発生する熱が効率よく放熱されるため、絶縁基板１の温度上昇が有効に抑制され、デバイス５の誤作動を防止することができる。
【００５７】
また、絶縁基板１は、１０００℃以下の低温焼成によって作成することができるため、銀、銅または金のうちの少なくとも１種の低抵抗金属を特に主成分とする低抵抗導体を用いての同時焼成により配線層２を形成することができる。従って、配線層２を低抵抗化でき、信号の遅延を小さくできる。
【００５８】
なお、図２においては、デバイス５はワイヤボンディング６を介して配線層２と接続されているが、デバイス５を半田等により、絶縁基板１表面の配線層２に直接接続することもできる。更に封止樹脂７を用いず、絶縁基板１の表面にキャビティを形成してデバイス５を収納し、封止金具（図示せず。）等を用い、蓋体によってデバイス５が収納されたキャビティを封止することもできる。
【００５９】
本発明によれば、本発明の低温焼成セラミック焼結体から成る絶縁基板１はヤング率が１００ＧＰａ以上と高い。従って、この絶縁基板１に封止金具、封止樹脂等を接着しても絶縁基板１が大きく反ることなく、半導体素子の実装（一次実装）部分に歪みが発生することなく、また、接続用電極４に応力が集中して接続用電極４、４Ｂ（二次実装部分）にクラックや剥離が生じることなく実装信頼性を高めることができる。
【００６０】
上記パッケージのような配線基板は、前述した低温焼成セラミック焼結体を製造するのと同様にして製造することができる。即ち、前述したガラス粉末とセラミック粉末とを一定の量比で混合した混合粉末を用いて成形用スラリーを調製し、この成形用スラリーを用いて、例えば厚みが５０〜５００μｍのセラミックグリーンシート（絶縁層１ａ〜１ｄ用のシート）を成形する。
【００６１】
このグリーンシートの所定位置にスルーホールを形成し、このスルーホール内に、銅や銀、金等の低抵抗金属を含有する導体ペーストを充填する。また、表面に配線層２が形成される絶縁層に対応するグリーンシートの表面には、上記の導体ペーストを用いて、スクリーン印刷法、グラビア印刷法などの公知の印刷手法を用いて配線層２の厚みが５〜３０μｍとなるように、配線パターンを印刷塗布する。
【００６２】
そして、上記のようにして作成された複数のグリーンシートを位置合わせして積層圧着し、次いで、酸化性雰囲気中、低酸化性或いは非酸化性雰囲気中にて脱バインダ処理した後、１０００℃以下の酸化性雰囲気または非酸化性雰囲気で焼成することにより、配線層２を備えた絶縁基板１が作製される。
【００６３】
なお、脱バインダ雰囲気或いは焼成雰囲気は、用いる低抵抗金属の種類に応じて適宜決定され、例えば、銅等の酸化性雰囲気中での焼成によって酸化する金属を用いる場合には非酸化性雰囲気中にて脱バインダ或いは焼成が行なわれる。
【００６４】
上記のようにして形成された絶縁基板１の表面に、半導体素子等のデバイス５を搭載し、配線層２と信号の伝達が可能なように接続される。先にも述べた通り、配線層２上にデバイス５を直接搭載させて両者を接続することもできるし、あるいはワイヤボンディング６を用いてデバイス５と絶縁基板１表面の配線層２とを接続させることもできる。また、フリップチップなどにより、両者を接続することも可能である。
【００６５】
さらに、デバイス５が搭載された絶縁基板１表面に、封止樹脂７を塗布して硬化させるか、絶縁基板１と同種の絶縁材料や、その他の絶縁材料、あるいは放熱性が良好な金属等からなる蓋体をガラス、樹脂、ロウ材等の接着剤により接合することにより、デバイス５を気密に封止することができ、これによりパッケージＡを作製することができる。
【００６６】
このように、本発明の低温焼成セラミック焼結体は、１０００℃以下の低温での焼成により製造することができるため、かかる焼結体を絶縁基板材料として用いることにより、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ及びＡｌ等の低抵抗導体との同時焼成により、これら低抵抗導体から成る配線層と絶縁基板とを一挙に製造することができ、各種配線基板の生産効率を高めることができる。
【００６７】
また、図２の例では、低抵抗導体を含むペーストを絶縁層形成用のセラミックグリーンシートに塗布しての同時焼成により絶縁基板１及び配線層２が形成された例を示したが、絶縁基板１が本発明の低温焼成セラミック焼結体により形成されている場合には、特に絶縁基板１の表面に、所謂薄膜形成法を利用して、微細な配線層（例えば、配線層幅が７５μｍ以下、配線層間隔が７５μｍ以下、配線層厚みが１〜１０μｍ）を、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ及びＡｌ等の低抵抗導体により高精度で形成することができる。
【００６８】
即ち、図２の絶縁基板１を例にとって説明すると、前述した方法により、内部にビアホール導体３を備えた絶縁基板１を製造する。この絶縁基板１は、１つの絶縁層から形成されていてもよいし、また内部に前述した配線層２が同時焼成により形成されていてもよい。かかる絶縁基板１の表面に、スパッタリング、イオンプレーティング、真空蒸着等の薄膜形成法により、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ及びＡｌ等の低抵抗導体から成る薄膜金属層を形成する。次いで、レジスト塗布、所定パターンのマスクを用いての露光、エッチングによる不要部金属層の除去及びレジスト除去により、上記のような微細なパターンの配線層を絶縁基板１の表面に形成することができる。
【００６９】
本発明の低温焼成セラミック焼結体は、開気孔率が０．３％以下と低いためボイドが少なく、表面平滑性が良好であるため、かかる焼結体から成る絶縁基板１の表面に、上記のような薄膜形成法を利用して、微細なパターンの配線層を位置ズレ等の不都合を生じることなく、高精度で形成することができる。また、薄膜形成法によって絶縁基板１の表面に薄膜金属層を形成するに先だっては、基板１の表面を、表面粗さＲａ（ＪＩＳ Ｂ０６０１）が０．１μｍ以下、特に０．０５μｍ以下の平滑面にしておくことが望ましいが、本発明の低温焼成セラミック焼結体から成る絶縁基板１は、表面平滑性に優れており、例えばその焼き肌面の表面粗さＲａは、１．０μｍ以下、特に０．５μｍ以下である。従って、上記の研磨加工を短時間で容易に行なうことができ、この点でも本発明は有利である。
【００７０】
また、本発明の低温焼成セラミック焼結体は、強度等の機械的特性にも優れているため、上記のような絶縁基板１の厚みを０．５ｍｍ以下、特に０．４ｍｍ以下、更には０．２ｍｍ以下とすることもでき、薄型で且つ機械的信頼性の高い配線基板の製造にも有用である。
【００７１】
【実施例】
参考例１
下記の組成からなる３種のガラス粉末（平均粒径は何れも２μｍ）のガラス粉末を準備した。
ガラスＡ：ＳｉＯ２２８重量％−Ａｌ２Ｏ３１０重量％−ＺｎＯ１５重量％
−Ｂ２Ｏ３１８重量％−ＢａＯ２８重量％−ＺｒＯ２１重量％
（ガラス転移点：６１０℃）
ガラスＢ：ＳｉＯ２２０重量％−Ａｌ２Ｏ３８重量％−ＺｎＯ２０重量％
−Ｂ２Ｏ３２１重量％−ＢａＯ−２０重量％−ＳｒＯ９重量％
−ＺｒＯ２１重量％−ＴｉＯ２１重量％
（ガラス転移点：５７０℃）
ガラスＣ：ＳｉＯ２２４重量％−Ａｌ２Ｏ３８重量％−ＺｎＯ１５重量％
−Ｂ２Ｏ３１８重量％−ＢａＯ−２６重量％−ＳｒＯ１重量％
−ＣａＯ５重量％−ＳｎＯ２１重量％−ＺｒＯ２２重量％
（ガラス転移点：５９０℃）
一方、平均粒径が１〜２μｍの表１に示すセラミック粉末２ｇを直径２０ｍｍφの金型内に充填して９８ＭＰａの圧力で３０秒間一軸プレス成形を行い、この成形体の密度を加圧嵩密度として算出した。また、Ｈｅ置換法により真密度を測定し、加圧嵩密度／真密度の比を算出し表１に示した。
【００７２】
そして、上記ガラス粉末とセラミック粉末を用いて、表１の組成に従い混合し、この混合物に有機バインダ、可塑剤、トルエンを添加し、スラリーを調製した後、このスラリーを用いてドクターブレード法により厚さ３００μｍのシート状成形体を作製した。さらに、このシート状成形体を所望の厚さになるように複数枚積層し、６０℃の温度で１０ＭＰａの圧力を加えて熱圧着した。
【００７３】
得られた積層体を大気中、５００℃で脱バインダ処理した後、２００℃／時間で昇温して、大気中で表１の条件にて焼成してセラミック焼結体を得た。
【００７４】
次に、得られたセラミック焼結体について、アルキメデス法により開気孔率を測定した。また、超音波パルス法にてヤング率を測定した。さらに、このセラミック焼結体をφ１０ｍｍ、厚さ１．５ｍｍに加工し、レーザーフラッシュ法にて熱伝導率を測定した。また、このセラミック焼結体を３ｍｍ×４ｍｍ×５０ｍｍに加工し、オートグラフを用いてＪＩＳ Ｒ−１６０１に基づく３点曲げ強度を測定した。さらに、このセラミック焼結体を鏡面研磨し、ＩＦ法にて破壊靭性を測定した。結果を表２に示した。
【００７５】
さらに、セラミック焼結体をφ１６ｍｍ、厚さ２ｍｍに加工し、両面にＩｎ−Ｇａペーストを塗布して電極とし、ＬＣＲメーターを用いて、測定周波数１ＭＨｚにおいて静電容量を測定し、試料寸法から比誘電率を算出した。また、セラミック焼結体中における結晶相をＸ線回折測定から同定し、ピーク強度の大きさを比較した。
【００７６】
また、ＢａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8結晶相に関しては、六方晶のメインピークをｄ＝３．９００とし、単斜晶のメインピークをｄ＝３．３５５として、強度比Ｉ（ｄ＝３．９００）／Ｉ（ｄ＝３．３５５）を算出した。
【００７７】
さらに、セラミック焼結体を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真からＢａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8結晶相（針状晶）のアスペクト比を算出した。これらの結果を表２に示した。
【００７８】
また、上記多層配線基板の絶縁基板表面に、真空蒸着法によって、Ｔｉ層を０．２μｍの厚さで形成した後、ＴｉＷ、ＴｉＭｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｔａ等の種々の金属層を厚み１０μｍで形成した後、Ｃｕ層を３μｍの厚みで形成した。なお、ＴｉＷおよびＴｉＭｏの合金層中のＷ、Ｍｏ含有量は９０重量％である。
【００７９】
その後、この薄膜金属層に感光性フォトレジストを一面に塗布し、フォトリソグラフィー技術によりエッチングマスクを作成し、薄膜層の一部を酸性エッチング液により不要部の薄膜を除去して、大きさが１×１ｍｍの評価用パッドを形成した。そして、このパッドに対して、Ｃｕからなるピンを半田付けして、−４０℃と１２５℃の各温度に制御した恒温槽に多層配線基板を１５分／１５分の保持を１サイクルとして１００サイクルの熱サイクルを施した後に、このピンを垂直に引き上げ、半田もしくは薄膜金属層が離れた時の強度を薄膜金属層の接着強度として評価し、その結果を表２に示した。
【００８０】
一方、比較例として上記ガラスＡ、Ｂ、Ｃに代わり、以下の組成からなるガラスＤおよびガラスＥを用いて同様に評価を行った。

Figure 0005057620
【００８１】
【表１】
Figure 0005057620
【００８２】
【表２】
Figure 0005057620
【００８３】
表１、２の結果から明らかなように、前述した結晶相（ａ）〜（ｃ）に相当する結晶相が析出し、かつセルシアン結晶相（ｂ）（ＢａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8結晶相）が少なくともアスペクト比が３以上の針状晶を含む試料Ｎｏ．２〜８、１０、１２〜２２では、Ｘ線回折測定における六方晶（ｈｅｘ．）と単斜晶（ｍｏｎ．）とのメインピークの強度比Ｉ（ｈｅｘ．）／Ｉ（ｍｏｎ．）が３以上であり、開気孔率０．３％以下、抗折強度が２８０ＭＰａ以上、熱伝導率が２Ｗ／ｍＫ以上、ヤング率が１００ＧＰａ以上、破壊靭性が１．５ＭＰａ・ｍ1/2以上となった。また、これらの焼結体について、焼き肌面の表面粗さＲａを測定したところ、何れも０．５μｍ以下であった。また、薄膜金属層を形成した場合においても、２２．５ＭＰａ以上の高い接着強度を示した。
【００８４】
一方、ガラス粉末の量が９０重量％よりも多い試料Ｎｏ．１、１１では、フィラーが不充分で８００℃以上の焼成によって成分の一部の流失が見られ適正な試料の作製が困難であった。また、ガラス粉末の量が２０重量％よりも少ない試料Ｎｏ．９では、開気孔率が大きくなり、緻密なセラミック焼結体を得ることができなかった。
【００８５】
また、試料Ｎｏ．２３、２４は、ＡｌＮ、Ｓｉ3Ｎ4、ＳｉＣ、Ａｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2、３Ａｌ2Ｏ3・２ＳｉＯ2、Ｍｇ2ＳｉＯ4の群から選ばれる結晶相（ｃ）を含有しないことから、抗折強度が２８０ＭＰａよりも低く、また、ヤング率も１００ＧＰａより低かった。
【００８６】
さらに、ガラス粉末として所定量のＺｎＯやＢａＯを含まないガラスＤ、Ｅを用いた試料Ｎｏ．２５、２６では、いずれも抗折強度が２８０ＭＰａよりも低く、熱伝導率が２Ｗ／ｍＫより低く、ヤング率が１００ＧＰａよりも低く、破壊靭性が１．５ＭＰａ・ｍ１/２より低かった。
参考例２
参考例１の試料Ｎｏ．１０の試料の原料粉末に対して、アクリル系バインダと可塑剤とトルエンを添加、混合し、ドクターブレード法によって厚み２５０μｍのシート状成形体を作製した。次に、該シート状成形体の所定位置にビアホールを形成し、銀を主成分とする導体ペーストを充填した後、スクリーン印刷法により前記導体ペーストを用いてシート状成形体の表面に配線パターンを形成した。
【００８７】
そして、前記配線パターンを形成したシート状成形体を位置合わせしながら４枚積層、熱圧着した。この積層体を大気中、５００℃で脱バインダ処理した後、２００℃／時間で昇温し、大気中、８００℃で１時間焼成して銀を主成分とする配線層を具備する配線基板を作製した。
【００８８】
得られた配線基板について、半導体素子を実装した後、封止剤を用いて封止したところ反りや変形等を示さず、また、配線層の導通を確認したところ、断線等がなく、低抵抗で良好な導通特性を示した。
実施例１
下記の組成からなる２種のガラス粉末（平均粒径は何れも２μｍ）を準備した。
ガラスＦ：ＳｉＯ２２９重量％−Ａｌ２Ｏ３１２重量％−ＺｎＯ１５重量％
−Ｂ２Ｏ３１０重量％−ＢａＯ３０重量％−ＺｒＯ２１重量％
−Ｙ２Ｏ３３重量％ （ガラス転移点：６６０℃）
ガラスＧ：ＳｉＯ２２４重量％−Ａｌ２Ｏ３８重量％−ＺｎＯ７重量％
−ＭｇＯ８重量％−Ｂ２Ｏ３１０重量％−ＢａＯ−２６重量％
−ＳｒＯ１重量％−ＣａＯ５重量％−ＳｎＯ２１重量％
−ＺｒＯ２２重量％−Ｙ２Ｏ３８重量％
（ガラス転移点：５００℃）
そして、これらのガラス粉末に対して、平均粒径が１〜２μｍの表３に示す金属酸化物粉末を用いて、表３の組成に従い混合した。
【００８９】
そして、この混合物を用い、参考例１と同様にして、低温焼成セラミック焼結体を得た（焼成温度は表３に示す）。
【００９０】
得られた焼結体について、参考例１と同様に、開気孔率、熱伝導率、３点曲げ強度を測定し、更に、焼結体中における結晶相をＸ線回折測定から同定し、これらの結果表３に示した。尚、同定された結晶相は、ピーク強度の大きい順に表３に示した。
【００９１】
さらに、参考例１と同様に、焼結体を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真からＢａＡｌ２Ｓｉ２Ｏ８結晶相のアスペクト比を算出した。結果は表３に示した。
【００９２】
【表３】
Figure 0005057620
【００９３】
表３の結果から明らかなように、ガーナイト結晶相（結晶相（ａ））、針状のセルシアン結晶相（結晶相（ｂ））、特定のセラミック結晶相（結晶相（ｃ））及びＹ含有結晶相（結晶相（ｄ））が析出した試料Ｎｏ．１〜８では、熱伝導率が２Ｗ／ｍＫ以上、抗折強度が２８０ＭＰａ以上となった。
実施例２
実施例１の試料Ｎｏ．１の試料の原料粉末に対して、アクリル系バインダと可塑剤とトルエンを添加、混合し、ドクターブレード法によって厚み２５０μｍのグリーンシートを作製した。次に、該グリーンシートの所定位置にビアホールを形成し、銅を主成分とする導体ペーストを充填した後、スクリーン印刷法により前記導体ペーストを用いてグリーンシート表面に配線層を形成した。
【００９４】
そして、前記配線層を形成したグリーンシートを位置合わせしながら４枚積層、熱圧着した。この積層体を水蒸気含有窒素中、７００℃で脱バインダ処理した後、２００℃／時間で昇温した後、窒素中、８００℃で１時間焼成して銅を主成分とする配線層を具備する多層配線基板を作製した。
【００９５】
得られた配線基板について、配線層の導通を確認したところ、断線等がなく、低抵抗で良好な導通特性を示した。
【００９６】
【発明の効果】
以上詳述した通り、本発明によれば、ガーナイト結晶相および／またはスピネル結晶相や、アスペクト比が３以上の針状晶を含むセルシアン結晶相などの特定の結晶相を存在せしめることによって、銀、銅、金等の低抵抗金属との同時焼成が可能であり、高い強度、高熱伝導性、ヤング率、靱性を有する焼結体を得ることができる。また、上記の焼結体を配線基板における絶縁基板として用いることによって基板強度を高め、高信頼性の配線基板が得ることができ、また、絶縁基板の平滑性に優れることから、この配線基板には薄膜形成法によって前記セラミック焼結体表面に導体層を形成することもできる、などあらゆる配線基板に好適に使用される。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、本発明の低温焼成セラミック焼結体の構造を示す図であり、
【図２】図２は、本発明の低温焼成セラミック焼結体を絶縁基板とする配線基板（半導体素子収納パッケージ）の一例を示す側断面図である。
【符号の説明】
１ 絶縁基板
２ 配線層
３ ビアホール導体
４ 接続用電極
５ デバイス
Ａ 半導体素子収納用パッケージ
Ｂ 外部回路基板[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a low-temperature fired ceramic sintered body optimum for an insulating substrate used for a semiconductor element storage package, a multilayer wiring board, and the like, a manufacturing method thereof, and a wiring board.
[0002]
[Prior art]
The rapid development of information and communication technology in recent years has led to higher speeds and larger sizes of semiconductor devices, etc., and in connection with this, wiring boards equipped with such devices are designed to reduce signal transmission loss. There is a demand for lower resistance of the layer. Therefore, a wiring board using a low-temperature fired ceramic as an insulating board that can be densified by firing at 1000 ° C. or less and can be fired simultaneously with a wiring layer mainly composed of a low-resistance metal such as silver, copper, or gold is proposed. ing.
[0003]
For example, JP-A-2-141458 discloses SiO 22, Al2OThree, CaO, MgO and B2OThreeFor glass powder containing2OThreePowder and Celsian (BaAl2Si2O8) Disclosed are glass ceramics to which powder is added. If such glass ceramics are used as an insulating substrate material, the binder removal property is not impaired even when copper is used as a wiring layer in a non-oxidizing atmosphere. It is described that a wiring board with a small amount of carbon can be obtained.
[0004]
JP-A-6-305770 discloses SiO.2, B2OThree, CaO, BaO, Al2OThreeAlkali metal (Li, Na, K) oxide, MgO, ZnO, TiO2And ZrO2For glass powder containing2OThreeA glass ceramic added with powder, celsian powder and anorthite powder is disclosed, and such glass ceramic can be fired even in a non-oxidizing atmosphere. By using this glass ceramic, the dielectric constant of the insulating substrate can be reduced. It becomes possible and its strength is 2700 kg / cm2It is described that it can be increased up to.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
However, the sintered body obtained from the conventional glass ceramic as described above is still unsatisfactory in terms of mechanical strength as compared with a conventional insulating substrate material such as an alumina sintered body, for example, 2700 kg / cm.2An insulating substrate with higher strength cannot be obtained. It also has the disadvantage of low thermal conductivity. That is, an increase in the size and speed of a semiconductor element leads to an increase in the amount of heat generated from the semiconductor element, and as a result, a thermal resistance increases in a wiring board using a glass ceramic sintered body having a low thermal conductivity as an insulating substrate. Or a problem that the mechanical reliability is lowered.
[0006]
Furthermore, the conventional glass ceramic sintered body has a low Young's modulus. For example, in a package for housing a semiconductor element using the sintered body as an insulating substrate, a heat sink, a heat spreader such as a metal heat sink, or a lid is used. When the lid, seal ring, or other sealing metal fittings required for hermetic sealing, or a sealing resin such as a potting agent or underfill agent is adhered to the surface of the insulating substrate, the insulating substrate itself is deformed. As a result, there is a possibility that distortion occurs in the mounting (primary mounting) portion of the semiconductor element (chip) or, in the worst case, destruction of the mounting portion or destruction of the chip. In addition, when a wiring board having such an insulating substrate is mounted on a printed circuit board (secondary mounting), it is caused by a difference in thermal expansion between the insulating substrate and the printed circuit board, and the insulating substrate has a low Young's modulus. There is a problem that a large warp occurs in the insulating substrate, cracks or peeling occurs in the terminal portion, and electrical connection reliability is lowered.
[0007]
Therefore, the present invention is capable of co-firing with a low-resistance metal such as silver, copper, and gold, and has a low strength fired ceramic sintered body having high strength and high Young's modulus, a method for producing the same, and such a sintered body. It is an object of the present invention to provide a used wiring board.
[0008]
[Solving the problemMeans to do]
  The low-temperature fired ceramic sintered body according to the present invention includes, as a crystal phase, (a) a garnite crystal phase and / or a spinel crystal phase, (b) a celsian crystal phase including an acicular crystal having an aspect ratio of 3 or more, (c) AlN , Si3N4, SiC, Al2O3, ZrO23Al2O3・ 2SiO2And Mg2SiO4At least one crystalline phase selected from the group of: and (d)YAlO 3 , Y 4 Al 2 O 9 , BaY 2 O 4 , Ba 4 Y 2 O 7 , Y 4 Zr 3 O 12 , Y 6 ZrO 11 Is at least one selected from the group ofIt contains a Y (yttrium) -containing crystal phase and has an open porosity of 0.3% or less. By making such a crystal phase exist, silver, copper, gold, etc. Simultaneous firing with a low-resistance metal is possible, and a sintered body having high strength, Young's modulus, and toughness is obtained.
[0009]
Such a sintered body can easily control the crystal phase by firing a molded body made of a mixed powder of glass powder and ceramic powder. In particular, the crystal phases (a) and (b) are It is desirable that it is deposited from glass powder.
[0010]
Further, this sintered body has a PbO content and A2The O (A: alkali metal) content is preferably suppressed to 1% by weight or less in terms of environmental resistance, chemical resistance, hygroscopicity, and the like.
[0011]
Furthermore, this sintered body has a thermal conductivity of 2 W / mK or more, a bending strength of 280 MPa or more, a Young's modulus of 100 GPa or more, 1.5 MPa · m, in accordance with the above-described configuration.1/2It can have the above fracture toughness.
[0012]
The (b) celsian crystal phase contains hexagonal crystals, and in X-ray diffraction measurement, Ihex / Imon (where Ihex represents the main peak intensity of hexagonal crystals and Imon represents the main peak of monoclinic crystals). By showing an X-ray diffraction pattern having a main peak intensity ratio of 3 or more, the hexagonal crystals, which are needle-like crystals, can be precipitated, and the strength and toughness can be improved.
[0013]
Furthermore, the strength and Young's modulus can be further improved by including (d) a Y (yttrium) -containing crystal phase in the sintered body. (D) As Y (yttrium) -containing crystal phase, YAlOThree, YFourAl2O9, BaY2OFour, BaFourY2O7, YFourZrThreeO12, Y6ZrO11At least one selected from the group of these is suitable, and it is desirable that this Y (yttrium) -containing crystal phase is precipitated from glass.
[0014]
  Further, it is desirable that the amorphous phase in the sintered body is 50% by weight or less, and particularly does not substantially contain the amorphous phase. In addition, when an amorphous phase is included, the amorphous phase contains Y (yttrium) so that it is amorphous.phaseThe Young's modulus can be improved, and the strength and Young's modulus of the sintered body can be improved.
[0020]
Moreover, the wiring board of the present invention uses the above-mentioned low-temperature fired ceramic sintered body as an insulating substrate, and has a conductor layer containing at least one selected from the group of Cu, Ag, Au, and Al on the surface and / or inside thereof. The conductor layer can be formed by simultaneous firing with a molded body made of the mixed powder. Further, a conductor layer can be formed on the surface of the ceramic sintered body on the wiring board by a thin film forming method.
[0021]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
As shown in FIG. 1, the low-temperature fired ceramic sintered body of the present invention has at least three crystal phases (a), (b), and (c). And an amorphous phase (residual glass phase) G derived from glass powder.
Crystal phase (a):
The crystalline phase (a) is a garnite crystalline phase and / or a spinel crystalline phase, ideally ZnAl2OFour, MgAl2OFourIt has the chemical composition represented by these. Such a crystal phase (a) has a Young's modulus as a single crystal of 200 GPa or more. Therefore, the Young's modulus of the sintered body can be increased by precipitating such a crystal phase.
[0022]
The crystal phase (a) is a granular crystal, and the average particle size is particularly preferably 1 μm or less. By dispersing such microcrystals in the sintered body, the Young's modulus of the sintered body can be improved and the bending strength can be increased.
[0023]
In the present invention, the crystal phase (a) described above is preferably precipitated from the raw glass powder by firing, whereby the crystallinity of the glass is increased, and an amorphous phase (residual glass phase) G described later is formed. The content is reduced, the open porosity of the sintered body can be reduced, and the Young's modulus of the sintered body can be increased.
[0024]
The crystal phase (a) includes ZnAl.2OFourAnd MgAl2OFourDissolved in (Zn, Mg) Al2OFourThe garnite crystal phase of the form may be formed. In other words, the crystallinity of the glass can be increased by dissolving MgO and / or ZnO contained in the raw glass powder in the crystal phase (a). The porosity can be reduced and the Young's modulus of the sintered body can be increased, and since the spinel crystal phase has the same characteristics as the garnite crystal phase, such a spinel crystal phase is precipitated. This also produces the same effect as when the garnite crystal phase is precipitated.
Crystalline phase (b):
The crystal phase (b) is a celsian crystal phase, ideally BaAl2Si2O8It has the chemical composition represented by these.
[0025]
In the present invention, it is important that the celsian crystal phase contains an acicular crystal (shown as 13a in FIG. 1) having an aspect ratio of 3 or more, preferably 4 or more, and more preferably 5 or more. By precipitating such needle crystals 13a, the strength and thermal conductivity of the sintered body can be improved, and the dielectric constant of the sintered body can be lowered. In addition, the aspect ratio of the acicular crystal is celsian (BaAl) observed by cross-sectional SEM and EPMA analysis of the sintered body.2Si2O8) Refers to an average value when 10 crystal phases are selected from those having a large aspect ratio (major axis / minor axis ratio). Particularly, the acicular crystal 13a has a major axis of 1 to 10 μm and a minor axis of 0.1 to 2 μm. In particular, it is desirable that the acicular crystals 13a are randomly dispersed from the viewpoint of suppressing the progress of cracks and improving the bending strength. Further, the celsian crystal phase (b) may contain granular crystals (shown as 13b in FIG. 1) in addition to the needle crystals 13a.
[0026]
In the present invention, as the celsian crystal phase (b), in the X-ray diffraction measurement, the following formula:
Ihex / Imon
Where Ihex represents the main peak intensity of the hexagonal crystal,
Imon indicates the main peak intensity of the monoclinic crystal,
The X-ray diffraction pattern having a main peak intensity ratio of 3 or more, preferably 5 or more, most preferably 7 or more improves the fracture toughness, bending strength and thermal conductivity of the sintered body. This is desirable because it can be done. That is, the hexagonal crystal forms the needle-like crystal 13a, and the monoclinic crystal forms the granular crystal 13b. Therefore, when the main peak intensity ratio is within the above range, a lot of needle-like crystals 13a are precipitated, and as a result, the above characteristics of the sintered body are improved.
[0027]
The hexagonal crystal indicates the crystal phase of JCPDS card 28-0124, and the monoclinic crystal indicates the crystal phase of 38-1450.
[0028]
The main peaks of hexagonal crystal and monoclinic crystal mean the highest intensity peaks of these crystal phases in the X-ray diffraction diagram, and the main peak of hexagonal crystal corresponds to the peak having a d value of 3.900. The main peak of monoclinic crystal corresponds to a peak having a d value of 3.355. Therefore, the peak intensity ratio is calculated as I (d = 3.900) / I (d = 3.355).
[0029]
Further, the celsian crystal phase (b) described above is also preferably precipitated from the raw glass powder by firing in the same manner as the crystal phase (a). This increases the crystallinity of the glass, and the amorphous phase (residual The glass phase) G content can be reduced, the open porosity of the sintered body can be reduced, and the Young's modulus of the sintered body can be increased.
Crystal phase (c):
The crystal phase (c) is a ceramic crystal phase precipitated from the ceramic powder mixed with the glass powder. In particular, AlN, SiThreeNFour, SiC, Al2OThree, ZrO2,
3Al2OThree・ 2SiO2And Mg2SiOFourA crystal phase selected from the group of The ceramic crystal phase (c) is a component for improving the bending strength as well as improving the Young's modulus of the sintered body. This crystalline phase usually exists as a granular crystal, but is preferably a plate-like crystal, which further improves the bending strength of the sintered body and also improves the thermal conductivity.
[0030]
The ceramic crystal phase (c) is formed from one or more of the above nitrides, carbides, oxides or composite oxides, but in terms of strength and sinterability, At least Al2OThreeIt preferably contains a crystal phase.
[0031]
The ceramic crystal phase (c) is preferably contained in the sintered body in an amount of 10 to 80% by weight, particularly 30 to 75% by weight, and further 40 to 70% by weight.
Crystal phase (d):
In the low-temperature fired ceramic sintered body of the present invention, in addition to the crystal phases (a) to (c) described above, a crystal containing Y (yttrium) as the crystal phase (d) (omitted in FIG. 1). The inclusion of the phase is suitable for increasing the strength of the sintered body.
[0032]
Such Y-containing crystals include, but are not limited to, YAlOThree, YFourAl2O9, BaY2OFour, BaFourY2O7, YFourZrThreeO12, Y6ZrO11Etc., and these may be precipitated alone or in combination of two or more. Further, like the above-described crystal phases (a) and (b), it is desirable that such a Y-containing crystal phase is also precipitated from the raw glass powder by firing.
Other crystal phases:
Further, as long as the excellent properties of the low-temperature fired ceramic sintered body of the present invention are not impaired, other crystal phases other than the above-mentioned various crystal phases, for example, SiO2, CaAl2Si2O8, SrAl2Si2O8, Ca2MgSi2O7, Sr2MgSi2O7, Ba2MgSi2O7ZnO, MgSiOThree, Zn2SiOFour, ZrSiOFour, CaMgSi2O6, Zn2AlFourSiFiveO18, CaSiOThree, SrSiOThree, BaSiOThreeEtc. may exist. For example, such other crystal phases may be contained in the sintered body in a total amount of 40% by weight or less, preferably 30% by weight or less, and most preferably 20% by weight or less.
Amorphous phase:
In addition, when the sintered body of the present invention is obtained by firing a molded body composed of a mixed powder of glass powder and ceramic powder, normally, as shown in FIG. Glass phase) G is contained. In order to improve the Young's modulus of the sintered body, it is desirable that the amorphous phase G is small. For example, the glass content in the sintered body is 50% by weight or less, particularly 30% by weight or less, and further 20% by weight or less. Further, it is preferably 10% by weight or less, and the amorphous glass phase G may be substantially absent in the sintered body. The content of each crystal phase and amorphous phase in the sintered body is determined by the Rietveld method from the X-ray diffraction peak of the sintered body.
Sintered body composition:
The low-temperature fired ceramic sintered body of the present invention contains the above-described crystal phases (a), (b), and (c) as essential components, and crystal phase (d) is precipitated as necessary. It has a chemical composition according to the type.
[0033]
For example, a suitable chemical composition of the sintered body in which the Y-containing crystal phase (d) is not precipitated is as follows.
[0034]
SiO2: 2 to 31.5% by weight, especially 4.5 to 21% by weight
Al2OThree11-82% by weight, especially 32.1-74.5% by weight
ZnO + MgO: 1.2-22.5% by weight, especially 3-14% by weight
B2OThree: 1 to 27% by weight, especially 3 to 17.5% by weight
BaO: 2 to 36% by weight, especially 6.3 to 35% by weight
At least one selected from the group of CaO and SrO: 0 to 18% by weight, particularly 0.2 to 7% by weight
ZrO2, SnO2And TiO2At least one selected from the group: 0 to 9% by weight, particularly 0.2 to 3.5% by weight
The preferred chemical composition of the sintered body on which the Y-containing crystal phase (d) is deposited is as follows.
[0035]
SiO2: 2 to 38% by weight, especially 4.5 to 25.5% by weight
Al2OThree: 6 to 86% by weight, especially 17.6 to 77.5% by weight
BaO: 2 to 38% by weight, especially 6 to 29.8% by weight
Y2OThree: 0.2 to 19% by weight, especially 0.9 to 12.8% by weight
ZnO + MgO: 1.2 to 23.8% by weight, especially 2.4 to 12.8% by weight
B2OThree: 0 to 28.5% by weight, especially 0 to 12.3% by weight
At least one selected from the group of CaO and SrO: 0 to 19% by weight, particularly 0 to 12.8% by weight
ZrO2, SnO2And TiO2At least one selected from the group of: 0 to 9.5% by weight, particularly 0 to 5.1% by weight
In addition, in the sintered body, PbO and A are associated with impurity components contained in the glass powder and ceramic powder.2Metal oxides such as O (A: alkali metals of Li, Na, K, and Rb) are included, but PbO and A in terms of environmental resistance, chemical resistance, hygroscopicity, etc.2The O content is preferably suppressed to 1% by weight or less, particularly 0.1% by weight or less. Adjustment of the content of such components can be performed by removing impurity components from the glass powder or ceramic powder used.
[0036]
The low-temperature fired ceramic sintered body of the present invention described above has an open porosity of 0.3% or less, particularly 0.25% or less, in connection with the crystal phases (a) to (c) being precipitated. Furthermore, it is as low as 0.2% or less, extremely dense, and has a heat conductivity of 2 W / mK or more, particularly 2.5 W / mK or more, more preferably 3 W / mK or more, and a bending strength of 280 MPa or more. In particular, it is 300 MPa or more, further 320 MPa or more, and fracture toughness is 1.5 MPa · m.1/2Above, especially 1.8 MPa · m1/2In addition, 2.0 MPa · m1/2The Young's modulus is 100 GPa or more, particularly 120 GPa or more, and further 140 GPa or more.
Method for producing low-temperature fired ceramic sintered body
The above-mentioned low-temperature fired ceramic sintered body of the present invention is prepared by mixing glass powder and ceramic powder to prepare a mixed powder, forming the mixed powder into a predetermined shape using an appropriate binder, and firing after debinding. It is manufactured by doing.
Glass powder:
As the glass powder, those not containing a Y (yttrium) component or those containing a Y component are used depending on the crystal structure of the intended low-temperature fired ceramic sintered body.
[0037]
The glass powder not containing the Y (yttrium) component is used for producing a low-temperature fired ceramic sintered body in which the Y-containing crystal phase (d) described above is not precipitated, and its preferred composition is It is as follows.
[0038]
SiO210-35% by weight, especially 15-30% by weight
Al2OThree1-20% by weight, especially 3-15% by weight
MgO and / or ZnO; 6-25% by weight, especially 10-20% by weight
B2OThree5-30% by weight, especially 10-25% by weight
BaO; 10-40% by weight, especially 10-25% by weight
At least one selected from the group of CaO and SrO: 0 to 20% by weight, particularly 1 to 10% by weight
ZrO2, SnO2And TiO2At least one selected from the group: 0 to 10% by weight, in particular 1 to 5% by weight
That is, in a glass powder containing no Y (yttrium) component, SiO2, Al2OThreeMgO and / or ZnO, BaO, B2OThreeWhen the content of S exceeds the above range, the open porosity of the sintered body exceeds 0.3%, or it becomes difficult to precipitate the specific crystal phase described above, and at the same time the Young's modulus of the sintered body decreases. Also, the strength and thermal conductivity tend to decrease. Of the above components, SiO2And Al2OThreeIf the content is less than the above range, the softening point of the glass is lowered and the binder removal property at the time of firing is deteriorated. The open porosity tends to increase. MgO and / or ZnO, BaO and B2OThreeIf the content is less than the above range, the open porosity of the sintered body is increased by firing at 1000 ° C. or lower, and the amount of ceramic powder (filler component) to be described later can be added to reduce strength and heat. Conductivity decreases. On the other hand, when the amount is large, the softening point of the glass is lowered, the binder removal property during firing is deteriorated, and the open porosity tends to be increased.
[0039]
Moreover, CaO and SrO contained as an optional component in the glass raw material have an action of controlling the softening behavior of the glass, and CaAl2Si2O8Crystal phase, SrAl2Si2O8Crystal phase (especially needle-like crystals), Ca2MgSi2O7Crystal phase, Sr2MgSi2O7It also has the effect of precipitating other crystal phases such as crystal phases from the glass, especially as needle crystals. Therefore, it is advantageous to use the glass powder containing such components to control the bending strength and dielectric constant of the sintered body. Furthermore, ZrO2, SnO2And TiO2At least one selected from the group of groups has an effect of promoting the precipitation of the specific crystal phase (a) or (b) described above.
[0040]
Moreover, the glass powder containing a Y (yttrium) component is used for producing a low-temperature fired ceramic sintered body in which the above-described Y-containing crystal phase (d) is deposited, and its preferred composition Is as follows.
[0041]
SiO210 to 40% by weight, in particular 15 to 30% by weight
Al2OThree1-30% by weight, especially 3-25% by weight
MgO and / or ZnO; 6-25% by weight, in particular 9-20% by weight
BaO; 10-40% by weight, in particular 15-37% by weight
Y2OThree1-20% by weight, especially 3-15% by weight
At least one selected from the group of CaO and SrO: 0 to 20% by weight, particularly 0 to 15% by weight
ZrO2, SnO2And TiO2At least one selected from the group of: 0 to 10% by weight, particularly 0 to 5% by weight
That is, in the Y (yttrium) component-containing glass powder, SiO2, Al2OThreeWhen the contents of MgO, ZnO, and BaO deviate from the above range, the open porosity of the sintered body exceeds 0.3%, or the specific crystal phases (a) and (b) described above may be precipitated. It becomes difficult, the Young's modulus of the sintered body decreases, and the strength and thermal conductivity tend to decrease. In addition, similar to the glass powder not containing the Y component, SiO2And Al2OThreeIf the content is less than the above range, the debinding property at the time of firing is deteriorated due to a decrease in the softening point of the glass. There is a risk. Further, if the content of MgO and / or ZnO or BaO is less than the above range, the open porosity of the sintered body increases upon firing at 1000 ° C. or lower, and the amount of ceramic powder (filler component) that can be added. Decreases and strength and thermal conductivity decrease. On the other hand, when the amount is large, the softening point of the glass is lowered, the binder removal property during firing is deteriorated, and the open porosity may be increased.
[0042]
Furthermore, Y contained in this glass powder2OThreeHas the effect of increasing the bending strength of the sintered body by precipitating the Y-containing crystal phase (d) described above from the glass. This Y2OThreeHas a function of increasing the softening point of glass and a function of improving the Young's modulus of the amorphous phase (residual glass phase) G derived from the glass powder. For example, when the low-temperature fired ceramic sintered body of the present invention is used as an insulating substrate of a wiring board provided with copper having excellent migration resistance as a wiring layer, in order to enable debinding in a non-oxidizing atmosphere It is necessary to increase the glass transition point (Tg) of the glass powder to 550 ° C. or higher, particularly 600 to 850 ° C.
[0043]
However, when glass powder whose glass transition point is shifted to such a high temperature side is used, the ceramic crystal phase which is a filler component, particularly Al2OThreeThe crystal phase content is insufficient, and the bending strength of the insulating substrate (low-temperature fired ceramic sintered body) tends to decrease. However, Y2OThreeSince the Young's modulus of the residual glass phase G is improved by using the glass powder containing, it is possible to effectively prevent the bending strength from being lowered.
[0044]
Y2OThreeHas a function as a crystallizing agent, and Y2OThreeIn the glass containing, the precipitation of the garnite and / or spinel crystal phase (a) or celsian crystal phase (b) from the glass can be promoted, and the content of these crystal phases can be increased. That is, Y in the glass powder2OThreeBy adjusting the content, the amount of the crystal phase (a) and the crystal phase (b) precipitated in the sintered body can be adjusted. In the present invention, Y in the glass powder2OThreeIf the content is less than the above-described range, the above-described effect of increasing the strength is insufficient, and if the content is more than the above-described range, the open porosity of the sintered body exceeds 0.3%.
[0045]
In the Y component-containing glass powder described above, other components, that is, CaO and / or SrO, or ZrO2, SnO2And TiO2At least one component selected from the group has the same function as described for the glass powder not containing the Y component.
[0046]
In this invention, it is preferable that the glass powder which does not contain the Y component mentioned above has a glass transition point (Tg) of 500-850 degreeC, and a Y component containing glass powder has a glass transition of 550-850 degreeC. It preferably has a point (Tg). The glass powder having such a glass transition point (Tg) is advantageous for the production of an insulating substrate in a wiring substrate (particularly one having a copper wiring layer). That is, in order to manufacture a wiring board having a copper wiring layer, it is necessary to perform heat treatment in a non-oxidizing atmosphere as described above, for example, heat treatment for debinding is also performed in a non-oxidizing atmosphere. It is. In this case, if the glass transition point is lower than the above range, the shrinkage start temperature of the sintered body becomes too low, and as a result, it is difficult to effectively remove the binder. On the other hand, if the glass transition point of the glass powder is higher than 850 ° C., it becomes difficult to obtain a dense sintered body by firing at a temperature of 1000 ° C. or less, and the open porosity is less than 0.3%. It will be high.
[0047]
In addition, the PbO content in the glass powder and A2As described above, the O content (A: alkali metal) must be suppressed to 1% by weight or less, particularly 0.1% by weight or less in terms of environmental resistance, chemical resistance, hygroscopicity, etc. Is preferred.
Ceramic powder:
In the present invention, as the ceramic powder (filler component) to be mixed with the glass powder described above, AlN, SiThreeNFour, SiC, Al2OThree, ZrO23Al2OThree・ 2SiO2And Mg2SiOFourAt least one selected from the group is used. That is, these ceramic powders are used to cause the above-described crystal phase (c) to exist in the sintered body. In the present invention, these ceramic powders are good in wettability with the glass powder described above, and good in sinterability at a low temperature of 1000 ° C. or less.2OThreeA powder is preferred. In particular, when the Y component-containing glass powder is used as the glass powder described above, as the ceramic powder, Al2OThreeIt is optimal to use a powder.
[0048]
Moreover, in order to reduce the amount of voids in the sintered body and increase the Young's modulus, flexural strength, and thermal conductivity, the ratio of the pressed bulk density to the true density of the ceramic powder (pressed bulk density / true density) The ratio is preferably 0.5 or more, particularly 0.52 or more, and most preferably 0.54 or more. Thereby, for example, the open porosity of the sintered body can be made 0.3% or less.
[0049]
Here, the pressurized bulk density of the ceramic powder means the density of a molded body obtained by uniaxially molding 2 g of ceramic powder into a cylindrical shape with a diameter of 20 mmφ under a pressure of 98 MPa × 30 sec. In order to set the pressed bulk density ratio of the ceramic powder within the above range, the average particle size distribution is controlled, the ceramic powder with less aggregation is used, or there are two or more peak particle size values. It is effective to increase the pressed bulk density of the ceramic powder by using two or more ceramic powders having different particle sizes.
Preparation of mixed powder:
In the present invention, the glass powder and the ceramic powder described above are mixed, and if necessary, an appropriate solvent is added and pulverized to prepare a mixed powder in which both are uniformly dispersed.
[0050]
  In the preparation of such a mixed powder, when glass powder containing no Y component is used as glass powder, the glass powder and ceramic powder are mixed into 20:80 to 90:10, preferably 25:75. To 80:20, most preferably 30:70 to 70:30, and when a Y component-containing glass powder is used as the glass powder, the glass powder and ceramic powder (especially Al2OThree) 20:80 or90:10The weight ratio is preferably 25:75 to 90:10, and most preferably 30:70 to 85:15. That is, ceramic powder (or Al2OThreeIf the added amount of the powder is less than the above range, the Young's modulus, strength, and thermal conductivity of the sintered body are reduced. If the added amount is more than the above range, the sintered body may be fired at 1000 ° C. or less. Thus, the open porosity cannot be reduced to 0.3% or less, for example, and it becomes difficult to obtain a dense sintered body.
[0051]
Further, for the mixed powder of the glass powder and the ceramic powder as described above, the ratio of the pressed bulk density / true density is preferably 0.45 or more, particularly 0.5 or more, and most preferably 0.54 or more. .
[0052]
Furthermore, in the present invention, as long as the mixing ratio of the glass powder and the specific ceramic powder satisfies the above-mentioned quantitative ratio, and the properties such as Young's modulus, strength, and thermal conductivity of the sintered body are not impaired. In ceramic powders other than those mentioned above, for example SiO2, CaAl2Si2O8, SrAl2Si2O8, Ca2MgSi2O7, Sr2MgSi2O7, Ba2MgSi2O7ZnO, MgSiOThree, Zn2SiOFour, ZrSiOFour, CaMgSi2O6, Zn2AlFourSiFiveO18, CaSiOThree, SrSiOThree, BaSiOThreeEtc. can also be mixed. These exist as the other crystal phases described above.
Molding:
If desired, an organic binder, a plasticizer and a solvent are added to and mixed with the mixed powder prepared as described above to prepare a slurry (molding slurry), and a molding method known per se, for example, a doctor blade method. Then, a molded body having a predetermined shape is formed by a calendar roll method, a rolling method, press molding, extrusion molding, injection molding, casting molding, tape molding, or the like.
Firing:
After the binder obtained above is treated to remove the binder at 450 to 750 ° C., it is 1000 ° C. or less, preferably 700 to 1000 ° C., more preferably 800 to 950 ° C. in an oxidizing atmosphere or a non-oxidizing atmosphere. By firing, the low-temperature fired ceramic sintered body of the present invention is obtained.
[0053]
In addition, in order to precipitate the specific crystal phases (a) and (b) described above in the sintered body, and to reduce the open porosity of the sintered body, the temperature increase rate after the binder removal treatment is increased. The holding time at 20 ° C./hour or more is desirable, and the holding time at the firing temperature is desirably 0.2 to 10 hours, particularly 0.5 to 2 hours.
Wiring board:
The low-temperature fired ceramic sintered body described above is extremely useful as an insulating substrate in various wiring boards. FIG. 2 shows a schematic cross-sectional view of a typical semiconductor element storage package as an example of such a wiring board.
[0054]
In FIG. 2, the package A includes an insulating substrate 1 composed of a plurality of insulating layers 1a to 1d, and a wiring made of a low resistance metal such as silver, copper, or gold on the surface and inside of the insulating substrate 1. Layers 2 and 2 are formed. A via-hole conductor 3 for electrically connecting the wiring layers 2 and 2 is formed so as to penetrate the insulating layers 1a to 1d. The via-hole conductor 3 contains a low resistance metal such as silver, copper, or gold. Further, a plurality of connection electrodes 4 are arranged on the lower surface of the package A, and the connection electrodes 4 are connected to connection electrodes 4B of an external circuit board B such as a printed circuit board.
[0055]
A device 5 such as a semiconductor element is bonded and fixed to the center of the upper surface of the insulating substrate 1 through an adhesive (not shown) such as glass or an underfill agent, and the surface of the device 5 is sealed with a potting agent or the like. Sealed with a stop resin 7. The device 5 is electrically connected to the wiring layer 2 through the wire bonding 6 or the like. Therefore, the device 5 and the plurality of connection electrodes 4 formed on the lower surface of the insulating substrate 1 are connected to the wiring layer 2 and via-hole conductors. 3 is electrically connected.
[0056]
In the present invention, by forming the insulating substrate 1 from the above-mentioned low-temperature fired ceramic sintered body, the strength and thermal conductivity of the insulating substrate 1 can be increased, and the mounting reliability and mechanical reliability of the package A can be increased. Can be increased. Moreover, since the heat generated in the device 5 is efficiently dissipated, the temperature rise of the insulating substrate 1 is effectively suppressed, and the malfunction of the device 5 can be prevented.
[0057]
Further, since the insulating substrate 1 can be produced by low-temperature firing at 1000 ° C. or lower, simultaneous use of a low-resistance conductor that has at least one low-resistance metal of silver, copper, or gold as a main component. The wiring layer 2 can be formed by firing. Therefore, the resistance of the wiring layer 2 can be reduced, and the signal delay can be reduced.
[0058]
In FIG. 2, the device 5 is connected to the wiring layer 2 through the wire bonding 6, but the device 5 can also be directly connected to the wiring layer 2 on the surface of the insulating substrate 1 by soldering or the like. Further, without using the sealing resin 7, a cavity is formed on the surface of the insulating substrate 1 to store the device 5, and a sealing metal fitting (not shown) or the like is used to form a cavity in which the device 5 is stored by the lid. It can also be sealed.
[0059]
According to the present invention, the insulating substrate 1 made of the low-temperature fired ceramic sintered body of the present invention has a high Young's modulus of 100 GPa or more. Therefore, even if a sealing metal fitting, sealing resin, or the like is bonded to the insulating substrate 1, the insulating substrate 1 is not greatly warped, a distortion is not generated in the mounting (primary mounting) portion of the semiconductor element, and the connection is made. The mounting reliability can be enhanced without stress concentrating on the connecting electrode 4 and causing cracks and peeling in the connecting electrodes 4 and 4B (secondary mounting portions).
[0060]
A wiring board such as the above-described package can be manufactured in the same manner as the low-temperature fired ceramic sintered body described above. That is, a molding slurry is prepared using a mixed powder obtained by mixing the glass powder and ceramic powder described above in a certain quantitative ratio, and a ceramic green sheet (insulating) having a thickness of, for example, 50 to 500 μm is prepared using the molding slurry. Sheets for layers 1a-1d) are formed.
[0061]
A through hole is formed at a predetermined position of the green sheet, and a conductive paste containing a low resistance metal such as copper, silver, or gold is filled in the through hole. Further, on the surface of the green sheet corresponding to the insulating layer on which the wiring layer 2 is formed, the wiring layer 2 using the above-mentioned conductor paste and a known printing method such as a screen printing method or a gravure printing method. The wiring pattern is printed and applied so that the thickness of the film becomes 5 to 30 μm.
[0062]
Then, the plurality of green sheets prepared as described above are aligned and laminated and pressure-bonded, and then subjected to binder removal treatment in an oxidizing atmosphere, a low-oxidizing atmosphere or a non-oxidizing atmosphere, and then 1000 ° C. or lower. By baking in an oxidizing atmosphere or non-oxidizing atmosphere, the insulating substrate 1 provided with the wiring layer 2 is manufactured.
[0063]
The binder removal atmosphere or firing atmosphere is appropriately determined according to the type of low-resistance metal used. For example, in the case of using a metal that oxidizes by firing in an oxidizing atmosphere such as copper, the atmosphere is in a non-oxidizing atmosphere. Then, binder removal or firing is performed.
[0064]
A device 5 such as a semiconductor element is mounted on the surface of the insulating substrate 1 formed as described above, and is connected to the wiring layer 2 so that signals can be transmitted. As described above, the device 5 can be directly mounted on the wiring layer 2 to connect them, or the device 5 and the wiring layer 2 on the surface of the insulating substrate 1 are connected using the wire bonding 6. You can also It is also possible to connect the two by flip chip or the like.
[0065]
Further, the sealing resin 7 is applied to the surface of the insulating substrate 1 on which the device 5 is mounted and cured, or from the same type of insulating material as the insulating substrate 1, other insulating materials, or a metal with good heat dissipation. The device 5 can be hermetically sealed by bonding the lid body to be formed with an adhesive such as glass, resin, or brazing material, whereby the package A can be manufactured.
[0066]
Thus, since the low-temperature fired ceramic sintered body of the present invention can be manufactured by firing at a low temperature of 1000 ° C. or lower, by using such a sintered body as an insulating substrate material, Cu, Ag, Au and By simultaneous firing with a low-resistance conductor such as Al, a wiring layer made of these low-resistance conductors and an insulating substrate can be manufactured at once, and the production efficiency of various wiring boards can be improved.
[0067]
Further, in the example of FIG. 2, an example is shown in which the insulating substrate 1 and the wiring layer 2 are formed by applying a paste containing a low-resistance conductor to a ceramic green sheet for forming an insulating layer and simultaneously firing. When 1 is formed of the low-temperature fired ceramic sintered body of the present invention, a fine wiring layer (for example, a wiring layer width of 75 μm or less is formed on the surface of the insulating substrate 1 by using a so-called thin film forming method. The wiring layer spacing is 75 μm or less and the wiring layer thickness is 1 to 10 μm), and can be formed with high accuracy by a low resistance conductor such as Cu, Ag, Au, and Al.
[0068]
That is, taking the insulating substrate 1 of FIG. 2 as an example, the insulating substrate 1 having the via-hole conductor 3 therein is manufactured by the method described above. The insulating substrate 1 may be formed from one insulating layer, or the wiring layer 2 described above may be formed therein by simultaneous firing. A thin film metal layer made of a low resistance conductor such as Cu, Ag, Au, and Al is formed on the surface of the insulating substrate 1 by a thin film forming method such as sputtering, ion plating, or vacuum deposition. Next, a wiring layer having a fine pattern as described above can be formed on the surface of the insulating substrate 1 by resist application, exposure using a mask of a predetermined pattern, removal of unnecessary metal layers by etching, and resist removal. .
[0069]
Since the low-temperature fired ceramic sintered body of the present invention has a low open porosity of 0.3% or less, the voids are few and the surface smoothness is good. By using such a thin film forming method, it is possible to form a wiring layer with a fine pattern with high accuracy without causing inconvenience such as misalignment. Prior to forming a thin film metal layer on the surface of the insulating substrate 1 by the thin film formation method, the surface of the substrate 1 is a smooth surface with a surface roughness Ra (JIS B0601) of 0.1 μm or less, particularly 0.05 μm or less. However, the insulating substrate 1 made of the low-temperature fired ceramic sintered body of the present invention is excellent in surface smoothness. For example, the surface roughness Ra of the skin surface is 1.0 μm or less, particularly 0.5 μm or less. Therefore, the above polishing process can be easily performed in a short time, and the present invention is advantageous also in this respect.
[0070]
In addition, since the low-temperature fired ceramic sintered body of the present invention is excellent in mechanical properties such as strength, the thickness of the insulating substrate 1 as described above is 0.5 mm or less, particularly 0.4 mm or less, and further 0 .2 mm or less, which is useful for manufacturing a thin and highly reliable wiring board.
[0071]
【Example】
referenceExample 1
  Three types of glass powders having the following composition (average particle size is 2 μm) were prepared.
Glass A: SiO228 wt% -Al2O310 wt%-ZnO15 wt%
            -B2O318 wt%-BaO28 wt%-ZrO21% by weight
          (Glass transition point: 610 ° C)
Glass B: SiO220% by weight-Al2O38 wt%-ZnO20 wt%
          -B2O321 wt% -BaO-20 wt% -SrO 9 wt%
                  -ZrO21 wt% -TiO21% by weight
          (Glass transition point: 570 ° C.)
Glass C: SiO224 wt% -Al2O38 wt%-ZnO15 wt%
          -B2O318 wt%-BaO-26 wt%-SrO 1 wt%
          -CaO 5 wt%-SnO21 wt% -ZrO22% by weight
          (Glass transition point: 590 ° C)
  On the other hand, 2 g of ceramic powder shown in Table 1 having an average particle diameter of 1 to 2 μm is filled in a 20 mmφ diameter mold, and uniaxial press molding is performed at a pressure of 98 MPa for 30 seconds. Calculated as Further, the true density was measured by the He substitution method, and the ratio of pressurized bulk density / true density was calculated and shown in Table 1.
[0072]
Then, the glass powder and the ceramic powder are mixed according to the composition shown in Table 1, and an organic binder, a plasticizer, and toluene are added to the mixture to prepare a slurry. A sheet-like molded body having a thickness of 300 μm was produced. Further, a plurality of the sheet-like molded bodies were laminated so as to have a desired thickness, and thermocompression bonding was performed by applying a pressure of 10 MPa at a temperature of 60 ° C.
[0073]
The obtained laminate was treated to remove the binder at 500 ° C. in the air, then heated at 200 ° C./hour, and fired in the air under the conditions shown in Table 1 to obtain a ceramic sintered body.
[0074]
Next, the open porosity of the obtained ceramic sintered body was measured by the Archimedes method. Further, Young's modulus was measured by an ultrasonic pulse method. Furthermore, this ceramic sintered body was processed into φ10 mm and a thickness of 1.5 mm, and the thermal conductivity was measured by a laser flash method. Moreover, this ceramic sintered body was processed into 3 mm × 4 mm × 50 mm, and a three-point bending strength based on JIS R-1601 was measured using an autograph. Furthermore, this ceramic sintered body was mirror-polished and the fracture toughness was measured by IF method. The results are shown in Table 2.
[0075]
Furthermore, the ceramic sintered body was processed to φ16 mm and thickness 2 mm, and an In-Ga paste was applied to both sides to form an electrode. Using an LCR meter, the capacitance was measured at a measurement frequency of 1 MHz. The dielectric constant was calculated. Moreover, the crystal phase in the ceramic sintered body was identified from the X-ray diffraction measurement, and the magnitude of the peak intensity was compared.
[0076]
BaAl2Si2O8As for the crystal phase, the intensity ratio I (d = 3.900) / I (d = 3.355) was set, with the hexagonal main peak d = 3.900 and the monoclinic main peak d = 3.355. ) Was calculated.
[0077]
Further, the ceramic sintered body was mirror-polished, and BaAl was obtained from a scanning electron microscope (SEM) photograph.2Si2O8The aspect ratio of the crystal phase (needle crystals) was calculated. These results are shown in Table 2.
[0078]
Further, after forming a Ti layer with a thickness of 0.2 μm on the insulating substrate surface of the multilayer wiring board by a vacuum deposition method, various metal layers such as TiW, TiMo, Ni, Cr, and Ta are formed with a thickness of 10 μm. After the formation, a Cu layer was formed with a thickness of 3 μm. The contents of W and Mo in the alloy layer of TiW and TiMo are 90% by weight.
[0079]
Thereafter, a photosensitive photoresist is applied to the entire surface of the thin film metal layer, an etching mask is formed by photolithography technique, and an unnecessary portion of the thin film is removed from the thin film layer with an acidic etching solution. A 1 mm evaluation pad was formed. Then, a pin made of Cu is soldered to this pad, and the multilayer wiring board is held for 15 minutes / 15 minutes in a constant temperature bath controlled at -40 ° C. and 125 ° C. for 100 cycles. After performing the thermal cycle, the pin was pulled up vertically, and the strength when the solder or thin film metal layer was separated was evaluated as the adhesive strength of the thin film metal layer. The results are shown in Table 2.
[0080]
On the other hand, it evaluated similarly using the glass D and glass E which consist of the following compositions instead of the said glass A, B, and C as a comparative example.
Figure 0005057620
[0081]
[Table 1]
Figure 0005057620
[0082]
[Table 2]
Figure 0005057620
[0083]
As is clear from the results in Tables 1 and 2, the crystal phases corresponding to the crystal phases (a) to (c) described above were precipitated, and the celsian crystal phase (b) (BaAl2Si2O8Sample No. containing needle-like crystals having a crystal phase of at least an aspect ratio of 3 or more. 2-8, 10 and 12-22, the intensity ratio I (hex.) / I (mon.) Of the main peak between hexagonal crystal (hex.) And monoclinic crystal (mon.) In X-ray diffraction measurement is 3. The open porosity is 0.3% or less, the bending strength is 280 MPa or more, the thermal conductivity is 2 W / mK or more, the Young's modulus is 100 GPa or more, and the fracture toughness is 1.5 MPa · m.1/2That's it. Moreover, when the surface roughness Ra of the burned skin surface was measured for these sintered bodies, all were 0.5 μm or less. Further, even when a thin metal layer was formed, a high adhesive strength of 22.5 MPa or more was exhibited.
[0084]
On the other hand, Sample No. with a glass powder amount of more than 90% by weight. In Nos. 1 and 11, the filler was insufficient, and some of the components were lost due to baking at 800 ° C. or higher, making it difficult to prepare an appropriate sample. In addition, sample No. in which the amount of glass powder is less than 20% by weight. In No. 9, the open porosity increased, and a dense ceramic sintered body could not be obtained.
[0085]
Sample No. 23 and 24 are AlN, SiThreeNFour, SiC, Al2OThree, ZrO23Al2OThree・ 2SiO2, Mg2SiOFourSince the crystal phase (c) selected from these groups was not contained, the bending strength was lower than 280 MPa, and the Young's modulus was lower than 100 GPa.
[0086]
  Furthermore, sample No. using glass D, E which does not contain a predetermined amount of ZnO or BaO as glass powder. 25 and 26, the bending strength is lower than 280 MPa, the thermal conductivity is lower than 2 W / mK, the Young's modulus is lower than 100 GPa, and the fracture toughness is 1.5 MPa · m.1/2It was lower.
referenceExample 2
  referenceSample No. 1 of Example 1 An acrylic binder, a plasticizer, and toluene were added to and mixed with the raw material powder of 10 samples, and a sheet-like molded body having a thickness of 250 μm was produced by a doctor blade method. Next, a via hole is formed at a predetermined position of the sheet-like molded body, and after filling a conductor paste mainly composed of silver, a wiring pattern is formed on the surface of the sheet-like molded body using the conductor paste by a screen printing method. Formed.
[0087]
And 4 sheets were laminated | stacked and thermocompression bonded, aligning the sheet-like molded object in which the said wiring pattern was formed. A binder substrate having a wiring layer mainly composed of silver is obtained by removing the binder from the laminated body at 500 ° C. in the atmosphere, heating at 200 ° C./hour, and firing at 800 ° C. for 1 hour in the atmosphere. Produced.
[0088]
  About the obtained wiring board, after mounting a semiconductor element, it was sealed with a sealant, and it showed no warping or deformation, etc. Also, when the conduction of the wiring layer was confirmed, there was no disconnection or the like and low resistance And showed good conduction characteristics.
Example1
  Two types of glass powders having the following composition (average particle diameter is 2 μm) were prepared.
Glass F: SiO229% by weight-Al2O312% by weight-ZnO 15% by weight
          -B2O310% by weight—BaO 30% by weight—ZrO21% by weight
          -Y2O33% by weight (glass transition point: 660 ° C.)
Glass G: SiO224 wt% -Al2O38 wt%-ZnO7 wt%
          -MgO 8 wt%-B2O310% by weight-BaO-26% by weight
          -SrO 1 wt%-CaO 5 wt%-SnO21% by weight
          -ZrO22% by weight-Y2O38% by weight
          (Glass transition point: 500 ° C)
  And it mixed according to the composition of Table 3 using the metal oxide powder shown in Table 3 whose average particle diameter is 1-2 micrometers with respect to these glass powders.
[0089]
  And using this mixture,referenceA low-temperature fired ceramic sintered body was obtained in the same manner as Example 1 (firing temperatures are shown in Table 3).
[0090]
  About the obtained sintered body,referenceAs in Example 1, the open porosity, thermal conductivity, and three-point bending strength were measured. Further, the crystal phase in the sintered body was identified by X-ray diffraction measurement, and these results are shown in Table 3. The identified crystal phases are shown in Table 3 in descending order of peak intensity.
[0091]
  further,referenceAs in Example 1, the sintered body was mirror-polished, and BaAl was obtained from a scanning electron microscope (SEM) photograph.2Si2O8The aspect ratio of the crystal phase was calculated. The results are shown in Table 3.
[0092]
[Table 3]
Figure 0005057620
[0093]
  As apparent from the results in Table 3, the garnite crystal phase (crystal phase (a)), acicular celsian crystal phase (crystal phase (b)), specific ceramic crystal phase (crystal phase (c)) and Y-containing Sample No. in which the crystal phase (crystal phase (d)) was precipitated was deposited. In 1 to 8, the thermal conductivity was 2 W / mK or more and the bending strength was 280 MPa or more.
Example2
  Example1Sample No. An acrylic binder, a plasticizer, and toluene were added to and mixed with the raw material powder of Sample 1, and a green sheet having a thickness of 250 μm was produced by a doctor blade method. Next, via holes were formed at predetermined positions on the green sheet and filled with a conductor paste mainly composed of copper, and then a wiring layer was formed on the surface of the green sheet using the conductor paste by a screen printing method.
[0094]
Then, four green sheets on which the wiring layer was formed were stacked and thermocompression bonded while being aligned. The laminate is treated to remove the binder at 700 ° C. in nitrogen containing water vapor, heated at 200 ° C./hour, and then fired at 800 ° C. for 1 hour in nitrogen to provide a wiring layer mainly composed of copper. A multilayer wiring board was produced.
[0095]
The obtained wiring board was confirmed to be conductive in the wiring layer. As a result, there was no disconnection or the like, and the conductive characteristics were low and good.
[0096]
【The invention's effect】
As described above in detail, according to the present invention, by causing a specific crystal phase such as a garnite crystal phase and / or a spinel crystal phase and a celsian crystal phase including an acicular crystal having an aspect ratio of 3 or more to exist, silver , And can be co-fired with a low-resistance metal such as copper or gold, and a sintered body having high strength, high thermal conductivity, Young's modulus, and toughness can be obtained. Further, by using the sintered body as an insulating substrate in the wiring substrate, the substrate strength can be increased, and a highly reliable wiring substrate can be obtained, and the insulating substrate has excellent smoothness. Can be suitably used for any wiring substrate such as a conductor layer can be formed on the surface of the ceramic sintered body by a thin film forming method.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a view showing the structure of a low-temperature fired ceramic sintered body of the present invention,
FIG. 2 is a side sectional view showing an example of a wiring board (semiconductor element housing package) using the low-temperature fired ceramic sintered body of the present invention as an insulating substrate.
[Explanation of symbols]
1 Insulating substrate
2 Wiring layer
3 Via-hole conductor
4 Connection electrodes
5 devices
A Package for storing semiconductor elements
B External circuit board

Claims (16)

結晶相として、（ａ）ガーナイト結晶相および／またはスピネル結晶相、（ｂ）アスペクト比が３以上の針状晶を含むセルシアン結晶相、（ｃ）ＡｌＮ、Ｓｉ３Ｎ４、ＳｉＣ、Ａｌ ２ Ｏ３、ＺｒＯ２、３Ａｌ２Ｏ３・２ＳｉＯ２及びＭｇ２ＳｉＯ４の群から選ばれる少なくとも１種の結晶相、及び（ｄ）ＹＡｌＯ３、Ｙ４Ａｌ２Ｏ９、ＢａＹ２Ｏ４、Ｂａ４Ｙ２Ｏ７，Ｙ４Ｚｒ３Ｏ１２、Ｙ６ＺｒＯ１１の群から選ばれる少なくとも１種であるＹ（イットリウム）含有結晶相、を含有しており、且つ開気孔率が０．３％以下であることを特徴とする低温焼成セラミック焼結体。As a crystal phase, (a) a garnite crystal phase and / or a spinel crystal phase, (b) a celsian crystal phase including an acicular crystal having an aspect ratio of 3 or more, (c) AlN, Si 3 N 4 , SiC, Al 2 O 3 , ZrO 2 , 3Al 2 O 3 .2SiO 2 and Mg 2 SiO 4 , and (d) YAlO 3 , Y 4 Al 2 O 9 , BaY 2 O 4 , Ba 4 A Y (yttrium) -containing crystal phase which is at least one selected from the group consisting of Y 2 O 7 , Y 4 Zr 3 O 12 and Y 6 ZrO 11 , and an open porosity is 0.3% or less A low-temperature fired ceramic sintered body characterized by being: ガラス粉末とセラミック粉末との混合粉末から成る成形体を焼成することにより得られることを特徴とする請求項１記載の低温焼成セラミック焼結体。  The low-temperature fired ceramic sintered body according to claim 1, wherein the sintered body is obtained by firing a molded body made of a mixed powder of glass powder and ceramic powder. 前記結晶相（ａ）および（ｂ）が、前記ガラス粉末から析出したものであることを特徴とする請求項２記載の低温焼成セラミック焼結体。  The low-temperature fired ceramic sintered body according to claim 2, wherein the crystal phases (a) and (b) are precipitated from the glass powder. ＰｂＯ含有量およびＡ２Ｏ（Ａ：アルカリ金属）含有量が、それぞれ１重量％以下に抑制されていることを特徴とする請求項１乃至請求項３のいずれかに記載の低温焼成セラミック焼結体。4. The low-temperature fired ceramic sintered product according to claim 1, wherein the PbO content and the A 2 O (A: alkali metal) content are each controlled to 1% by weight or less. 5. body. ２Ｗ／ｍＫ以上の熱伝導率を有することを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の低温焼成セラミック焼結体。  The low-temperature fired ceramic sintered body according to any one of claims 1 to 4, having a thermal conductivity of 2 W / mK or more. ２８０ＭＰａ以上の抗折強度を有することを特徴とする請求項１乃至請求項５のいずれかに記載の低温焼成セラミック焼結体。  The low-temperature fired ceramic sintered body according to any one of claims 1 to 5, having a bending strength of 280 MPa or more. １００ＧＰａ以上のヤング率を有することを特徴とする請求項１乃至請求項６のいずれかに記載の低温焼成セラミック焼結体。  The low-temperature fired ceramic sintered body according to any one of claims 1 to 6, having a Young's modulus of 100 GPa or more. 前記（ｂ）セルシアン結晶相は、六方晶を含み且つＸ線回折測定において下記式：
Ｉｈｅｘ／Ｉｍｏｎ
式中、Ｉｈｅｘは、六方晶のメインピーク強度を示し、
Ｉｍｏｎは、単斜晶のメインピーク強度を示す、
で表されるメインピーク強度比が３以上であるＸ線回折パターンを示すことを特徴とする請求項１乃至請求項７のいずれか記載の低温焼成セラミック焼結体。The (b) celsian crystal phase contains a hexagonal crystal, and in the X-ray diffraction measurement, the following formula:
Ihex / Imon
Where Ihex represents the main peak intensity of the hexagonal crystal,
Imon indicates the main peak intensity of the monoclinic crystal,
The low-temperature fired ceramic sintered body according to any one of claims 1 to 7, wherein an X-ray diffraction pattern having a main peak intensity ratio of 3 or more is represented. １．５ＭＰａ・ｍ１／２以上の破壊靭性を有していることを特徴とする請求項１乃至請求項８のいずれか記載の低温焼成セラミック焼結体。The low-temperature fired ceramic sintered body according to any one of claims 1 to 8, having a fracture toughness of 1.5 MPa · m 1/2 or more. 前記Ｙ（イットリウム）含有結晶相が、ガラスから析出したものであることを特徴とする請求項１乃至請求項９のいずれかに記載の低温焼成セラミック焼結体。  The low-temperature fired ceramic sintered body according to any one of claims 1 to 9, wherein the Y (yttrium) -containing crystal phase is precipitated from glass. 非晶質相を５０重量％以下の量で含有していることを特徴とする請求項１乃至請求項１０のいずれかに記載の低温焼成セラミック焼結体。  The low-temperature fired ceramic sintered body according to any one of claims 1 to 10, wherein the amorphous phase is contained in an amount of 50% by weight or less. 前記非晶質相が、Ｙ（イットリウム）を含有していることを特徴とする請求項１乃至請求項１１のいずれかに記載の低温焼成セラミック焼結体。  The low-temperature fired ceramic sintered body according to any one of claims 1 to 11, wherein the amorphous phase contains Y (yttrium). 非晶質相を実質上含有していないことを特徴とする請求項１記載の低温焼成セラミック焼結体。  2. The low-temperature fired ceramic sintered body according to claim 1, which is substantially free of an amorphous phase. 請求項１乃至請求項１３のいずれかに記載の低温焼成セラミック焼結体の表面および／または内部にＣｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ａｌの群から選ばれる少なくとも１種を含有する導体層を形成してなることを特徴とする配線基板。  A conductor layer containing at least one selected from the group consisting of Cu, Ag, Au, and Al is formed on the surface and / or inside of the low-temperature fired ceramic sintered body according to any one of claims 1 to 13. A wiring board characterized by comprising: 前記導体層が、前記混合粉末から成る成形体との同時焼成によって形成されていることを特徴とする請求項１４記載の配線基板。  The wiring board according to claim 14, wherein the conductor layer is formed by simultaneous firing with a molded body made of the mixed powder. 前記導体層が、薄膜形成法によって前記セラミック焼結体表面に形成されていることを特徴とする請求項１４記載の配線基板。  The wiring board according to claim 14, wherein the conductor layer is formed on a surface of the ceramic sintered body by a thin film forming method.
JP2001257775A 2000-08-28 2001-08-28 Low-temperature fired ceramic sintered body and wiring board Expired - Fee Related JP5057620B2 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2001257775A JP5057620B2 (en) 2000-08-28 2001-08-28 Low-temperature fired ceramic sintered body and wiring board

Applications Claiming Priority (13)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2000-258021 2000-08-28
JP2000258021 2000-08-28
JP2000258021 2000-08-28
JP2000-261827 2000-08-30
JP2000261827 2000-08-30
JP2000261827 2000-08-30
JP2000332658 2000-10-31
JP2000332658 2000-10-31
JP2000-332658 2000-10-31
JP2001-155499 2001-05-24
JP2001155499 2001-05-24
JP2001155499 2001-05-24
JP2001257775A JP5057620B2 (en) 2000-08-28 2001-08-28 Low-temperature fired ceramic sintered body and wiring board

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2011120685A Division JP5665657B2 (en) 2000-08-28 2011-05-30 Low-temperature fired ceramic sintered body, method for producing the same, and wiring board

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2003040668A JP2003040668A (en) 2003-02-13
JP5057620B2 true JP5057620B2 (en) 2012-10-24

Family

ID=27531642

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2001257775A Expired - Fee Related JP5057620B2 (en) 2000-08-28 2001-08-28 Low-temperature fired ceramic sintered body and wiring board

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP5057620B2 (en)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014156457A1 (en) 2013-03-26 2014-10-02 日本碍子株式会社 Glass/ceramic composite material

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4549029B2 (en) * 2003-02-25 2010-09-22 京セラ株式会社 Glass ceramic composition, glass ceramic sintered body, method for producing glass ceramic sintered body, and wiring board
JP4549028B2 (en) * 2003-02-25 2010-09-22 京セラ株式会社 Glass ceramic composition, glass ceramic sintered body, method for producing glass ceramic sintered body, and wiring board
JP5013239B2 (en) * 2004-06-15 2012-08-29 日立金属株式会社 High strength low temperature fired ceramic composition and multilayer electronic component using the same
JP4704836B2 (en) * 2005-03-16 2011-06-22 日本特殊陶業株式会社 Low-temperature fired porcelain composition, method for producing the same, and electronic component using the same
JP4629525B2 (en) * 2005-07-22 2011-02-09 日本特殊陶業株式会社 Multilayer ceramic component and manufacturing method thereof
JP5177342B2 (en) 2006-03-31 2013-04-03 双信電機株式会社 Manufacturing method of ceramic porcelain
JP4960453B2 (en) * 2006-07-21 2012-06-27 ダウ グローバル テクノロジーズ エルエルシー Improved diesel particulate filter
CN101754938A (en) 2007-07-23 2010-06-23 Tdk株式会社 Ceramic substrate, process for producing the same, and dielectric-porcelain composition
JP2009158576A (en) * 2007-12-25 2009-07-16 Ngk Spark Plug Co Ltd Multilayer ceramic substrate for electronic component inspecting tool
JP5288296B2 (en) * 2011-03-10 2013-09-11 日立金属株式会社 Manufacturing method of high strength low temperature fired ceramic and high strength low temperature fired ceramic substrate
TWI613177B (en) * 2011-11-16 2018-02-01 製陶技術股份有限公司 Process to produce a substrate
CN103803973B (en) * 2013-12-26 2015-09-09 浙江大学 Lower thermal conductivity, high strength dense pure phase zirconic acid lanthanum pottery and preparation method thereof
CN107001147B (en) * 2014-12-16 2020-07-10 日本碍子株式会社 Ceramic substrate and method for producing same
JP6314292B1 (en) * 2016-06-16 2018-04-18 日本碍子株式会社 Ceramic substrate and manufacturing method thereof
JP7248653B2 (en) * 2018-03-28 2023-03-29 日本碍子株式会社 Composite sintered body, semiconductor manufacturing device member, and manufacturing method of composite sintered body

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59137341A (en) * 1983-01-20 1984-08-07 Ngk Spark Plug Co Ltd Crystallized glass body
JPH0643258B2 (en) * 1987-11-27 1994-06-08 昭栄化学工業株式会社 Dielectric material for circuit boards

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014156457A1 (en) 2013-03-26 2014-10-02 日本碍子株式会社 Glass/ceramic composite material

Also Published As

Publication number Publication date
JP2003040668A (en) 2003-02-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5665657B2 (en) Low-temperature fired ceramic sintered body, method for producing the same, and wiring board
JP5057620B2 (en) Low-temperature fired ceramic sintered body and wiring board
JP5057644B2 (en) Glass ceramic composition and method for producing glass ceramic sintered body
JP3793560B2 (en) Low-temperature fired porcelain and manufacturing method thereof
US6753277B2 (en) Ceramics having excellent high-frequency characteristics and method of producing the same
JP4081299B2 (en) Glass ceramic sintered body and wiring board
JP2002111210A (en) Wiring board and its manufacturing method
JP2001240470A (en) Porcelain composition for high-frequency use, porcelain for high-frequency use and method for producing porcelain for high-frequency use
JP4859288B2 (en) Glass composition, glass sintered body, and wiring board using the same
JP5057607B2 (en) GLASS CERAMIC, ITS MANUFACTURING METHOD, AND WIRING BOARD USING THE SAME
JP4422453B2 (en) Wiring board
JP3793559B2 (en) High frequency porcelain composition and high frequency porcelain
JP3523590B2 (en) Low temperature fired porcelain composition, low temperature fired porcelain, and wiring board using the same
JP4762711B2 (en) Ceramic sintered body and wiring board
JP3466561B2 (en) Low temperature fired porcelain composition, low temperature fired porcelain, and wiring board using the same
JP2004256346A (en) Glass-ceramic composition, glass-ceramic sintered compact, its producing method, wiring board using the sintered compact body, and its mounting structure
JP2003073162A (en) Glass ceramic and wiring board
JP2010241685A (en) Glass ceramic sintered compact, and wiring board and thin film wiring board using the compact
JP3314131B2 (en) Wiring board
JP4422452B2 (en) Wiring board
JP2003137657A (en) Glass ceramics and method of manufacturing the same and wiring board
JP2005101095A (en) Porcelain composition, porcelain, and its manufacturing method
JP2005179137A (en) Porcelain having excellent high frequency transmission characteristics
JP2004231453A (en) Glass-ceramic composition, glass-ceramic sintered compact, wiring substrate using the compact, and packaging structure of the wiring substrate
JP3827498B2 (en) Glass ceramic sintered body and wiring board

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20080314

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20100701

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20100907

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20101026

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20110329

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20110530

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20120221

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20120302

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20120703

A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20120731

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20150810

Year of fee payment: 3

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

Ref document number: 5057620

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees