JP5093091B2 - Ceramic substrate - Google Patents

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Description

この発明は、セラミック基板に関するもので、特に、セラミック基板において、高い電気絶縁性を確保するための改良に関するものである。   The present invention relates to a ceramic substrate, and more particularly to an improvement for ensuring high electrical insulation in a ceramic substrate.

電子機器の小型化に伴い、そこに用いられる電子部品や電子部品実装基板の低背化が要求されている。低背化のためには、積層構造を有するセラミック基板にあっては、そこに備えるセラミック層の１層あたりの厚みを薄くする必要がある。現在、市場に出ている低温焼成セラミックを用いた多層セラミック基板においては、セラミック層の１層あたりの厚みは１０μｍを超えている。厚みが１０μｍを超える必要がある理由は、この厚み以下になると、低温焼成セラミックからなるセラミック層の電気絶縁性が低下するためである。   With the downsizing of electronic equipment, there is a demand for lowering the height of electronic components and electronic component mounting boards used there. In order to reduce the height, in a ceramic substrate having a laminated structure, it is necessary to reduce the thickness of each ceramic layer provided therein. In multilayer ceramic substrates using low-temperature fired ceramics currently on the market, the thickness of each ceramic layer exceeds 10 μm. The reason why the thickness needs to exceed 10 μm is that when the thickness is equal to or less than this thickness, the electrical insulation of the ceramic layer made of the low-temperature fired ceramic is lowered.

このような背景から、厚みが１０μｍ以下でも電気絶縁性が低下しない、低温焼成セラミックからなるセラミック基板が求められている。   From such a background, there is a demand for a ceramic substrate made of a low-temperature fired ceramic that does not deteriorate the electrical insulation even when the thickness is 10 μm or less.

低温焼成セラミックには、１０００℃以下での焼結を可能とし、よって、低抵抗配線導体であるＡｇやＣｕとの同時焼成を可能とするため、その成分に、焼結助剤としてのＢ２Ｏ３および／またはＲ２Ｏ（Ｒ：アルカリ金属）が含有されていることが多い。しかし、低温焼成セラミックを用いて構成されるセラミック基板において、前述のように電気絶縁性が低下するのは、セラミックの成分に、上述したＢ２Ｏ３および／またはＲ２Ｏが含有されているためである。 The low temperature co-fired ceramic, to enable sintering at 1000 ° C. or less, thus, to allow co-firing with Ag and Cu which is a low-resistance wiring conductor, into its components, B 2 as sintering aids O 3 and / or R 2 O (R: alkali metal) is often contained. However, in the ceramic substrate constituted by using the low-temperature fired ceramic, the electrical insulation is lowered as described above because the ceramic component contains B 2 O 3 and / or R 2 O described above. Because.

すなわち、Ｂ２Ｏ３やＲ２Ｏは、焼結助剤として有用であるものの、焼成時に抜けてしまいやすい成分であり、得られるセラミック基板の特性ばらつき、たとえば電気絶縁性の低下を引き起こす原因となっている。この傾向は、セラミックグリーンシート（ひいてはセラミック層）が薄くなるほど顕著である。 That is, although B 2 O 3 and R 2 O are useful as sintering aids, they are components that are easily removed during firing, and cause variations in characteristics of the obtained ceramic substrate, for example, a decrease in electrical insulation. It has become. This tendency becomes more prominent as the ceramic green sheet (and thus the ceramic layer) becomes thinner.

Ｂ２Ｏ３およびＲ２Ｏのいずれをも含有しない低温焼結セラミック材料が、たとえば、特開２００２-１７３３６２号公報（特許文献１）および特開２００８-４４８２９号公報（特許文献２）に記載されている。これら特許文献１および２では、ＭｎＯを焼結助剤とすることが記載されている。 Low-temperature sintered ceramic materials containing neither B 2 O 3 nor R 2 O are described in, for example, JP 2002-173362 A (Patent Document 1) and JP 2008-44829 A (Patent Document 2). Has been. In these Patent Documents 1 and 2, it is described that MnO is used as a sintering aid.

しかしながら、上記特許文献１または２に記載の技術をそのまま実施したとしても、セラミック層の厚みが１０μｍ以下の場合において、高い電気絶縁性を保証し得るセラミック基板が必ずしも得られるわけではない。
特開２００２-１７３３６２号公報 特開２００８-４４８２９号公報 However, even if the technique described in Patent Document 1 or 2 is carried out as it is, a ceramic substrate that can guarantee high electrical insulation is not necessarily obtained when the thickness of the ceramic layer is 10 μm or less.
JP 2002-173362 A JP 2008-44829 A

そこで、この発明の目的は、セラミック層の厚みが１０μｍ以下の場合においても、高い電気絶縁性を保証し得るセラミック基板を提供しようとすることである。   Accordingly, an object of the present invention is to provide a ceramic substrate that can guarantee high electrical insulation even when the thickness of the ceramic layer is 10 μm or less.

この発明では、セラミックの組成以外の電気絶縁性を支配する因子として、セラミック層の空隙率に注目される。すなわち、セラミック層において、組成的に絶縁性がいくら高いものを用いても、空隙率が高ければ、電気絶縁性は低下する。電気絶縁性に対する空隙率の因子支配度は、セラミック層の厚みが薄くなるほど大きくなる。よって、１０μｍ以下のセラミック層厚みを実現しようとする場合、電気絶縁性の高い組成のセラミック材料を選択するのみではなく、セラミック層の焼結性を向上させ、空隙率を低下させなければならない。   In the present invention, attention is paid to the porosity of the ceramic layer as a factor governing electrical insulation other than the ceramic composition. That is, even if a ceramic layer having a high insulating property is used, if the porosity is high, the electrical insulating property is lowered. The factor control of the porosity with respect to the electrical insulation increases as the thickness of the ceramic layer decreases. Therefore, when trying to achieve a ceramic layer thickness of 10 μm or less, it is necessary not only to select a ceramic material having a composition with high electrical insulation, but also to improve the sinterability of the ceramic layer and reduce the porosity.

上記のような着眼の下、この発明は、低温焼結セラミック材料をシート状に成形し焼成してなるセラミック層を有するセラミック基板に向けられるものであって、セラミック層は、厚みが４〜１０μｍ、空隙率が３体積％以下であり、かつ、低温焼結セラミック材料は、主成分として、４７〜６７重量％のＳｉＯ ２ 、２１〜４１重量％のＢａＯ、および１０〜１８重量％のＡｌ ２ Ｏ ３ を含有するが、その焼結助剤成分として、Ｂ２Ｏ３およびＲ２Ｏ（Ｒ：アルカリ金属）を実質的に含有しないことを特徴としている。 Under the above circumstances, the present invention is directed to a ceramic substrate having a ceramic layer formed by firing a low-temperature sintered ceramic material into a sheet shape, and the ceramic layer has a thickness of 4 to 10 μm. The porosity is 3% by volume or less, and the low-temperature sintered ceramic material contains 47 to 67% by weight of SiO 2 , 21 to 41% by weight of BaO, and 10 to 18% by weight of Al 2 as main components. Although it contains O 3 , it is characterized by substantially not containing B 2 O 3 and R 2 O (R: alkali metal) as a sintering aid component.

この発明において、低温焼結セラミック材料の組成に関して、以下のように、いくつかの好ましい実施態様がある。 In the present invention, with respect to the composition of low-temperature co-fired ceramic material, as follows, there are several good preferable embodiments.

低温焼結セラミック材料は、焼結助剤成分として、２．５〜５．５重量％のＭｎＯを含有することが好ましい。この場合、低温焼結セラミック材料は、主成分であるＳｉＯ２、ＢａＯおよびＡｌ２Ｏ３を仮焼してなる仮焼粉に、焼結助剤成分であって仮焼されていないＭｎＯを混合してなる材料であることがより好ましい。 The low-temperature sintered ceramic material preferably contains 2.5 to 5.5% by weight of MnO as a sintering aid component. In this case, the low-temperature sintered ceramic material is mixed with calcined powder obtained by calcining the main components SiO 2 , BaO and Al 2 O 3 with MnO which is a sintering aid component and is not calcined. More preferably, the material is

低温焼結セラミック材料は、主成分の合計１００重量部に対し、添加成分として、１〜５重量部のＣｅＯ２を含有することが好ましい。 The low-temperature sintered ceramic material preferably contains 1 to 5 parts by weight of CeO 2 as an additional component with respect to 100 parts by weight of the total of the main components.

低温焼結セラミック材料は、主成分の合計１００重量部に対し、添加成分として、ＺｒＯ２、ＴｉＯ２、ＺｎＯ、Ｎｂ２Ｏ５、ＭｇＯおよびＦｅ２Ｏ３からなる群より選ばれる少なくとも１種を０．１〜５重量部含有することが好ましい。 The low-temperature sintered ceramic material contains at least one selected from the group consisting of ZrO 2 , TiO 2 , ZnO, Nb 2 O 5 , MgO and Fe 2 O 3 as an additive component with respect to a total of 100 parts by weight of the main components. It is preferable to contain 0.1-5 weight part.

低温焼結セラミック材料は、主成分の合計１００重量部に対し、添加成分として、ＣｏＯおよびＶ２Ｏ５のうち少なくとも一方を０．１〜５重量部含有することが好ましい。 The low-temperature sintered ceramic material preferably contains 0.1 to 5 parts by weight of at least one of CoO and V 2 O 5 as an additive component with respect to a total of 100 parts by weight of the main components.

この発明において、低温焼結セラミック材料の平均粒径（Ｄ５０：主成分および焼結助剤成分の平均粒径）は０．８μｍ以下であることが好ましい。   In this invention, the average particle size of the low-temperature sintered ceramic material (D50: the average particle size of the main component and the sintering aid component) is preferably 0.8 μm or less.

この発明は、複数のセラミック層を積層してなるもので、表面および内部にＡｕ、ＡｇまたはＣｕを主成分とする導体パターンを有する多層セラミック基板に対して特に有利に適用される。   The present invention is formed by laminating a plurality of ceramic layers, and is particularly advantageously applied to a multilayer ceramic substrate having a conductor pattern mainly composed of Au, Ag, or Cu on the surface and inside.

この発明によれば、高い電気絶縁性が維持されながら、厚みが１０μｍ以下というように、セラミック層の薄型化を図ることができる。よって、セラミック基板の低背化を図ることができる。   According to this invention, the ceramic layer can be thinned such that the thickness is 10 μm or less while maintaining high electrical insulation. Therefore, it is possible to reduce the height of the ceramic substrate.

また、コンデンサ素子を構成する場合、同一面積の電極で比較したとき、セラミック層の薄型化により、静電容量を高くすることができ、したがって、セラミック層を構成するセラミックの比誘電率が低くても、高容量のコンデンサ素子を得ることができる。   In addition, when a capacitor element is configured, when compared with electrodes of the same area, the ceramic layer can be made thinner, so that the capacitance can be increased. Therefore, the relative dielectric constant of the ceramic constituting the ceramic layer is low. In addition, a high-capacitance capacitor element can be obtained.

また、この発明によれば、低温焼結セラミック材料は、焼結助剤成分として、Ｂ２Ｏ３およびＲ２Ｏ（Ｒ：アルカリ金属）を含まないので、焼成にあたって容器状のさやを用いる必要がなく、単なる棚板上での焼成が可能である。したがって、容器状のさやの精度ばらつきにより、焼成後のセラミック焼結体の組成がばらつくといった問題に遭遇することはない。さらに、高温、高湿などの耐環境性が向上し、めっき液への溶出を抑制できるといった耐薬品性も向上させることができる。 Further, according to the present invention, the low-temperature sintered ceramic material does not contain B 2 O 3 and R 2 O (R: alkali metal) as a sintering aid component, and therefore it is necessary to use a container-shaped sheath for firing. There is no, and baking on a mere shelf board is possible. Therefore, the problem that the composition of the sintered ceramic body after firing does not vary due to variations in the accuracy of the container-shaped sheath is not encountered. Furthermore, environmental resistance such as high temperature and high humidity can be improved, and chemical resistance such as elution to the plating solution can be improved.

また、この発明によれば、低温焼結セラミック材料が、主成分として、４７〜６７重量％のＳｉＯ２、２１〜４１重量％のＢａＯ、および１０〜１８重量％のＡｌ２Ｏ３を含有しているので、セラミック基板において、比較的高い曲げ強度を得ることができる。これは、主成分に比較的多く含まれるＡｌ成分が寄与していると考えられる。 Further, according to the present invention, low-temperature sintering ceramic material, as a main component, 47 to 67 wt% of SiO 2, containing Al 2 O 3 of 21 to 41 wt% of BaO, and 10 to 18 wt% Therefore , a relatively high bending strength can be obtained in the ceramic substrate. This is thought to be due to the relatively large Al component contained in the main component.

この発明において、上述した組成の低温焼結セラミック材料が、ＺｒＯ２、ＴｉＯ２、ＺｎＯ、Ｎｂ２Ｏ５、ＭｇＯおよびＦｅ２Ｏ３からなる群より選ばれる少なくとも１種、ならびに／またはＣｏＯおよびＶ２Ｏ５のうち少なくとも１種を含んでいると、セラミック基板の曲げ強度をより向上させることができる。 In the present invention, low-temperature co-fired ceramic material set formed as described above is, ZrO 2, TiO 2, ZnO , Nb 2 O 5, at least one selected from the group consisting of MgO and Fe 2 O 3, and / or CoO When at least one of V 2 O 5 is included, the bending strength of the ceramic substrate can be further improved.

この発明において、上述した組成の低温焼結セラミック材料が、焼結助剤成分としてＭｎＯを含む場合に、ＳｉＯ２、ＢａＯおよびＡｌ２Ｏ３を仮焼してなる仮焼粉を得てから、仮焼されていないＭｎＯを上記仮焼粉に添加するようにすれば、仮焼粉の粒径を微小化することができる。したがって、仮焼粉の粉砕工程を簡略化することができるとともに、これを用いて作製されるセラミックグリーン層の薄層化を容易に進めることができ、かつセラミック層の空隙率を低くすることが容易になる。これは、仮焼時にＭｎ成分が存在していると、仮焼合成が促進されるが、この好ましい実施態様によれば、仮焼時にＭｎ成分が存在せず、それゆえ、仮焼合成の反応が抑制されるためである。 In the present invention, low-temperature co-fired ceramic material set formed as described above is, if it contains MnO as a sintering aid component, to obtain a calcined powder formed by calcining SiO 2, BaO and Al 2 O 3 Therefore, if MnO that has not been calcined is added to the calcined powder, the particle size of the calcined powder can be reduced. Therefore, the pulverization process of the calcined powder can be simplified, the ceramic green layer produced using the calcined powder can be easily thinned, and the porosity of the ceramic layer can be reduced. It becomes easy. This is because, if the Mn component is present at the time of calcination, the calcination synthesis is promoted. However, according to this preferred embodiment, the Mn component is not present at the time of calcination, and therefore the reaction of the calcination synthesis. This is because it is suppressed.

また、仮焼時にＭｎ成分が存在していると、Ｍｎの酸化反応（Ｍｎ2＋→Ｍｎ3＋）が起こるため、仮焼粉の色がこげ茶色になる傾向がある。したがって、このような仮焼粉を用いてセラミックグリーン層を作製した場合、このセラミックグリーン層の色彩がたとえばＣｕ電極の色彩と類似することになり、画像認識工程において不具合が生じることがある。しかしながら、この好ましい実施態様によれば、仮焼時にＭｎ成分が存在しないので、クリーム色のセラミックグリーン層を得ることができ、そのため、上記のような不具合を有利に回避することができる。 In addition, if the Mn component is present during calcination, an oxidation reaction of Mn (Mn 2+ → Mn 3+ ) occurs, so that the calcined powder tends to be dark brown. Therefore, when a ceramic green layer is produced using such calcined powder, the color of the ceramic green layer is similar to, for example, the color of the Cu electrode, which may cause problems in the image recognition process. However, according to this preferred embodiment, since the Mn component does not exist at the time of calcination, a cream-colored ceramic green layer can be obtained, and therefore the above-described problems can be advantageously avoided.

この発明において、低温焼結セラミック材料に含まれる主成分および焼結助剤成分の平均粒径（Ｄ５０）が０．８μｍ以下であると、焼結性が向上し、その結果、セラミック層の空隙率を低下させることが容易になる。   In this invention, when the average particle size (D50) of the main component and the sintering aid component contained in the low-temperature sintered ceramic material is 0.8 μm or less, the sinterability is improved, and as a result, the voids in the ceramic layer It becomes easy to reduce the rate.

この発明に係るセラミック基板が多層セラミック基板であり、そこに形成される導体パターンが、Ａｕ、ＡｇまたはＣｕを主成分とするとき、低温焼結セラミック材料との同時焼成が可能であるばかりでなく、導体パターンの電気抵抗を低くすることができ、導体パターンの電気抵抗に起因する挿入損失を低減することができる。   When the ceramic substrate according to the present invention is a multilayer ceramic substrate and the conductor pattern formed thereon is mainly composed of Au, Ag, or Cu, not only can simultaneous firing with a low-temperature sintered ceramic material be possible. The electrical resistance of the conductor pattern can be lowered, and the insertion loss due to the electrical resistance of the conductor pattern can be reduced.

図１は、この発明の一実施形態によるセラミック基板１を図解的に示す断面図である。   FIG. 1 is a cross-sectional view schematically showing a ceramic substrate 1 according to an embodiment of the present invention.

セラミック基板１は、多層セラミック基板を構成するもので、積層された複数のセラミック層２をもって構成される積層体３を備えている。この積層体３において、セラミック層２の特定のものに関連して種々の導体パターンが設けられている。   The ceramic substrate 1 constitutes a multilayer ceramic substrate and includes a laminated body 3 including a plurality of laminated ceramic layers 2. In this laminate 3, various conductor patterns are provided in association with specific ones of the ceramic layers 2.

上述した導体パターンとしては、積層体３の積層方向における端部となる主面上に形成されるいくつかの外部導体膜４および５、セラミック層２の間の特定の界面に沿って形成されるいくつかの内部導体膜６、ならびにセラミック層２の特定のものを貫通するように形成されるいくつかのビアホール導体７等がある。   The conductor pattern described above is formed along a specific interface between several external conductor films 4 and 5 and the ceramic layer 2 that are formed on the main surface that is an end portion in the stacking direction of the stacked body 3. There are several internal conductor films 6 as well as several via hole conductors 7 formed so as to penetrate a specific one of the ceramic layers 2.

上述した外部導体膜４は、積層体３の外表面上に搭載されるべき電子部品８および９への接続のために用いられる。図１では、たとえば半導体デバイスのように、バンプ電極１０を備える電子部品８、およびたとえばチップコンデンサのように面状の端子電極１１を備える電子部品９が図示されている。   The external conductor film 4 described above is used for connection to the electronic components 8 and 9 to be mounted on the outer surface of the multilayer body 3. In FIG. 1, an electronic component 8 including a bump electrode 10 such as a semiconductor device and an electronic component 9 including a planar terminal electrode 11 such as a chip capacitor are illustrated.

また、外部導体膜５は、このセラミック基板１を実装するマザーボード（図示せず。）への接続のために用いられる。   The external conductor film 5 is used for connection to a mother board (not shown) on which the ceramic substrate 1 is mounted.

このようなセラミック基板１に備える積層体３は、セラミック層２となるべき複数の積層されたセラミックグリーン層と、導電性ペーストによって形成された内部導体膜６およびビアホール導体７とを備え、場合によっては、導電性ペーストによって形成された外部導体膜４および５をさらに備える、生の積層体を焼成することによって得られるものである。   The laminate 3 provided in such a ceramic substrate 1 includes a plurality of laminated ceramic green layers to be the ceramic layer 2, an internal conductor film 6 and a via-hole conductor 7 formed of a conductive paste, and in some cases Is obtained by firing a raw laminate further comprising outer conductor films 4 and 5 formed of a conductive paste.

上述した生の積層体におけるセラミックグリーン層の積層構造は、典型的には、セラミックスラリーを成形して得られた複数枚のセラミックグリーンシートを積層することによって与えられ、導体パターン、特に内部の導体パターンは、積層前のセラミックグリーンシートに設けられる。   The laminated structure of the ceramic green layer in the raw laminate described above is typically provided by laminating a plurality of ceramic green sheets obtained by forming a ceramic slurry, and a conductor pattern, particularly an inner conductor. The pattern is provided on the ceramic green sheet before lamination.

セラミックスラリーは、後述するような低温焼結セラミック材料に、ポリビニルブチラールのような有機バインダと、トルエンおよびイソプロピルアルコールのような溶剤と、ジ−ｎ−ブチルフタレートのような可塑剤と、その他、必要に応じて、分散剤等の添加物とを加えてスラリー化することによって、得ることができる。   The ceramic slurry is a low-temperature sintered ceramic material as described later, an organic binder such as polyvinyl butyral, a solvent such as toluene and isopropyl alcohol, a plasticizer such as di-n-butyl phthalate, and the other necessary. Depending on the case, it can be obtained by adding an additive such as a dispersant to make a slurry.

セラミックスラリーを用いてセラミックグリーンシートを得るための成形にあたっては、たとえば、ポリエチレンテレフタレートのような有機樹脂からなるキャリアフィルム上で、ドクターブレード法を適用して、セラミックスラリーをシート状に成形することが行なわれる。   In forming a ceramic green sheet using a ceramic slurry, for example, a doctor blade method may be applied to form a ceramic slurry into a sheet on a carrier film made of an organic resin such as polyethylene terephthalate. Done.

導体パターンをセラミックグリーンシートに設けるにあたっては、たとえば、金、銀または銅を導電成分の主成分として含む導電性ペーストが用いられ、セラミックグリーンシートにビアホール導体７のための貫通孔が設けられ、貫通孔に導電性ペーストが充填されるとともに、内部導体膜６のための導電性ペースト膜、ならびに必要に応じて外部導体膜４および５のための導電性ペースト膜がたとえばスクリーン印刷法によって形成される。   In providing the conductor pattern on the ceramic green sheet, for example, a conductive paste containing gold, silver or copper as a main component of the conductive component is used, and a through hole for the via-hole conductor 7 is provided in the ceramic green sheet. The hole is filled with a conductive paste, and a conductive paste film for the inner conductor film 6 and, if necessary, a conductive paste film for the outer conductor films 4 and 5 are formed by, for example, a screen printing method. .

このようなセラミックグリーンシートは、所定の順序で積層され、積層方向に、たとえば１０００ｋｇｆ／ｃｍ２の圧力をもって圧着されることによって、生の積層体が得られる。 Such ceramic green sheets are laminated in a predetermined order and pressed in the lamination direction with a pressure of, for example, 1000 kgf / cm 2 to obtain a raw laminate.

この生の積層体には、図示しないが、他の電子部品を収容するためのキャビティや、電子部品８および９等を覆うカバーを固定するための接合部分が設けられてもよい。   Although not shown, this raw laminate may be provided with a cavity for accommodating other electronic components, and a joint portion for fixing a cover that covers the electronic components 8 and 9 and the like.

生の積層体は、セラミックグリーン層に含まれるセラミック組成物が焼結可能な温度以上、たとえば９００℃以上であって、導体パターンに含まれる金属の融点以下、たとえば銅または金であれば、１０３０℃以下の温度域で焼成される。   The raw laminate is 1030 or more if the ceramic composition contained in the ceramic green layer is above the temperature at which the ceramic composition can be sintered, for example 900 ° C. or more, and below the melting point of the metal contained in the conductor pattern, for example copper or gold. Baking in a temperature range of ℃ or less.

また、導体パターンに含まれる金属が銅である場合、焼成は、窒素雰囲気のような非酸化性雰囲気中で行なわれ、９００℃以下の温度で脱バインダを完了させ、また、降温時には、酸素分圧を低くして、焼成完了時に銅が実質的に酸化しないようにされる。   Further, when the metal contained in the conductor pattern is copper, the firing is performed in a non-oxidizing atmosphere such as a nitrogen atmosphere, and the binder removal is completed at a temperature of 900 ° C. or lower. The pressure is lowered so that the copper is not substantially oxidized upon completion of firing.

焼成温度がたとえば９８０℃以上であるならば、導体パターンに含まれる金属として、銀を用いることができないが、パラジウムが２０重量％以上のＡｇ−Ｐｄ系合金を用いることができる。この場合には、焼成を空気中で実施することができる。   If the firing temperature is, for example, 980 ° C. or higher, silver cannot be used as the metal contained in the conductor pattern, but an Ag—Pd-based alloy containing 20% by weight or more of palladium can be used. In this case, the firing can be performed in air.

焼成温度がたとえば９５０℃以下であるならば、導体パターンに含まれる金属として、銀を用いることができる。   If the firing temperature is, for example, 950 ° C. or lower, silver can be used as the metal contained in the conductor pattern.

以上のように、焼成工程を終えたとき、図１に示した積層体３が得られる。   As described above, when the firing step is finished, the laminate 3 shown in FIG. 1 is obtained.

その後、必要に応じて、外部導体膜４および５が形成され、電子部品８および９が実装され、それによって、図１に示した多層セラミック基板を構成するセラミック基板１が完成される。   Thereafter, if necessary, external conductor films 4 and 5 are formed, and electronic components 8 and 9 are mounted, whereby ceramic substrate 1 constituting the multilayer ceramic substrate shown in FIG. 1 is completed.

上記のセラミック基板１において、セラミック層２は、厚みが４〜１０μｍの範囲に選ばれるとともに、空隙率が３体積％以下とされる。したがって、このセラ基板１によれば、セラミック層２において高い電気絶縁性が維持されながら、厚みが１０μｍ以下というように、セラミック層２の薄型化を図ることができる。よって、セラミック基板１の低背化を図ることができる。   In the ceramic substrate 1 described above, the ceramic layer 2 is selected to have a thickness in the range of 4 to 10 μm and a porosity of 3% by volume or less. Therefore, according to the ceramic substrate 1, the ceramic layer 2 can be thinned such that the thickness is 10 μm or less while maintaining high electrical insulation in the ceramic layer 2. Therefore, the ceramic substrate 1 can be reduced in height.

なお、この発明は、上述したような積層構造を有する積層体を備える多層セラミック基板に限らず、単に１つのセラミック層を備える単層構造のセラミック基板にも適用することができる。   The present invention can be applied not only to a multilayer ceramic substrate including a multilayer body having the above-described multilayer structure but also to a single-layer ceramic substrate including a single ceramic layer.

前述したセラミックスラリーに含まれる低温焼結セラミック材料は、その焼結助剤成分として、Ｂ２Ｏ３およびＲ２Ｏ（Ｒ：アルカリ金属）を実質的に含有しないものとされる。Ｂ２Ｏ３やＲ２Ｏは焼成時に揮発しやすい成分であるため、焼結体の組成、ひいてはその特性がばらつく原因になることがある。この低温焼結セラミック材料はＢ２Ｏ３やＲ２Ｏを実質的に含んでいないので、焼成ばらつきが少なく、特性の安定した焼結体（セラミック層２）を効率良く得ることができる。 The low-temperature sintered ceramic material contained in the ceramic slurry described above is substantially free of B 2 O 3 and R 2 O (R: alkali metal) as a sintering aid component. Since B 2 O 3 and R 2 O are components that easily volatilize during firing, the composition of the sintered body, and thus the characteristics thereof, may cause variations. Since this low-temperature sintered ceramic material does not substantially contain B 2 O 3 or R 2 O, it is possible to efficiently obtain a sintered body (ceramic layer 2) having little firing variation and stable characteristics.

上記低温焼結セラミック材料は、主成分として、ＳｉＯ２を４７〜６７重量％、ＢａＯを２１〜４１重量％、およびＡｌ２Ｏ３を１０〜１８重量％含有するものである。 The low-temperature co-fired ceramic material as a main component, a SiO 2 47 to 67 wt%, a BaO from 21 to 41 wt%, and Al 2 O 3 Ru der those containing 10 to 18 wt%.

上記組成の低温焼結セラミック材料において、焼結助剤成分として、前述したように、Ｂ２Ｏ３およびＲ２Ｏを実質的に含有しない代わりに、２．５〜５．５重量％のＭｎＯを含有することが好ましい。この場合、低温焼結セラミック材料は、後述するように、主成分であるＳｉＯ２、ＢａＯおよびＡｌ２Ｏ３を仮焼してなる仮焼粉に、上記焼結助剤成分であって仮焼されていないＭｎＯを混合してなる材料であることが好ましい。 In low-temperature co-fired ceramic material of the upper Symbol sets formed, as sintering aid components, as described above, the B 2 O 3 and R 2 O in place which does not substantially contain, 2.5 to 5.5 wt% It is preferable to contain MnO. In this case, as will be described later, the low-temperature sintered ceramic material is calcined powder obtained by calcining the main components SiO 2 , BaO and Al 2 O 3, and the calcining powder contains the above-mentioned sintering aid component. A material formed by mixing MnO that has not been used is preferable.

また、上記組成の低温焼結セラミック材料は、上記主成分の合計１００重量部に対し、ＣｅＯ２を１〜５重量部含有することが好ましい。 Also, low-temperature co-fired ceramic material of the upper Symbol set formed is 100 parts by weight of the total of the main component, it is preferable that the CeO 2 containing 1 to 5 parts by weight.

焼結体すなわち前述したセラミック層２を備える積層体３の曲げ強度をより高めるためには、上記主成分の合計１００重量部に対し、添加成分として、さらに、ＺｒＯ２、ＴｉＯ２、ＺｎＯ、Ｎｂ２Ｏ５、ＭｇＯおよびＦｅ２Ｏ３からなる群より選ばれる少なくとも１種を０．１〜５重量部含むものが用いられる。 In order to further increase the bending strength of the sintered body, that is, the laminate 3 including the ceramic layer 2 described above, ZrO 2 , TiO 2 , ZnO, Nb are further added as additional components with respect to a total of 100 parts by weight of the main components. 2 O 5, which contains at least one kind of 0.1 to 5 parts by weight selected from the group consisting of MgO and Fe 2 O 3 is used.

また、焼結体すなわち前述したセラミック層２を備える積層体３の曲げ強度をさらに高めるためには、上記主成分の合計１００重量部に対し、添加成分として、さらに、ＣｏＯおよびＶ２Ｏ５のうち少なくとも一方を０．１〜５重量部含むものが用いられる。なお、これらの添加成分は着色料としても機能する。 Further, in order to further increase the bending strength of the laminate 3 including the ceramic layer 2 described above, CoO and V 2 O 5 are further added as additive components with respect to a total of 100 parts by weight of the main components. Of these, those containing at least one of 0.1 to 5 parts by weight are used. These additive components also function as a colorant.

また、焼結体すなわち前述したセラミック層２を備える積層体３の曲げ強度をより高めるためには、低温焼結セラミック材料として、より限定的に、Ａｌ２Ｏ３を１５〜１７重量％含み、かつ、上記主成分の合計１００重量部に対して、上記ＺｒＯ２、ＴｉＯ２、ＺｎＯおよびＮｂ２Ｏ５からなる群より選ばれる少なくとも１種を０．５〜２重量部含むものが用いられる。 Further, in order to further increase the bending strength of the sintered body, that is, the laminate 3 including the ceramic layer 2 described above, as a low-temperature sintered ceramic material, more specifically, Al 2 O 3 is included in an amount of 15 to 17% by weight, and, with respect to 100 parts by weight of said main component, said ZrO 2, the TiO 2, at least one selected from the group consisting of ZnO and Nb 2 O 5 is intended to include 0.5 to 2 parts by weight is used.

また、Ｑ値を向上させるためには、低温焼結セラミック材料として、より限定的に、上記ＳｉＯ２を４７〜５７重量％含み、上記Ａｌ２Ｏ３を１０〜１５重量％含み、上記主成分の合計１００重量部に対して、上記ＺｒＯ２を含む場合には、これを２〜４重量部、上記ＴｉＯ２を含む場合には、これを０．１〜２重量部、上記ＺｎＯを含む場合には、これを０．１〜５重量部、上記Ｎｂ２Ｏ５を含む場合には、これを０．１〜５重量部含むものが用いられる。 In order to improve the Q value, the low-temperature sintered ceramic material includes, more specifically, 47 to 57 wt% of the SiO 2 , 10 to 15 wt% of the Al 2 O 3, and the main component. against a total of 100 parts by weight, in the case containing the ZrO 2 is 2-4 parts by weight of this, when including the TiO 2 is 0.1 to 2 parts by weight of this, if it contains the ZnO In the case of containing 0.1 to 5 parts by weight of this and Nb 2 O 5 described above, those containing 0.1 to 5 parts by weight of this are used.

上述した組成の低温焼結セラミック材料は、非ガラス系の低温焼結セラミック材料であって、上述のように出発成分としてガラス粉末を含まず、焼成中にガラス成分を生成し、このガラス成分が焼結助剤として機能する。このような構成にすると、高価であるガラスを用いることなく、安定した低温焼成セラミック基板を作製することができ、ＡｇやＣｕ等の比抵抗の小さな低融点金属との同時焼成が可能になる。また、上述した好ましい組成の低温焼結セラミック材料は、アルカリ金属を実質的に含まないので、高温、高湿などに対する耐環境性が向上し、めっき液への溶出を抑制できるといった耐薬品性をも向上させることができる。 Low-temperature co-fired ceramic material set formed as described above is a low-temperature co-fired ceramic material of the non-glass-based, free of glass powder as a starting component, as described above, generates a glass component during firing, the glass The component functions as a sintering aid. With such a configuration, a stable low-temperature fired ceramic substrate can be produced without using expensive glass, and simultaneous firing with a low-melting-point metal having a small specific resistance such as Ag or Cu becomes possible. Moreover, since the low-temperature sintered ceramic material having a preferable composition described above does not substantially contain an alkali metal, the environmental resistance against high temperature and high humidity is improved, and the chemical resistance such that elution into the plating solution can be suppressed. Can also be improved.

以上のような組成の低温焼結セラミック材料は、好ましくは、
（１）ＳｉＯ２を４７〜６７重量％、ＢａＣＯ３を２７〜５２重量％、Ａｌ２Ｏ３を１０〜１８重量％含むとともに、これらＳｉＯ２、ＢａＣＯ３およびＡｌ２Ｏ３の合計１００重量部に対して、ＣｅＯ２を１〜５重量部含む、混合物を仮焼し、それによって仮焼粉を作製する工程と、
（２）上記仮焼粉に、ＭｎＣＯ３を、ＳｉＯ２、ＢａＣＯ３、Ａｌ２Ｏ３およびＣｅＯ２の合計１００重量部に対して、４〜９重量部添加する工程と
を経て製造される。 The low-temperature co-fired ceramic material set formed as described above, preferably,
(1) the SiO 2 47-67 wt%, BaCO 3 and 27 to 52 wt%, with including Al 2 O 3 10 to 18 wt%, a total of 100 parts by weight of SiO 2, BaCO 3 and Al 2 O 3 In contrast, the step of calcining the mixture containing 1 to 5 parts by weight of CeO 2 and thereby producing a calcined powder;
(2) It is manufactured through a step of adding 4 to 9 parts by weight of MnCO 3 to the calcined powder with respect to a total of 100 parts by weight of SiO 2 , BaCO 3 , Al 2 O 3 and CeO 2 .

また、上述のような低温焼結セラミック材料を含むセラミックグリーン層は、好ましくは、
（１）ＳｉＯ２を４７〜６７重量％、ＢａＣＯ３を２７〜５２重量％、Ａｌ２Ｏ３を１０〜１８重量％含むとともに、これらＳｉＯ２、ＢａＣＯ３およびＡｌ２Ｏ３の合計１００重量部に対して、ＣｅＯ２を１〜５重量部含む、混合物を仮焼し、それによって仮焼粉を作製する工程と、
（２）上記仮焼粉に、ＭｎＣＯ３を、ＳｉＯ２、ＢａＣＯ３、Ａｌ２Ｏ３およびＣｅＯ２の合計１００重量部に対して、４〜９重量部添加するとともに、有機バインダを添加し、それによってセラミックスラリーを作製する工程と、
（３）前記セラミックスラリーを成形し、それによってセラミックグリーン層を形成する工程と
を経て製造される。 Moreover, the ceramic green layer containing the low-temperature sintered ceramic material as described above is preferably
(1) the SiO 2 47-67 wt%, BaCO 3 and 27 to 52 wt%, with including Al 2 O 3 10 to 18 wt%, a total of 100 parts by weight of SiO 2, BaCO 3 and Al 2 O 3 In contrast, the step of calcining the mixture containing 1 to 5 parts by weight of CeO 2 and thereby producing a calcined powder;
(2) MnCO 3 is added to the calcined powder in an amount of 4 to 9 parts by weight with respect to a total of 100 parts by weight of SiO 2 , BaCO 3 , Al 2 O 3 and CeO 2 , and an organic binder is added, Thereby producing a ceramic slurry;
(3) The ceramic slurry is formed, thereby forming a ceramic green layer.

上述のように、低温焼結セラミック材料またはセラミックグリーン層を製造するにあたって、Ｓｉ成分、Ｂａ成分、Ａｌ成分およびＣｅ成分を仮焼してなる仮焼粉を得てから、仮焼していないＭｎ成分を上記仮焼粉に添加するようにすれば、仮焼時に仮焼合成の反応が抑制されるため、仮焼粉の粒径を微小化することができる。したがって、仮焼粉の粉砕工程を簡略化することができるとともに、これを用いて作製されるセラミックグリーン層の薄層化を容易に進めることができる。   As described above, in producing a low-temperature sintered ceramic material or ceramic green layer, Mn which has not been calcined after obtaining calcined powder obtained by calcining Si component, Ba component, Al component and Ce component If the components are added to the calcined powder, the calcining synthesis reaction is suppressed at the time of calcining, so that the particle size of the calcined powder can be reduced. Therefore, the pulverization step of the calcined powder can be simplified, and thinning of the ceramic green layer produced using the calcined powder can be facilitated.

また、仮焼粉の色がこげ茶色に変色することを防止でき、したがって、このような仮焼粉を用いて作製されたセラミックグリーン層の画像認識性を向上させることができる。   In addition, the color of the calcined powder can be prevented from being changed to dark brown, and therefore, the image recognizability of the ceramic green layer produced using such a calcined powder can be improved.

なお、低温焼結セラミック材料には、さらに、ＺｒＯ２、ＴｉＯ２、ＺｎＯ、Ｎｂ２Ｏ５、ＭｇＣＯ３、Ｆｅ２Ｏ３、ＣｏＯおよびＶ２Ｏ５の少なくとも１種を添加してもよい。この場合、上記添加物を、ＳｉＯ２、ＢａＣＯ３、Ａｌ２Ｏ３およびＣｅＯ２と混合し、仮焼することによって、仮焼粉を作製してから、この仮焼粉とＭｎＣＯ３とを混合する、あるいは、この仮焼粉とＭｎＣＯ３と有機バインダとを混合してセラミックスラリーを作製してセラミックグリーン層を形成することにより、上記効果を得ることができる。 Note that at least one of ZrO 2 , TiO 2 , ZnO, Nb 2 O 5 , MgCO 3 , Fe 2 O 3 , CoO, and V 2 O 5 may be added to the low-temperature sintered ceramic material. In this case, the additive is mixed with SiO 2 , BaCO 3 , Al 2 O 3 and CeO 2 and calcined to prepare a calcined powder, and then the calcined powder and MnCO 3 are mixed. Alternatively, the above effect can be obtained by mixing the calcined powder, MnCO 3 and an organic binder to produce a ceramic slurry to form a ceramic green layer.

次に、この発明による効果を確認するために実施した実験例について説明する。   Next, experimental examples carried out to confirm the effects of the present invention will be described.

まず、出発原料として、ＳｉＯ２、ＢａＣＯ３、Ａｌ２Ｏ３、ＺｒＯ２、ＭｎＣＯ３、およびＣｅＯ２の各粉末を準備した。 First, as starting materials, powders of SiO 2 , BaCO 3 , Al 2 O 3 , ZrO 2 , MnCO 3 , and CeO 2 were prepared.

次に、ＳｉＯ２、ＢａＣＯ３、Ａｌ２Ｏ３、およびＺｒＯ２の各粉末を、焼成後において、ＳｉＯ２が５７．０重量％、ＢａＯが３１．０重量％、およびＡｌ２Ｏ３が１２．０重量％となり、かつこれらＳｉＯ２、ＢａＯおよびＡｌ２Ｏ３の合計１００重量部に対して、ＺｒＯ２が０．５重量部となるように調合し、次いで、ボールミルにて純水を用いて湿式混合した。そして、混合後、蒸発乾燥工程を実施し、素材混合粉末を得た。 Next, after firing each powder of SiO 2 , BaCO 3 , Al 2 O 3 , and ZrO 2 , SiO 2 is 57.0 wt%, BaO is 31.0 wt%, and Al 2 O 3 is 12 0.04% by weight and with respect to a total of 100 parts by weight of these SiO 2 , BaO and Al 2 O 3 , ZrO 2 was prepared to be 0.5 parts by weight, and then pure water was used in a ball mill. And wet mixed. And after mixing, the evaporative drying process was implemented and the raw material mixed powder was obtained.

次に、上記素材混合粉末を、大気中において、８４０℃の温度で２時間仮焼し、仮焼粉を得た。   Next, the raw material mixed powder was calcined in the atmosphere at a temperature of 840 ° C. for 2 hours to obtain a calcined powder.

次に、上記仮焼粉に、ＭｎＣＯ３およびＣｅＯ２の各粉末を、焼成後において、ＳｉＯ２、ＢａＯおよびＡｌ２Ｏ３の合計１００重量部に対して、ＭｎＯが４．０重量部、ＣｅＯ２が３．０重量部となるように調合し、次いで、ボールミルにて有機溶剤を用いて湿式混合した。この際、混合後の原料平均粒径が、１．２μｍ、１．０μｍ、０．８μｍ、０．６μｍ、０．４μｍ、および０．２μｍとなるものがそれぞれ得られるように、湿式混合時間を調整した。後掲の表１の「原料平均粒径」の欄には、これらの混合後の原料平均粒径が示されている。 Next, after calcining each powder of MnCO 3 and CeO 2 to the calcined powder, MnO is 4.0 parts by weight, CeO is 100 parts by weight of SiO 2 , BaO and Al 2 O 3 in total. 2 was adjusted to 3.0 parts by weight, and then wet mixed using an organic solvent in a ball mill. At this time, the wet mixing time is set so that the raw material average particle diameter after mixing becomes 1.2 μm, 1.0 μm, 0.8 μm, 0.6 μm, 0.4 μm, and 0.2 μm, respectively. It was adjusted. In the column of “raw material average particle diameter” in Table 1 below, the raw material average particle diameter after mixing is shown.

次に、上記湿式混合後に、ブチラール系樹脂と可塑剤（ＤＯＰ）とをそれぞれ所定量添加し、混合して、セラミックスラリーを作製した。   Next, after the wet mixing, a predetermined amount of butyral resin and plasticizer (DOP) were added and mixed to prepare a ceramic slurry.

次に、上記セラミックスラリーを脱泡後、ドクターブレードにより、厚さ１２．０μｍ、９．６μｍ、７．２μｍ、および４．８μｍのセラミックグリーンシートをそれぞれ作製した。   Next, after defoaming the ceramic slurry, ceramic green sheets having thicknesses of 12.0 μm, 9.6 μm, 7.2 μm, and 4.8 μm were respectively produced by a doctor blade.

次に、上記各厚みのセラミックグリーンシートそれぞれ４枚に、Ｃｕペーストを３ｍｍ角の形状でスクリーン印刷した。   Next, the Cu paste was screen-printed in a 3 mm square shape on each of the four ceramic green sheets having each thickness.

次に、各厚みのセラミックグリーンシートそれぞれについて、まず、無地のセラミックグリーンシートを４８枚積層し、次いで、Ｃｕペーストを印刷したセラミックグリーンシートを４枚積層し、さらに、無地のセラミックグリーンシートを４８枚積層した。   Next, for each ceramic green sheet of each thickness, 48 plain ceramic green sheets are first laminated, then 4 ceramic green sheets printed with Cu paste are laminated, and 48 ceramic green sheets are further laminated. The sheets were laminated.

次に、上記のように、合計１００枚のセラミックグリーンシートを積層して得られた生の積層体を積層方向にプレスした。   Next, as described above, a raw laminate obtained by laminating a total of 100 ceramic green sheets was pressed in the laminating direction.

次に、上記プレス後の生の積層体を、還元性雰囲気中において、９８０℃の温度で１時間焼成し、容量形成に寄与するセラミック層が３層のコンデンサ素子を内蔵する多層セラミック基板を得た。   Next, the green laminate after pressing is fired in a reducing atmosphere at a temperature of 980 ° C. for 1 hour to obtain a multilayer ceramic substrate having a capacitor element with three ceramic layers contributing to capacity formation. It was.

得られた多層セラミック基板のセラミック層の１層あたりの厚みは、セラミックグリーンシートの状態で厚み１２．０μｍであったものは、１０．０μｍに、セラミックグリーンシートの状態で厚み９．６μｍであったものは、８．０μｍに、セラミックグリーンシートの状態で厚み７．２μｍであったものは、６．０μｍに、セラミックグリーンシートの状態で厚み４．８μｍであったものは、４．０μｍになっていた。表１の「セラミック層厚み」の欄には、上記セラミック層の厚みが示されている。なお、表１において、「セラミック層厚み」［μｍ］がこの発明の範囲である「４〜１０」の範囲を外れる「１２」には、下線が付されている。   The thickness per ceramic layer of the obtained multilayer ceramic substrate was 10.0 μm when the thickness was 12.0 μm in the state of the ceramic green sheet, and 9.6 μm when the thickness was in the state of the ceramic green sheet. The thickness was 8.0 μm, the thickness of the ceramic green sheet 7.2 μm was 6.0 μm, and the thickness of the ceramic green sheet 4.8 μm was 4.0 μm. It was. In the column of “Ceramic Layer Thickness” in Table 1, the thickness of the ceramic layer is shown. In Table 1, “12”, whose “ceramic layer thickness” [μm] is outside the range of “4 to 10”, which is the scope of the present invention, is underlined.

このようにして得られた各試料に係る多層セラミック基板について、以下のようにして、空隙率および絶縁信頼性を評価した。表１に、これらの評価結果が示されている。   The porosity and insulation reliability of the multilayer ceramic substrate according to each sample thus obtained were evaluated as follows. Table 1 shows the evaluation results.

空隙率については、各試料に係る多層セラミック基板におけるコンデンサ素子領域をＳＥＭ観察し、画像認識により、コンデンサ素子を構成するセラミック層内の平面空隙率を求めた。表１の「空隙率」の欄に、測定試料数を各試料について５個としたときの平均値が示されている。なお、表１において、「空隙率」［体積％］がこの発明の範囲である「３以下」の範囲を外れるものについては、下線が付されている。   Regarding the porosity, the capacitor element region in the multilayer ceramic substrate according to each sample was observed with an SEM, and the planar porosity in the ceramic layer constituting the capacitor element was obtained by image recognition. In the column “Porosity” in Table 1, the average value is shown when the number of measurement samples is 5 for each sample. In Table 1, those whose “porosity” [volume%] is outside the range of “3 or less”, which is the range of the present invention, are underlined.

絶縁信頼性については、各試料に係る多層セラミック基板におけるコンデンサ素子に対し、１００Ｖの直流電圧を印加しながら、初期状態でのｌｏｇＩＲを測定するとともに、温度１２１℃および湿度１００％ＲＨ中において、１０００時間放置した後のｌｏｇＩＲを測定した。表１の「ｌｏｇＩＲ」における「初期」の欄には、上記初期状態でのｌｏｇＩＲが示され、同「信頼性試験後」の欄には、上記１０００時間放置後のｌｏｇＩＲが示され、いずれについても、評価試料数を各試料について２０個としたときの平均値が示されている。「信頼性試験後」の「ｌｏｇＩＲ」が１１．０未満のものは、絶縁劣化があったと判断でき、表１において、そのような１１．０未満のものについては、下線が付されている。   With respect to the insulation reliability, the log IR in the initial state was measured while applying a DC voltage of 100 V to the capacitor element in the multilayer ceramic substrate according to each sample, and at a temperature of 121 ° C. and a humidity of 100% RH, The log IR after standing for a period of time was measured. The “initial” column in “logIR” of Table 1 shows the logIR in the initial state, and the “after reliability test” column shows the logIR after 1000 hours of standing. Also, the average value when the number of evaluation samples is 20 for each sample is shown. When “log IR” after “reliability test” is less than 11.0, it can be determined that there is insulation deterioration. In Table 1, those less than 11.0 are underlined.

Figure 0005093091
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表１からわかるように、「空隙率」が３体積％以下であるという条件を満たす試料１〜４、７〜１０、１３〜１６、１９〜２２、２５および２６によれば、「セラミック層厚み」にほとんど左右されることなく、「信頼性試験後」の「ｌｏｇＩＲ」が「初期」の「ｌｏｇＩＲ」とほぼ同等の値を示している。   As can be seen from Table 1, according to the samples 1 to 4, 7 to 10, 13 to 16, 19 to 22, 25 and 26 that satisfy the condition that the “porosity” is 3% by volume or less, the “ceramic layer thickness” "LogIR" after "reliability test" shows almost the same value as "logIR" of "initial stage".

また、上記試料１〜４、７〜１０、１３〜１６、１９〜２２、２５および２６のうち、試料２５を除いて、「セラミック層厚み」が４〜１０μｍの範囲にある。   Further, among the samples 1 to 4, 7 to 10, 13 to 16, 19 to 22, 25 and 26, except for the sample 25, the “ceramic layer thickness” is in the range of 4 to 10 μm.

このことから、「空隙率」を３体積％以下とすることにより、高い電気絶縁性を維持しながら、「セラミック層厚み」が１０μｍ以下というように、セラミック層の薄型化を図ることができ、よって、セラミック基板の低背化を図り得ることがわかる。   From this, by setting the “porosity” to 3% by volume or less, the ceramic layer can be thinned such that the “ceramic layer thickness” is 10 μm or less while maintaining high electrical insulation, Therefore, it can be seen that the ceramic substrate can be reduced in height.

なお、試料３、１０および１５では、「信頼性試験後」の「ｌｏｇＩＲ」が「初期」の「ｌｏｇＩＲ」より高い値を示しているが、これは測定誤差によるものと考えられる。   In Samples 3, 10 and 15, “logIR” after “reliability test” shows a higher value than “logIR” of “initial”, but this is considered to be due to a measurement error.

また、試料２５では、「セラミック層厚み」が１２．０μｍと比較的厚く、「原料平均粒径」が０．６μｍと比較的小さかったため、脱バインダ性に劣り、焼成後の残留炭素量が比較的多くなった。   In Sample 25, the “ceramic layer thickness” was relatively thick at 12.0 μm and the “raw material average particle size” was relatively small at 0.6 μm, so that the binder removal property was inferior, and the amount of residual carbon after firing was compared. It became much more.

他方、「空隙率」が３体積％を超える試料５、６、１１、１２、１７、１８、２３および２４では、「セラミック層厚み」が４〜１０μｍの範囲にあるが、この「セラミック層厚み」がより薄くなるほど、「信頼性試験後」の「ｌｏｇＩＲ」が「初期」の「ｌｏｇＩＲ」に比べて、より大きく低下している。   On the other hand, in the samples 5, 6, 11, 12, 17, 18, 23 and 24 in which the “porosity” exceeds 3% by volume, the “ceramic layer thickness” is in the range of 4 to 10 μm. ”Becomes thinner, the“ logIR ”after“ reliability test ”is much lower than the“ logIR ”of“ initial ”.

また、「原料平均粒径」と「空隙率」とを比較すれば、「原料平均粒径」を小さくするほど、「空隙率」を低くできることがわかる。これは、「原料平均粒径」を小さくするほど、焼結性が向上するためであると考えられる。特に、３体積％以下の「空隙率」は、０．８μｍ以下の「原料平均粒径」において得られており、このことから、「原料平均粒径」が０．８μｍ以下であれば、「空隙率」３体積％以下とすることが容易であることがわかる。   Further, comparing the “raw material average particle size” and the “porosity”, it can be seen that the smaller the “raw material average particle size”, the lower the “porosity” can be. This is considered to be because as the “raw material average particle size” is decreased, the sinterability is improved. In particular, the “porosity” of 3% by volume or less is obtained in the “raw material average particle size” of 0.8 μm or less. From this, if the “raw material average particle size” is 0.8 μm or less, “ It can be seen that it is easy to set the porosity to 3 volume% or less.

なお、試料１７と試料２６とを比較したとき、いずれも、「原料平均粒径」が０．８μｍを超える１．０μｍであるが、試料１７では、「空隙率」が４．０体積％というように比較的高いが、試料２６においては、２．５体積％というように３体積％以下の値が得られている。これは、必ずしも「原料平均粒径」に頼る必要はなく、セラミックスラリーを作製する際に用いられるバインダや溶剤等の条件を適宜設定すれば、「空隙率」を低下させ得ることを示すものである。   Note that when the sample 17 and the sample 26 are compared, the “raw material average particle size” is 1.0 μm exceeding 0.8 μm, but in the sample 17, the “porosity” is 4.0% by volume. Although relatively high, the sample 26 has a value of 3% by volume or less, such as 2.5% by volume. This does not necessarily depend on the “raw material average particle size”, and indicates that the “porosity” can be reduced if conditions such as a binder and a solvent used in producing the ceramic slurry are appropriately set. is there.

この発明の一実施形態によるセラミック基板１を図解的に示す断面図である。1 is a cross-sectional view schematically showing a ceramic substrate 1 according to an embodiment of the present invention.

符号の説明Explanation of symbols

１ セラミック基板
２ セラミック層
３ 積層体
４，５ 外部導体膜
６ 内部導体膜
７ ビアホール導体 DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Ceramic substrate 2 Ceramic layer 3 Laminated body 4,5 External conductor film 6 Internal conductor film 7 Via-hole conductor

Claims (8)

低温焼結セラミック材料をシート状に成形し焼成してなるセラミック層を有するセラミック基板であって、前記セラミック層は、厚みが４〜１０μｍ、空隙率が３体積％以下であり、かつ、前記低温焼結セラミック材料は、主成分として、４７〜６７重量％のＳｉＯ ２ 、２１〜４１重量％のＢａＯ、および１０〜１８重量％のＡｌ ２ Ｏ ３ を含有するが、その焼結助剤成分として、Ｂ２Ｏ３およびＲ２Ｏ（Ｒ：アルカリ金属）を実質的に含有しないことを特徴とする、セラミック基板。 A ceramic substrate having a ceramic layer formed by firing a low-temperature sintered ceramic material into a sheet shape, wherein the ceramic layer has a thickness of 4 to 10 μm, a porosity of 3% by volume or less, and the low temperature sintered ceramic material as a main component, 47 to 67 wt% of SiO 2, 21 to 41 wt% of BaO, and 10 to 18 but containing by weight% Al 2 O 3, as a sintering aid component , B 2 O 3 and R 2 O: characterized in that it does not substantially contain (R alkali metal), ceramic substrate. 前記低温焼結セラミック材料は、前記焼結助剤成分として、２．５〜５．５重量％のＭｎＯを含有する、請求項１に記載のセラミック基板。 The ceramic substrate according to claim 1 , wherein the low-temperature sintered ceramic material contains 2.5 to 5.5% by weight of MnO as the sintering aid component. 前記低温焼結セラミック材料は、前記主成分であるＳｉＯ２、ＢａＯおよびＡｌ２Ｏ３を仮焼してなる仮焼粉に、前記焼結助剤成分であって仮焼されていないＭｎＯを混合してなる材料である、請求項２に記載のセラミック基板。 In the low-temperature sintered ceramic material, MnO that is the sintering auxiliary component and is not calcined is mixed with calcined powder obtained by calcining the main components SiO 2 , BaO, and Al 2 O 3. The ceramic substrate according to claim 2 , which is a material formed by: 前記低温焼結セラミック材料は、前記主成分の合計１００重量部に対し、添加成分として、１〜５重量部のＣｅＯ２を含有する、請求項１ないし３のいずれかに記載のセラミック基板。 The low-temperature co-fired ceramic material, 100 parts by weight of the total of the main component, as an additive component, containing CeO 2 1-5 parts by weight, ceramic substrate according to any one of claims 1 to 3. 前記低温焼結セラミック材料は、前記主成分の合計１００重量部に対し、添加成分として、ＺｒＯ２、ＴｉＯ２、ＺｎＯ、Ｎｂ２Ｏ５、ＭｇＯおよびＦｅ２Ｏ３からなる群より選ばれる少なくとも１種を０．１〜５重量部含有する、請求項１ないし４のいずれかに記載のセラミック基板。 The low-temperature sintered ceramic material is at least one selected from the group consisting of ZrO 2 , TiO 2 , ZnO, Nb 2 O 5 , MgO and Fe 2 O 3 as an additive component with respect to a total of 100 parts by weight of the main components. The ceramic substrate according to any one of claims 1 to 4 , comprising 0.1 to 5 parts by weight of a seed. 前記低温焼結セラミック材料は、前記主成分の合計１００重量部に対し、添加成分として、ＣｏＯおよびＶ２Ｏ５のうち少なくとも一方を０．１〜５重量部含有する、請求項１ないし５のいずれかに記載のセラミック基板。 The low-temperature co-fired ceramic material, 100 parts by weight of the total of the main component, as an additive component contains 0.1 to 5 parts by weight of at least one of CoO and V 2 O 5, of claims 1 to 5 A ceramic substrate according to any one of the above. 前記低温焼結セラミック材料に含まれる主成分および焼結助剤成分の平均粒径（Ｄ５０）が０．８μｍ以下である、請求項１ないし６のいずれかに記載のセラミック基板。 The ceramic substrate according to any one of claims 1 to 6 , wherein an average particle size (D50) of a main component and a sintering aid component contained in the low-temperature sintered ceramic material is 0.8 µm or less. 複数の前記セラミック層を積層してなるもので、表面および内部にＡｕ、ＡｇまたはＣｕを主成分とする導体パターンを有する多層セラミック基板である、請求項１ないし７のいずれかに記載のセラミック基板。 The ceramic substrate according to any one of claims 1 to 7 , wherein the ceramic substrate is a multilayer ceramic substrate formed by laminating a plurality of ceramic layers and having a conductor pattern mainly composed of Au, Ag, or Cu on the surface and inside. .
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