JP6724481B2 - セラミック基板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、半導体素子の搭載等に用いるセラミック基板及びその製造方法に関する。

モータ等の各種産業機器、エンジンコントロールユニット等の車載機器、あるいは冷蔵庫、エアコン、テレビ等の家電機器、携帯電話やスマートフォン等の移動体通信機器等、各種電子機器に用いられる電源回路や増幅回路にて、セラミック基板に半導体素子を実装した半導体集積回路装置（以下モジュールと呼ぶ）が用いられる。

最近の電子機器の小型・薄型化、高機能化に伴い、モジュールもまた同様に小型・薄型化、高機能化が求められるようになった。また半導体素子は、内部配線の微細配線化によるトランジスタの高集積化に伴って、トランジスタの耐圧が低下するとともに消費電流が増加し、半導体素子からの発熱は増加の傾向にある。そのため安定してモジュールを動作させるように、半導体素子からの発熱を効率よく放散させることも求められている。

これまで半導体素子からの発熱を効率よく放散させるための様々な構造のモジュールが提案されている。その一例として特許文献１に開示されたモジュールがある。モジュールの基本的な構成は、板状のセラミック基板と、その上面側に、メタライズ法等により金属層が形成されている。セラミック基板は熱伝導性に優れる窒化ケイ素基板であって、その下面側には、ヒートシンクが接合されている。金属層に半導体素子が実装されてはんだ付けされる。

一方で特許文献２には、モジュールを高機能化するように、焼結したセラミック基板に低温焼成セラミック（ＬＴＣＣ（Ｌｏｗ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ Ｃｏ−ｆｉｒｅｄ Ｃｅｒａｍｉｃｓ））の未焼結のグリーンシートを積層し、それを焼成して複合セラミック基板とし、複合セラミック基板に、コンデンサやＩＣチップ等の電子部品を実装してモジュールを構成することが開示されている。

特開平９−９７８６５号公報 特開２０１２−３３６６４号公報

特許文献２では、セラミック基板としてアルミナ基板を用いること、また、グリーンシートをアルミナ基板に密着させるためのケミカルボンド機能を作用させるために、予めグリーンシートに酸化銅，亜酸化銅、酸化亜鉛、酸化ニッケル、酸化ビスマス、酸化銀、酸化ホウ素等の金属酸化物を配合することが示されている。

しかしながら、セラミック基板としてアルミナ基板よりも熱伝導性、機械的強度、耐熱衝撃性等に優れる窒化ケイ素基板を用いて、低温焼成セラミックの未焼結のグリーンシートを積層する場合、グリーンシートに用いる低温焼成セラミック材料（ＬＴＣＣ材料）に前記金属酸化物を含んでいても窒化ケイ素基板との接合性が得られないことが判明した。

そこで、本発明の目的は、機械的強度や熱伝導性等の高い窒化ケイ素基板に着目して、その特性を生かしつつ、低融点金属のＡｇやＣｕ等の低抵抗の導体材料と同時に焼結できる誘電体セラミックスを用いたセラミック層と、窒化ケイ素基板との接合性を向上できるセラミック基板及びその製造方法を提供することにある。

本発明者らは、前記課題を解決すべく鋭意検討した結果、下記構成を採用することにより上記目的を達成し得ることを見出し本発明にいたった。なお、本発明における各種の物性値は、実施例等において採用する方法により測定される値である。

即ち、本発明のセラミック基板は、窒化ケイ素基板と、誘電体セラミックスでなるセラミック層とが積層されて接合されているセラミック基板であって、前記誘電体セラミックスは、Ｍｇ，Ａｌ及びＳｉを主成分とし、副成分として、Ｂｉ又はＢを含有し、前記セラミック層は、前記窒化ケイ素基板との接合界面に、Ｓｉ元素濃度の高い領域を有することを特徴とする。

本発明では、焼結した際、窒化ケイ素基板とセラミック層との接合界面に、Ｓｉ元素濃度の高い領域を形成することで、接合性が向上すると考えられる。接合性向上のメカニズムの詳細は不明であるものの、下記の通りであると考えられる。誘電体セラミックスは、母相（主に主成分からなる組成物）粒子が、粒子同士間に吸着を生じながら粒成長し、表面拡散・粒界拡散して焼結が進行し緻密化する。その間、ガラス相（副成分に母相成分の一部が入った組成物）は、母相粒子間を粘性流動する。この焼結時の緻密化過程で、母相粒子間に存在していたガラス相のうちの一部が、粒成長に伴い、母相粒子間から滲出するガラス相のＳｉ酸化物は、窒化ケイ素基板表面を酸化させやすいため、窒化ケイ素基板と濡れやすい状態にあって、更に焼結において以下のいずれかの状態が生じると推察される。（１）酸化された窒化ケイ素基板表面から窒化ケイ素基板由来のＳｉ成分がガラス相に拡散して、冷却過程で過飽和となったＳｉ酸化物が、Ｓｉ濃度の低いセラミック層側へ拡散し、接合界面にＳｉ元素濃度の高い領域を形成し、ガラス相と窒化ケイ素基板との強固な接合が生まれる。（２）酸化された窒化ケイ素基板表面のＳｉとセラミック層中のＳｉとがＯを介して強固な結合をすることによって、接合界面にＳｉ元素濃度の高い領域を形成し、窒化ケイ素基板とセラミック層との強固な接合が生まれる。（１）及び（２）のいずれか、又は両方が作用して強固な接合を形成しているのではないかと考えられる。これにより、機械的強度や熱伝導性等の高い窒化ケイ素基板の特性を生かしつつ、低融点金属のＡｇやＣｕ等の低抵抗の導体材料と同時に焼結できる誘電体セラミックスを用いたセラミック層と窒化ケイ素基板との接合性を向上できると考えられる。

本発明における誘電体セラミックスの主成分は、主成分を１００質量％として、ＭｇＯ換算で１０〜２５質量％のＭｇ、Ａｌ_２Ｏ_３換算で１５〜４６質量％のＡｌ、及びＳｉＯ_２換算で４０〜６５質量％のＳｉを含有することが好ましい。主成分がこのような範囲であると、コーディエライトを含む誘電体セラミックスとすることができる。Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉの酸化物や炭酸塩等から、焼成（焼結）時にコーディエライト（組成２ＭｇＯ・２Ａｌ_２Ｏ_３・５ＳｉＯ_２）結晶を析出させても良いし、コーディエライト粉末と前記副成分との混合粉を仮焼して仮焼粉とし、それを焼成しても良い。どちらの場合でも、窒化ケイ素基板との間で強固な接合を得ることが出来る。コーディエライトは低誘電率で低損失であるので、マイクロ波帯の周波数で用いるセラミック基板として有用である。

本発明における副成分は、主成分を１００質量部として、Ｂｉ_２Ｏ_３換算で０．１〜１０質量部のＢｉ又は、Ｂ_２Ｏ_３換算で０．１〜１０質量部のＢを含有することが好ましい。副成分がこのような範囲であると、低温焼結促進の効果が得られ、また焼成時のコーディエライトの結晶化を促進する効果が得られて、低温であっても組織を緻密化できるとともに接合性を向上でき、本発明の効果を得る上で有利である。

本発明における副成分として、さらにＣｕを含有し、前記Ｃｕの含有量は、主成分を１００質量部として、ＣｕＯ換算で０．１〜１０質量部であることが好ましい。Ｃｕを所定量含有させると、接合界面にＣｕ濃度の高いＣｕ濃化領域を形成することができるため、窒化ケイ素基板とセラミック層とが強固に接合する上で有利である。

本発明における副成分として、さらにＭｎを含有し、前記Ｍｎの含有量が、主成分を１００質量部として、Ｍｎ_３Ｏ_４換算で０．１〜１０質量部であることが好ましい。Ｍｎを含有させると、接合部内の空孔（ボイド）を減少させることができ、焼成時のコーディエライトの結晶化を促進する効果が得られて、低温であっても組織を緻密化できるとともに接合性を向上でき、本発明の効果を得る上で有利である。

本発明におけるＳｉ元素濃度の高い領域の近傍には、さらに前記副成分に由来する元素の濃度の高い領域を含有することが好ましい。

本発明では、セラミック基板に低融点金属の配線層を形成しても良い。前記配線層は、Ａｇ、Ａｕ，Ｃｕ、Ａｇ合金およびＣｕ合金からなる群から選択される少なくとも１つであることが好ましい。低抵抗の配線材料を用いることで、大電力信号の伝送損失を低減して、信号伝送の高効率化を図ることができる。

本発明では、前記窒化ケイ素基板の熱膨張係数と前記セラミック層の熱膨張係数との差は、±２ｐｐｍ／℃以内であることが好ましい。これにより、焼結時の熱膨張による影響を少なくすることができるため、クラックを発生させることなく良好な密着状態を保持でき、接合性をより向上できる。

本発明のセラミック基板の製造方法は、セラミック基板の製造方法であって、主成分として、Ｍｇ，Ａｌ及びＳｉ、副成分として、Ｂｉ又はＢを含有するセラミック材料、及びバインダーを含むグリーンシートを形成する工程と、窒化ケイ素基板上に、少なくとも１層の前記グリーンシートを積層して複合積層体とする工程と、前記複合積層体を１１００℃以下で焼成してセラミック層と窒化ケイ素基板とを接合したセラミック基板とする工程と、を含み、前記焼成工程時に、前記セラミック層と前記窒化ケイ素基板との接合界面にＳｉ元素濃度の高い領域を形成することを特徴とする。これにより、前述の通り、セラミック層と窒化ケイ素基板との接合性を向上したセラミック基板を製造できる。

また、本発明のセラミック基板の製造方法は、セラミック基板の製造方法であって、主成分として、Ｍｇ，Ａｌ及びＳｉ、副成分として、Ｂｉ又はＢを含有するセラミック材料、及びビヒクルを含むペーストを、窒化ケイ素基板上に塗布した後、乾燥して、グリーン層を形成して複合積層体とする工程と、前記複合積層体を１１００℃以下で焼成してセラミック層と窒化ケイ素基板とを接合したセラミック基板とする工程と、を含み、前記焼成工程時に、前記セラミック層と前記窒化ケイ素基板との接合界面に、Ｓｉ元素濃度の高い領域を形成することを特徴とする。これにより、前述の通り、セラミック層と窒化ケイ素基板との接合性を向上したセラミック基板を製造できる。

本発明の一実施形態に係るセラミック基板の模式的断面図である。 本発明の実施の形態に係るセラミック基板の製造フローを示す。 本発明の別の実施の形態に係るセラミック基板の製造フローを示す。 本発明の別の実施の形態に係るセラミック基板の製造フローを示す。 本発明の別の実施の形態に係るセラミック基板の模式的断面図である。 本発明のセラミック基板を用いたモジュールの一例を示す。 実施例２でのＳｉ元素（左図）及びＮ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング写真であり、焼成温度が（ａ）９００℃、（ｂ）１０００℃である。 実施例２（９００℃）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピングの写真である。 実施例２（１０００℃）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピングの写真である。 実施例６（１０００℃）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピングの写真である。 実施例３（１０００℃）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピングの写真である。 実施例７（１０００℃）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピングの写真である。 実施例４（９００℃）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピングの写真である。 実施例８（１０００℃）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピングの写真である。 実施例７（１０００℃）でのＦＥ−ＥＰＭＡマッピングの結果を示す。 ＬＴＣＣの焼結性に対するＢ_２Ｏ_３／Ｂｉ_２Ｏ_３重量比の焼成体密度への影響を示す。 ＬＴＣＣの焼結性に対するＭｎ_３Ｏ_４／ＣｕＯ重量比のｆＱ値への影響を示す。 ＬＴＣＣの焼結性に対する母相（主成分）比率の焼結密度への影響を示す。

本発明のセラミック基板及びその製造方法について、図面を参照しながら以下に説明する。ただし、図の一部又は全部において、説明に不要な部分は省略し、また説明を容易にするために拡大または縮小等して図示した部分がある。上下等の位置関係を示す用語は、単に説明を容易にするために用いられており、本発明の構成を限定する意図は一切ない。

＜セラミック基板＞
図１は、本発明の一実施形態に係るセラミック基板の模式的断面図である。図１に示すセラミック基板は、窒化ケイ素基板１とセラミック層２とが積層され接合されている。図示した例では、セラミック層２よりも窒化ケイ素基板１が大きく構成されるが、同じ大きさであっても良い。また、セラミック層２の間には配線層３が形成されていて、セラミック層２と配線層３とは、それぞれ１層からなる構成でも良いし、セラミック層２と配線層３とをこの順に複数層積層させた積層体であっても良い。また、窒化ケイ素基板１の両面にセラミック層２と配線層３とをこの順に積層させたセラミック基板とすることもできる。また、必要な回路を形成するため、セラミック層２にスルーホール４を形成することもできる。詳細は後述するが、セラミック層２として、低温焼成セラミック材料を用いることで、配線層３やスルーホール４にＡｇやＣｕといった低融点金属を用いることが出来る。

（窒化ケイ素基板）
本発明では、強度、放熱性、耐熱性等を向上するためのセラミック基板をコア基板と呼び、機械的強度が高く熱伝導性の良い窒化ケイ素基板を用いる。窒化ケイ素基板を用いることで、前述のように焼結時に、セラミック層との接合界面にＳｉ元素濃度の高い領域を形成して、セラミック層と強固に接合することができる。

本発明における窒化ケイ素基板とは、主に窒化ケイ素（Ｓｉ_３Ｎ_４）セラミックスでなる基板であれば、特に限定されず、公知の方法により製造された市販品をそのまま用いることもできる。一般的には、窒化ケイ素基板は、窒素ガス雰囲気中、１８００〜２０００℃程度、１〜１０時間焼結して作製することができる。窒化ケイ素基板は、例えば、特開２００１−３３５３６８号公報のようにして製造することもできる。また、窒化ケイ素基板は、窒化ケイ素（Ｓｉ_３Ｎ_４）セラミックス以外に、強度、硬度、熱的化学的安定性等を高める目的で、焼結助剤等を含有することができる。焼結助剤等としては、一般的に、Ｙ_２Ｏ_３、Ａｌ_２Ｏ_３、ＭｇＯ等を用いることができるが、Ｙ以外の希土類元素を用いることもできる。低温で焼結する観点から、Ｙ_２Ｏ_３、ＭｇＯ等を用いることが好ましい。Ｙ_２Ｏ_３及びＭｇＯは、窒化ケイ素原料粉末の焼結において組織を緻密化するのに有効であり、窒化ケイ素粒子に対する固溶度が小さいので、窒化ケイ素粒子、ひいては窒化ケイ素焼結体の熱伝導率を高い水準に保つことができる。

本発明における窒化ケイ素基板において、窒化ケイ素セラミックスの含有量は、強度を十分発現させる観点から、７０〜９９質量％が好ましく、８５〜９９質量％がより好ましい。また、焼結助剤等の任意成分の含有量は、組織を緻密化しつつ低温焼結する観点から、酸化物換算で０．１〜１０質量％が好ましく、０．５〜６質量％がより好ましい。

本発明における窒化ケイ素基板は、一般的に、熱膨張係数が２．５〜４ｐｐｍ／℃であることが知られている。

本発明における窒化ケイ素基板は、耐熱性、放熱性確保の観点から、熱伝導度が５０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上であることが好ましく、７０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上であることがより好ましい。

窒化ケイ素基板の単層厚みは、強度、耐熱性等を確保する観点から、１００〜５００μｍであることが好ましく、２００〜３００μｍであることがより好ましい。なお、窒化ケイ素基板は、１層から構成することもできるが、多層構造とすることもできる。その場合、多層の厚みの合計は、セラミック基板の厚みを薄く構成する観点から、前述の範囲に含まれることが好ましい。また、セラミック基板に必要な回路を形成するため、窒化ケイ素基板にスルーホールを形成することもできる。

窒化ケイ素基板の表面に、配線層を有していても良く、その場合、窒化ケイ素基板が露出する部分に対してセラミック層が接合されていることが好ましい。その場合の配線層としては、窒化ケイ素基板に用いることができるものであれば、特に限定されない。

（セラミック層）
本発明におけるセラミック層を構成する誘電体セラミックスは、窒化ケイ素基板との接合性を高めるために、主成分がＭｇ，Ａｌ及びＳｉの酸化物で構成され、副成分として、Ｂｉ又はＢを含有している。これにより、セラミック層の前段階であるグリーンシートやセラミック材料膜（グリーン層という場合がある）と窒化ケイ素基板とを積層した後、焼結した際に、前述のようにＳｉ濃化領域を形成して、窒化ケイ素基板とセラミック層とが強固に接合すると考えられる。

本発明におけるセラミック層は、窒化ケイ素基板との接合界面に、Ｓｉ元素濃度の高い領域を有する。ここで、Ｓｉ元素濃度の高い領域について説明する。詳細な測定条件は後述の通りだが、窒化ケイ素基板とセラミック層との接合界面において、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）でＮ元素の存在有無を調べて、Ｎ元素の存在有無の境界を窒化ケイ素基板とセラミック層との接合界面の境界として、接合界面よりセラミック層側にあってセラミック層の他の領域よりもＳｉ元素の濃度の高い領域を意味する。この領域は、層として区別できる場合もある（図１０（ａ）など参照）。なお、本明細書では、Ｓｉ元素の濃度の高い領域をＳｉ濃化領域ということもある。また、本明細書では、Ｓｉ元素以外の各元素についても、同様の意味で「領域」を用いる。

Ｓｉ元素濃度の高い領域の接合界面からの厚みは、接合性向上の観点から、５μｍ以下が好ましく、１μｍ以下がより好ましい。ここで、Ｓｉ元素濃度の高い領域の接合界面からの厚みとは、前記ＥＤＸのＳｉ元素マッピングの顕微鏡写真の複数から、境界１０μｍを５箇所無作為に選択して、接合界面から積層方向に生じるＳｉ元素の高い領域の最も大きい厚み（大きさ）を５箇所で平均したものである。なお、層として区別できる場合には、セラミック層の平均厚みは、５μｍ以下が好ましく、１μｍ以下がより好ましい。Ｓｉ元素の高い領域は、接合性向上の観点から、層状であることが好ましい。

本発明におけるセラミック層を構成する誘電体セラミックスは、主成分として、Ｍｇ，Ａｌ及びＳｉで構成されており、Ｍｇ，Ａｌ及びＳｉの酸化物で構成されていることが好ましい。特に、Ｓｉ成分は、コーディエライトを構成するとともに、焼結時の緻密化に寄与するガラス相に含まれ、窒化ケイ素基板との接合性に寄与する。なお、Ａｌ成分は、接合界面付近への偏析は見られないものの、Ｍｇ成分は、グリーンシートに用いるＬＴＣＣ材料の製法によってはＭｇ濃化領域を接合界面に形成し、Ｓｉとともに界面に偏析して、接合性に関与することもある。

本発明では、誘電体セラミックスに用いるセラミック材料として、ＬＴＣＣ材料を用いることができる。ここで、本発明でＬＴＣＣ材料を用いる場合について、簡単に説明する。

ＬＴＣＣ材料には、凡そ３つの態様があって、第１の態様は、前述の主成分と副成分の酸化物、あるいは炭酸塩を用いて、それらを混合、仮焼して、主相がコーディエライト（典型的には、２ＭｇＯ・２Ａｌ_２Ｏ_３・５ＳｉＯ_２）で、他の一部がガラス化したものとすることができる。第２の態様は、前述の主成分の酸化物、あるいは炭酸塩を用いて、それらを混合、仮焼したＡｌ_２Ｏ_３とガラス相を主相とする粉末に前記副成分の酸化物、あるいは炭酸塩を混合したものとすることができる。第３の態様は、誘電体セラミックスの主相となるコーディエライト（典型的には、２ＭｇＯ・２Ａｌ_２Ｏ_３・５ＳｉＯ_２）の粉末と副成分の酸化物、あるいは炭酸塩を用いて、それらを混合したものとすることができる。いずれの態様のＬＴＣＣ材料も焼結時の緻密化にガラス相が寄与するが、第３の態様はガラス相の組成が他の態様とは異なっていると考えている。第１の態様及び第２の態様は、焼成過程でコーディエライト中に副成分が固溶しているのに対し、第３の態様は既にコーディエライト化しているため固溶しにくいと思われる。そのため、第３の態様の方がガラス相中の副成分量が多く、その結果、他の態様よりもガラス相が低融点と成っていると予想している。

また、本発明におけるＳｉ元素濃度の高い領域の近傍には、さらに前記副成分に由来する元素の濃度の高い領域を含有することが好ましい。前記副成分に由来する元素の濃度の高い領域は、Ｓｉ元素濃度の高い領域と一致することもあるが、ガラス相中の組成等の影響により、Ｓｉ元素濃度の高い領域を含み広がっている場合がある。

誘電体セラミックスの主成分は、主成分の総量を１００質量％とした場合に、ＭｇＯ換算で１０〜２５質量％のＭｇ、Ａｌ_２Ｏ_３換算で１５〜４６質量％のＡｌ、及びＳｉＯ_２換算で４０〜６５質量％のＳｉを含有することが好ましい。主成分がこのような範囲とすると、コーディエライトを含む誘電体セラミックスとすることができる。コーディエライトは低誘電率で低損失であるので、マイクロ波帯の周波数で用いるセラミック基板として有用である。また、ＬＴＣＣ材料の第１及び第２の態様においては、焼成時にＬＴＣＣ材料から低温でコーディエライト（組成２ＭｇＯ・２Ａｌ_２Ｏ_３・５ＳｉＯ_２）結晶を析出させることが出来る。

接合性の向上、誘電特性の向上等の観点から、誘電体セラミックスが、主成分の総量を１００質量％とした場合に、ＭｇＯ換算で１０〜２５質量％のＭｇを含有することが好ましく、１０〜２０質量％のＭｇを含有することがより好ましい。

この範囲となるように調整されたＬＴＣＣ材料とすると、低温焼成（例えば、１０００℃以下）において、焼成時に析出するコーディエライト（２ＭｇＯ・２Ａｌ_２Ｏ_３・５ＳｉＯ_２）結晶の比率が多くなり、低い比誘電率、誘電損失等が得られやすい。なお、２５質量％より多い場合は、比誘電率の高いエンスタタイト（ＭｇＯ・ＳｉＯ_２）（εｒ６．５）の析出量が多くなり、低い比誘電率が得られにくいこともある。

誘電特性の向上の観点から、誘電体セラミックスが、主成分の総量を１００質量％とした場合に、Ａｌ_２Ｏ_３換算で１５〜４６質量％のＡｌを含有することが好ましく、２５〜４０質量％のＡｌを含有することがより好ましい。この範囲であると、低温焼成（例えば、１０００℃以下）において得られる誘電体セラミックスは、コーディエライト（２ＭｇＯ・２Ａｌ_２Ｏ_３・５ＳｉＯ_２）結晶の比率が多くなり、低い比誘電率、誘電損失等が得られやすい。

接合性の向上、誘電特性の向上等の観点から、セラミック層を構成する誘電体セラミックスが、主成分の総量を１００質量％とした場合に、ＳｉＯ_２換算で４０〜６５質量％のＳｉを含有することが好ましく、４３〜６５質量％のＳｉを含有することがより好ましい。この範囲であると、低温焼成（例えば、１０００℃以下）においてコーディエライト（２ＭｇＯ・２Ａｌ_２Ｏ_３・５ＳｉＯ_２）結晶の比率が多くなり、低い比誘電率、誘電損失等が得られやすい。

ＭｇＯ，Ａｌ_２Ｏ_３，ＳｉＯ_２の含有量が、上述の範囲であっても、コーディエライト結晶以外に、エンスタタイト（ＭｇＯ・ＳｉＯ_２）結晶、スピネル（ＭｇＯ・Ａｌ_２Ｏ_３）結晶、ＳｉＯ_２結晶が析出する場合もあるが、析出量は微量のため、本発明の効果を損なうものではない。

次に、セラミック層を構成する誘電体セラミックスの副成分について説明する。本発明における誘電体セラミックスは、副成分としてＢｉ又はＢを含有し、窒化ケイ素基板との接合性及び誘電体セラミックスの緻密化の観点からは、Ｂｉ及びＢを含有することが好ましい。Ｂｉ又はＢは、副成分として必須であり、任意成分としてＣｕ，Ｍｎ，Ｚｎ等を添加することができ、接合性向上の観点から、Ｃｕ，Ｍｎを添加することが好ましい。Ｂｉ及びＣｕ成分は、ＬＴＣＣ材料の製法によっては、各元素の濃化領域を接合界面に形成し、Ｓｉ濃化領域とともに界面に偏析して、接合性に関与することもある。

Ｂは、焼結時に液相を形成するため低温焼結促進の効果があり、強固に接合した接合界面を得るため添加されることが好ましい。Ｂは、低温焼成（例えば、１０００℃以下）において、焼結を十分として緻密な組織とし、低損失な誘電体セラミックスを得る観点から、主成分の総量を１００質量部とした場合に、Ｂ_２Ｏ_３換算で０．１〜１０質量部であることが好ましく、１〜７質量部であるのがより好ましく、１〜５質量部であるのが更に好ましい。

Ｂｉは、Ｂと同じく低温焼結促進及び強固に接合した接合界面を得るため添加されることが好ましい。Ｂｉは、ＬＴＣＣ材料の焼結を促進するため、窒化ケイ素基板との接合界面における空孔（ボイド）を低減し、接合の信頼性を高めることによって、接合性を強固とすると考えられる。Ｂｉは、誘電特性向上の観点から、主成分の総量を１００質量部とした場合に、Ｂｉ_２Ｏ_３換算で０．１〜１０質量部であることが好ましく、１〜８質量部であるのがより好ましい。なお、Ｂｉは、ＬＴＣＣ材料の製法によっては、接合界面近傍へＢｉ濃化領域を有するが、界面際にはＢｉは少ないこともある。

Ｂ_２Ｏ_３とＢｉ_２Ｏ_３との重量比（Ｂ_２Ｏ_３／Ｂｉ_２Ｏ_３）は、０．２〜０．８が好ましく、０．３５〜０．７５がより好ましい。同一温度で焼成した場合（例えば、９００℃で焼成した場合）、Ｂ量が少ないほど緻密化しにくくなるが、このような比率となるようなＢｉ量であると、誘電体セラミックスの組織が緻密化でき、所望の焼結密度を得ることができる。

Ｃｕは、低温焼結促進の効果、および焼成時のコーディエライトの結晶化を促進する効果がある。Ｃｕは、主成分の総量を１００質量部とした場合に、ＣｕＯ換算で０．１〜１０質量部であることが好ましく、より好ましくは１．０〜８質量部であり、更に好ましくは２．５〜７質量部である。０．１質量部より少ないと、低温焼結促進の効果が得られず、また、１０質量部より多いと、窒化ケイ素基板との接合界面に過剰なＣｕ酸化物が偏析し、接合強度を低下させてしまうこともある。なお、Ｃｕは好ましい組成量であれば、ＬＴＣＣ材料の製法によっては、Ｓｉ濃化領域に隣接してＣｕ濃化領域が形成され、界面に偏析して、接合性に関与することもある。更に、Ｃｕは、ＬＴＣＣ材料の製法によっては、Ｃｕ濃化領域を接合界面に形成し、Ｍｇ濃化領域とともに界面に偏析して、接合性に関与することもある。

Ｍｎもまた低温焼結促進の効果、および焼成時のコーディエライトの結晶化を促進する効果がある。Ｍｎは、主成分の総量を１００質量部とした場合に、Ｍｎ_３Ｏ_４換算で０〜１０質量部であることが好ましく、０．１〜１０質量部であるのがより好ましく、０．１〜５質量部であるのが更に好ましい。

Ｍｎ_３Ｏ_４とＣｕＯとの重量比（Ｍｎ_３Ｏ_４／ＣｕＯ）は、０．１〜３．５が好ましく、０．１〜２．０がより好ましい。ＣｕＯ量が多いほど、焼成が進行（コーディエライト化が進行）しやすく、このような比率であると、所望の誘電特性（例えば、ｆＱ値）が得られやすい。

Ｚｎは低温焼結促進の効果および比誘電率を小さくする効果がある。Ｚｎは、主成分の総量を１００質量部とした場合に、ＺｎＯ換算で０〜２．５質量部であることが望ましい。

本発明におけるセラミック層の熱膨張係数は、焼結時のクラック発生防止の観点から、窒化ケイ素基板の熱膨脹係数に対し、差が±２ｐｐｍ／℃以内であることが好ましく、±１ｐｐｍ／℃以内であることがより好ましく、熱膨張係数が窒化ケイ素基板とほぼ同じであることが更に好ましい。つまり、窒化ケイ素基板の熱膨張係数が３ｐｐｍ／℃の場合には、セラミック層の熱膨張係数は、１〜５ｐｐｍ／℃が好ましく、更に例えば□５ｍｍ以上の面積で窒化ケイ素基板と接合する場合には、２〜４ｐｐｍ／℃が好ましい。

セラミック層の単層厚みは、強度、絶縁性等を確保する観点から、２０〜４００μｍから選択されることが好ましく、５０〜３００μｍであることがより好ましい。なお、セラミック層は、１層から構成することもできるが、多層構造とすることもできる。その場合、多層の厚みの合計が、セラミック基板の厚みを薄く構成するのに前述の２０〜４００μｍ、好ましくは５０〜３００μｍの範囲に含まれることが好ましい。

セラミック層を形成する誘電体セラミックスの素原料は、各成分の酸化物や炭酸塩等として供せられ、前記の主成分及び副成分の範囲にて任意に組み合わせることができる。なお、誘電体セラミックスには原料由来の不純物（不可避不純物）を含むことができる。前述の通り、セラミック層に用いるＬＴＣＣ材料は３つの態様があって、誘電体セラミックスの主相に公知の方法により製造された市販品を用いることもできるが、各素原料を秤量した後、混合したものを乾燥させて得られた粉末を仮焼して得ることもできる。混合方法としては、公知の混合方法を用いることができ、均一性の観点から、例えば、φ５ｍｍのジルコニアボールが入ったボールミルに前記素原料とイオン交換水を投入して１０〜４０時間湿式混合してスラリーとすることが好ましい。また、生産効率の観点から、混合時のスラリー濃度は２０〜５０質量％とすることが好ましい。前記仮焼は、公知の方法を用いることができるが、例えば、焼成炉で、大気中、昇温速度１００〜３００℃／ｈｒ、１０００℃〜１１５０℃、１〜３時間保持する条件で行なうのが好ましい。仮焼温度としては、仮焼でコーディエライトを主相として析出させる前述の第１の態様の場合、１０００℃〜１１００℃で、仮焼でＡｌ_２Ｏ_３とガラス相を主相として析出させる前述の第２の態様の場合、１０５０℃〜１１５０℃で焼成することがより好ましい。

なお、前述の第３の態様においては、市販のコーディエライト材を用いることもできる。コーディエライト材は、特に限定されず、天然物及び合成物ともに用いることができ、公知の方法により製造された市販品をそのまま用いても良い。コーディエライト材は、典型的には、２ＭｇＯ・２Ａｌ_２Ｏ_３・５ＳｉＯ_２の組成で表されるケイ酸塩鉱物のコーディエライトであり、化学組成が４２〜５６質量％のＳｉＯ_２、３０〜４５質量％のＡｌ_２Ｏ_３及び１２〜１６質量％のＭｇＯであることが好ましく、コーディエライトの化学量論組成に対して余剰のＭｇＯ、Ａｌ_２Ｏ_３，又はＳｉＯ_２を含み得ることができる。なお、原料由来の不純物（不可避不純物）を含むことができる。

また、前述の第３の態様では、Ｓｉ、Ａｌ及びＭｇをそれぞれ含有する各原料粉末を配合して、公知の方法により１３００℃から１４００℃で焼成し、粉砕によって微粉化したコーディエライト材を使用することもできる。なお、粉砕にあたっては、湿式法で行っても乾式法で行ってもよく、周知慣用の粉砕方法を用いることができる。

前記コーディエライト材の純度は、誘電特性を向上できるとの観点から、９５質量％以上が好ましく、９７質量％以上がより好ましい。

前記コーディエライト材は、焼結時に組織を緻密化するとの観点から、ＢＥＴ比表面積が８ｍ^２／ｇ以上であることが好ましく、１２ｍ^２／ｇ以上であることがより好ましい。上限値は、特に制限されないものの、２５ｍ^２／ｇ以下であることが好ましい。

また、コーディエライト材の比誘電率は、目的とする誘電特性を達成させるため、５．５以下（１５ＧＨｚ）であることが好ましい。セラミック層においてコーディエライトが占める割合によって比誘電率を調整することも可能である。

（配線層）
本発明では、セラミック層に配線層を有していても良い。前記配線層は、公知の導電性ペーストを用いて形成することができるが、Ａｇ、Ａｕ，Ｃｕ、Ａｇ合金及びＣｕ合金からなる群から選択される少なくとも１つであることが好ましい。低抵抗の配線材料を用いることで、伝送線路における信号伝送の低損失化を図ることが出来る。

配線層の厚みは、信号伝送の低損失化の観点から、２０〜３００μｍであることが好ましく、５０〜１００μｍであることがより好ましい。伝送する信号の電圧、電流により好ましい値を選択することが出来る。

＜セラミック基板の製造方法＞
本発明のセラミック基板の製造方法は、主成分として、Ｍｇ，Ａｌ及びＳｉ、副成分として、ＢｉまたはＢを含有するセラミック材料、及びバインダーを含むグリーンシートを形成する工程と、窒化ケイ素基板上に、少なくとも１層のグリーンシートを積層して複合積層体とする工程と、前記複合積層体を１１００℃以下で焼成して、セラミック層と窒化ケイ素基板とを接合したセラミック基板とする工程と、を含む。前記焼成工程を経て得られるセラミック基板は、窒化ケイ素基板とセラミック層とが積層されて接合されており、前記セラミック層は、前記窒化ケイ素基板との接合界面に形成されたＳｉ元素濃度の高い領域を有することができる。これにより、前述で説明した通り、セラミック層と窒化ケイ素基板との接合性を向上したセラミック基板を製造できる。また、銀の融点（９６１℃）以下９００℃程度〜銅の融点（１０８３℃）以下１０００℃程度で焼成することができる。グリーンシートの形成にはドクターブレード法等の公知のシート成形方法を採用することが出来る。

セラミック材料には、ＬＴＣＣ材料を用いることができる。ＬＴＣＣ材料を用いた場合、まず、主成分として、Ｍｇ，Ａｌ及びＳｉ、副成分として、Ｂｉ又はＢを含有するＬＴＣＣ材料、及びバインダーを含むグリーンシートを形成する。ＬＴＣＣ材料の詳細は、前述の通りである。バインダーとしては、公知慣用のものであれば特に限定されないものの、シート成形して得られるグリーンシートの強度、穴あけ性、圧着性、寸法安定性の観点から、ポリビニルブチラール（ＰＶＢ）、ポリビニルアルコール（ＰＶＡ）、アクリル系バインダー等があげられる。バインダーは、スラリー１００重量部に対して、５〜２５重量部添加することが好ましい。また、溶媒としては、エタノール、ブタノール、トルエン、イソプロピルアルコール等の有機溶媒を用いることが好ましい。これらの原料をボールミル等で混合することにより、スラリーを分散させることができる。スラリーの均一性を向上させるために、必要に応じて分散剤等を添加することもできる。

グリーンシートは、ＰＥＴ等の樹脂フィルムに支持させることができる。その状態でグリーンシートにビアホールを形成することができる。ビアホールの形成には、公知の方法を用いることができるが、例えば、複数の打ち抜きピンを備える打ち抜き金型で打ち抜いたり、レーザ加工によってビアホールを穿いたりして形成することができる。ビアホールの大きさは、セラミック基板の用途にもよるが、例えば、セラミック基板上の線路で伝送する電力の大きさにより選定することができ、打ち抜き金型、またはレーザ加工にて、直径３０〜４００μｍであることが好ましい。

次いで、グリーンシートに、導電性ペーストで配線パターンを形成することが好ましい。印刷機にグリーンシートとスクリーンマスクをセットし、スキージを用いて、グリーンシートに形成されたビアホールに導電性ペーストを印刷充填するとともに、配線パターン等を印刷形成することができる。導電性ペーストは、公知の導電性ペーストを用いることができるが、低抵抗率の観点から、例えばＡｇ、Ｃｕ等のペーストを用いることができる。

配線パターンが形成されたグリーンシートから、樹脂フィルムを剥離し、複数のパターンが形成されたグリーンシートを積み重ねることができる。グリーンシートの積層は、パターン形成されたグリーンシート１層１０〜２００μｍの厚みで、５〜２０層積み重ねることで０．２〜１．５ｍｍの厚みとすることができる。なお、積み重ね数（積層数）等は、セラミック基板としての目的の厚みに応じて任意に選択することが出来る。グリーンシートの積層では、プレス機械にグリーンシートを粘着シートで固定し、ビア配線部同士が重なるように他のグリーンシートを配置して、上下方向に圧力を加えることができる。この工程では、バインダーが軟化する温度、例えば６０〜９０℃において、１〜５０ＭＰａの圧力を印加した状態で１００秒〜３０分間保持して、グリーンシートを圧着することができる。

複数のグリーンシートが重ねられた積層体を、窒化ケイ素基板上に重ね上下方向に圧力を加えることができる。この工程でもまた、グリーンシートのバインダーが軟化する温度、例えば６０〜９０℃において、１〜５０ＭＰａの圧力を印加した状態で１００秒〜３０分間保持して、窒化ケイ素基板上に少なくとも１層の配線パターン形成されたグリーンシートを圧着して積層した複合積層体とすることが好ましい。なお、配線パターン形成する前のグリーンシートを圧着して積層することもできる。

その後、前記複合積層体を１１００℃以下で焼成して（焼成工程）、セラミック層と窒化ケイ素基板とを接合したセラミック基板とする。この焼成は導電性ペーストの種類にもよるが、例えば大気中やＮ_２雰囲気中で、８５０℃〜１１００℃の温度で３０分〜５時間程度保持して行うことができる。なお、焼成工程前にグリーンシートのバインダーを除去する脱脂工程を行うことが好ましい。脱脂工程では、脱バインダーで発生するガスが放散しやすいように、また、発生するガスの圧力による、グリーンシートの剥離（デラミネーション）を防止するため、バインダーが熱分解を開始する２００℃付近から、完了する７５０℃程度までの温度域、または特に熱分解反応が顕著となる温度領域では、１時間あたり２０℃以下の速度で昇温するのが望ましい。脱バインダーは窒素雰囲気下でも可能であるが、有機バインダーの分解・酸化の促進及び発生した分解ガスまたはＣＯ_２ガスの除去促進のため、十分な空気または窒素などを供給及び排気を行うのが好ましい。また、熱分解を促進させる目的で水蒸気を混入させた雰囲気を用いても良い。前記焼成工程時に、前記セラミック層と前記窒化ケイ素基板との接合界面に、Ｓｉ元素濃度の高い領域が形成される。

また、上記のように複数のグリーンシートを積層して、複合積層体を形成した後、焼成して、セラミック層と窒化ケイ素基板とを接合したセラミック基板とすることができるが、主成分として、Ｍｇ，Ａｌ及びＳｉ、副成分として、Ｂｉ又はＢを含有するセラミック材料、及びビヒクルを含むペーストを、窒化ケイ素基板上に塗布した後、乾燥して、グリーン層を形成して複合積層体とする工程と、前記複合積層体を１１００℃以下で焼成してセラミック層と窒化ケイ素基板とを接合したセラミック基板とする工程と、を含み、前記焼成工程時に、前記セラミック層と前記窒化ケイ素基板との接合界面に、Ｓｉ元素濃度の高い領域を形成することもできる。このような印刷プロセスを経ることで、キャリアフィルムを剥離することなく、窒化ケイ素基板上に直接グリーン層を形成することができる。

ビヒクルを含むペーストとしては、例えば、前述のようなＬＴＣＣ材料の素原料を混合し、仮焼した後、ボールミル等で粉砕して、乾燥したものに、ブチルカルビトールアセテート（ＢＣＡ）、エチルセルロース（ＥＣ）等を含むビヒクルを加えて、ペースト化することができる。混合、仮焼、粉砕、乾燥等の各条件については、前述の通りとすることが好ましい。ペーストの塗布としては、公知の印刷方法を用いることができ、グリーン層と配線パターン等を交互に印刷して積層することができる。塗布後の乾燥としては、公知の方法で乾燥することができ、３０〜１００℃程度で１〜５時間程度乾燥させてグリーン層を得ることが好ましい。その他の条件としては、前述に記載のものを適宜用いることができる。

得られるセラミック基板は、機械的強度の高い窒化ケイ素基板をコア基板として用いるため、相対的に機械的強度の低いセミラック層のみからなる場合に比べて、機械的強度を補強できる。また、得られるセラミック基板は、熱伝導性の良い窒化ケイ素基板をコア基板として用いるため、相対的に熱伝導性に劣るセミラック層のみからなる場合に比べて、放熱性に優れる。更に、得られるセラミック基板は、誘電特性の良いセラミック層を積層しているため、セラミック層に複数の回路素子や配線等を形成できて、セラミック基板を用いたモジュールを小型に構成することが出来うる。

得られるセラミック基板は、窒化ケイ素基板によってセラミック層を補強した構造の他、窒化ケイ素基板の一部を大電力回路に使用しつつ、他の部分に接合したセラミック層に小信号回路を形成したモジュール構造とすることができる。また、後者の場合、例えば、窒化ケイ素基板の一部にパワー素子、放熱ブロック等が実装され、接合したセラミック層にＩＣ、小信号回路素子等が実装される。

以下、具体的な製造フローにより本発明のセラミック基板の製造方法を説明するが、それらの製造フローにより本発明が限定されるものではない。

図２〜図４に、本発明の実施の形態に係るセラミック基板の製造フローを示す。いずれもセラミック層をグリーンシートで構成した例である。

図２に本発明の実施の形態に係るセラミック基板の製造フローを示す。
（ａ）まず、本セラミック基板に用いる窒化ケイ素基板１は、焼結した基板をそのまま用いることが出来る。必要に応じて、窒化ケイ素基板の表面を研磨加工して用いることも出来る。

（ｂ）次に、本発明におけるセラミック材料としてＬＴＣＣ材料を用いる場合は、グリーンシート化した後、必要な回路が形成できるようスルーホール４を形成し、導電性ペーストを充填し、更にグリーンシート２’表面に配線パターン３’を印刷して、積層体を構成する層を作製する。

（ｃ）次に、前項（ｂ）の工程で作成した複数のグリーンシート２’を、積層し、加熱・加圧することで一体化した積層体を作製する。

（ｄ）次に、前項（ａ）で作製した窒化ケイ素基板１に、前項（ｃ）で作製した積層体を加熱・加圧することで一体化して複合積層体とする。窒化ケイ素基板１の一方の主面だけではなく、両面に積層体を一体化することもできる。また、前項（ａ）で作製した窒化ケイ素基板１の上に、前項（ｂ）で作製したグリーンシートを順次積層して固定したのちに、加熱・加圧して一体化することもできる。

（ｅ）最後に、前項（ｄ）で作製した積層体と窒化ケイ素基板１との複合積層体を焼成炉で、８５０℃〜１０００℃で焼成することにより、窒化ケイ素基板１とセラミック層２とが接合して複合化した、配線層３を有するセラミック基板を作製することが可能である。焼成工程においてグリーンシートは、窒化ケイ素基板１の面内方向には焼成収縮が拘束され、厚さ方向のみに焼結収縮して緻密化する。

別の製造フローとして、図３に、本発明の別の実施の形態に係るセラミック基板の製造フローを示す。

（ａ）まず、本発明によるＬＴＣＣ材料をグリーンシート化し、グリーンシート２’表面にペースト化した導電性ペーストで配線パターン３’を印刷し、乾燥したシートを準備する。２層目、３層目のグリーンシートも同様に準備する。

（ｂ）次に、窒化ケイ素基板１上に、前項（ａ）で準備したシートを、必要な電極接続が出来るよう順次積層していく。

（ｃ）次に、前項（ｂ）で窒化ケイ素基板１上に重ねた複数のグリーンシートを、窒化ケイ素基板１とともに加熱・加圧することで一体化して複合積層体とする。

（ｄ）最後に、複合積層体を、焼成炉で８５０℃〜１０００℃の温度で焼成することで、窒化ケイ素基板１とセラミック層２とが接合して複合化した、配線層３を有するセラミック基板を得ることができる。

別の製造フローとして、図４に、本発明の別の実施の形態に係るセラミック基板の製造フローを示す。

（ａ）焼結した窒化ケイ素基板１にレーザ加工等で、スルーホール４を形成しＡｇ、Ｃｕなどの導電性ペーストを充填する。

（ｂ）本発明によるＬＴＣＣ材料をグリーンシート化した後、必要な回路が形成できるようスルーホール４を形成し、導電性ペーストを充填し、更にグリーンシート２’表面に配線パターン３’を印刷して、積層体を構成する一層を作製する。

（ｃ）前項（ｂ）の工程で作成した複数のグリーンシートを、積層し、加熱・加圧することで一体化した積層体を作製する。

（ｄ）前項（ａ）で作製した窒化ケイ素基板１に、前項（ｃ）で作製した積層体を加熱・加圧することで一体化した複合積層体とする。両面に積層体を一体化することもできる。また、前項（ａ）で作製した窒化ケイ素基板１の上に、前項（ｂ）で作製したシートを順次積層したのちに、加熱・加圧して一体化した複合積層体とすることもできる。

前項（ｄ）で作製した複合積層体を焼成炉で焼成することにより、窒化ケイ素基板１とセラミック層２が接合して複合化した、配線層３を有するセラミック基板を作製することが可能である。この製法であれば表面・裏面に形成する回路間での接続を確保することが出来る。この場合もまた、焼成工程においてグリーンシートは、窒化ケイ素基板１の面内方向には焼結収縮が拘束され、厚さ方向のみに焼結収縮して緻密化する。

さらに、本発明のセラミック基板の他の構成例を図５に示す。またそのセラミック基板を用いたモジュールの一例を図６に示す。

図５は、窒化ケイ素基板１の一部にセラミック層２を接合するとともに、他の一部に回路用厚銅板１１と放熱用厚銅板５を接合したセラミック基板である。図面右側上方のセラミック層の主面に配線層で形成されたデバイス搭載パッド６や、図面上方のセラミック層２の配線層３で形成されたインダクタやコンデンサ用の電極７、図面下方のセラミック層２の主面に配線層３で形成された、デバイス搭載パッド８を備える。また、図面左側には回路用厚銅板１１と放熱用厚銅板５が接合されている。銅板と窒化ケイ素基板１との接合はメタライズ法、ＤＢＣ（Ｄｉｒｅｃｔ Ｂｏｎｄｉｎｇ Ｃｕ）法、活性金属法等の公知の方法を採用することが出来る。

さらに、図６に本発明のセラミック基板を用いたモジュールの構成例を示す。セラミック基板に形成されたデバイス搭載パッド６，８や回路用厚銅板１１にパワー半導体９やＳＭＤ１０の実装することが出来る。なお、ＳＭＤ（Ｓｕｒｆａｃｅ Ｍｏｕｎｔ Ｄｅｖｉｃｅ、表面実装部品）とは、表面実装技術で基板に実装することのできるＬＳＩ、抵抗、コンデンサ、インダクタなどの電子部品である。

以下、本発明に関して実施例を用いて詳細に説明するが、本発明はその要旨を超えない限り、以下の実施例に限定されるものではない。最初に実施例において評価した種々の項目についての測定条件、方法等を纏めて示す。

＜評価＞
（１）セラミック層を構成する誘電体セラミックスの比誘電率、誘電損失
誘電特性の評価は、ネットワークアナライザ（ＨＥＷＬＥＴＴ ＰＡＣＫＡＲＤ製、８７２０Ｄ）を用いて、誘電体共振器法により行った（ＪＩＳ Ｒ１６２７に準拠）。所定形状（例えば直径１１ｍｍ、厚さ５．５ｍｍ）の試料の共振周波数ｆと無負荷Ｑ値を測定してｆＱ値を求める。無負荷Ｑ値から誘電損失ｔａｎδを算出すると共に、試料の寸法とｆの関係から比誘電率を算出するもので、前記寸法は共振周波数が１５ＧＨｚになる様に設定した。

（２）熱膨張係数
熱膨張係数は、直径４ｍｍで高さ１０ｍｍの円柱状の試料を作製し、熱膨張係数（４０〜４００℃）をリガク製ＴＭＡ８１４０により測定した。

（３）熱伝導度
京都電子工業製レーザーフラッシュ法熱物性測定装置を使って、２４℃における熱伝導度を測定した。

（４）接合性
目視により、窒化ケイ素基板とセラミック層との剥離の有無を観察した。

（５）接合状態の観察と接合界面での元素マッピング
走査電子顕微鏡（日本電子製、ＦＥＭ−ＳＥＭ、ＪＳＭ−７８００、倍率：２０００倍）により、窒化ケイ素基板とセラミック層との界面を観察した。

更に、前記走査電子顕微鏡に付設されたエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ、日本電子製ＪＥＤ−２３００ ＳＤ３０， 加速電圧５ｋＶ）を用いて各元素（Ｂ，Ｃ，Ｏ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｎ，Ｂｉ，Ｃｕ，Ｙ，Ｍｎ）の存在位置をマッピングにより調べた。分散状態は元素マッピングをＸ線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ、島津製作所製ＥＰＭＡ−１６１０， 加速電圧１５ｋＶ， ビーム径１μｍ）で行った。

（６）密度
試料の外径、厚さ、重量から算出した。

（７）Ｘ線回折強度（ＸＲＤ）
多機能型Ｘ線回折装置ＭＲＤ（スペクトリス社製）を使用し、線源にＣｕ−Ｋαを用いてＸ線回折測定を行った。

＜実施例１＞
実施例１では、セラミック層を形成するセラミック材料として、表１に記載のＬＴＣＣ材料を用いた。表１に記載のＬＴＣＣ材料及びバインダーからなるグリーンシートを５層、厚さ約３００μｍの窒化ケイ素基板に重ね（１層の厚さ約８０μｍ）、８５℃で４０ＭＰａの圧力で１０分間加熱加圧して、複合積層体を得た。これを６００℃で脱脂した後、９００℃で２時間焼結して、寸法が縦１０ｍｍ×横１０ｍｍ×厚み０．６ ｍｍのセラミック基板を作製した。ＬＴＣＣ材料は主成分と副成分とを混合して仮焼した前述の第１の態様に対応し、Ｘ線回折測定によれば、コーディエライトが主相となっていた。

なお、前記窒化ケイ素基板は予め以下の手順で作成したものを用いた。まず、窒化ケイ素（Ｓｉ_３Ｎ_４）粉末（９５質量％）に、焼結助剤として、ＭｇＯ粉末（３質量％）、Ｙ_２Ｏ_３粉末（２質量％）を添加し、エタノール中で粉砕し、バインダーを添加してボールミル等で混合してスラリーとした。窒化ケイ素粉末を含むスラリーをドクターブレード法にてシート成形した。得られたグリーンシートを所定の寸法に切り分けて１９００℃にて窒素ガス雰囲気中で５時間焼成し、寸法が縦１３０ｍｍ×横２００ｍｍ×厚み０．３ｍｍの窒化ケイ素基板を得た。以降の実施例、比較例において作製したセラミック基板は、いずれも前記手順で作製した窒化ケイ素基板を用いた。

表２にセラミック層と窒化ケイ素基板の誘電特性と物性値を評価した結果を示す。また、セラミック基板の接合状態等を確認したところ、窒化ケイ素基板とセラミック層との接合界面において剥離やクラックは確認されなかった。なお、窒化ケイ素基板とセラミック層の熱膨張係数の差は±2ppm/℃以内であった。また、接合界面のＳＥＭによる組成マッピングによれば、セラミック層の窒化ケイ素基板との界面に、Ｏ元素とＳｉ元素の両方を多く含む領域が形成されていた。前記領域ではＳｉが酸化物の状態で存在すると推定される。

＜比較例１＞
市販されているＬＴＣＣ材料のグリーンシートを準備し、実施例１で用いた窒化ケイ素基板に重ね、８５℃で４０ＭＰａの圧力で１０分間加熱加圧して、複合積層体を得た。これを実施例１と同様に６００℃で脱脂した後、９００℃で２時間焼結して、寸法が縦１０ｍｍ×横１０ｍｍ×厚み０．６ｍｍのセラミック基板を作製した。

比較例１のセラミック基板において、セラミック層が剥離した。表３に比較例１に用いたグリーンシートで得られるセラミック層の誘電特性と物性値を示す。窒化ケイ素基板とセラミック層の熱膨張係数の差は±2ppm/℃を超えていた。

＜実施例２＞
セラミック層を形成するＬＴＣＣ材料として、表１に記載の材料を用いて実験を行った。表１に記載の材料及びビヒクルからなるペーストを直接、実施例１で用いた窒化ケイ素基板に塗布して複合積層体を作製した。前記ペーストについて以下説明する。

（混合）
ＬＴＣＣ材料の素原料を表１にしめす質量比率（合計８００ｇ）に従って秤量し、エタノール１５００ｇと一緒に、ナイロン製５Ｌのボールミルポットへφ５ｍｍのＹ₂O₃安定化ジルコニアボール１０ｋｇで、４０時間混合粉砕をおこなった。スラリー濃度３５質量％で調整した。

（仮焼）
混合スラリーを加熱乾燥した後、乳鉢で解砕し、目開き５００μｍの篩を通過させ、アルミナ坩堝へ混合粉を投入し、大気中で１０５０℃、２時間仮焼して、ＬＴＣＣ材料を得た。

（粉砕）
仮焼粉（ＬＴＣＣ材料）６０ｇに対して、エタノールを１２０ｇ使用した。ポリプロピレン製０．５Ｌボールミルポットへφ５ｍｍのＹ₂O₃安定化ジルコニアボール１Ｋｇと、上記仮焼粉とエタノールを投入し９２時間粉砕してスラリーを得た。

（乾燥、解砕）
前記スラリーを乾燥後、目開き１５０μｍの篩通しを実施した。

（ペースト化）
ブチルカルビトールアセテート（ＢＣＡ）８０ｇとエチルセルロース（ＥＣ）１１ｇをビーカ中で混合したのち、６０℃で６時間加熱溶解し、一晩放置してビヒクルを得た。得たビヒクル１６．５ｇに対して、前項の粉砕粉１２ｇをビーカ中に投入し、混合した後、３本ロールミルに２回通して、ＬＴＣＣ材料のペーストを得た。

（窒化ケイ素基板への塗布）
日東電工製カプトンテープ３枚（約１５０μｍ／枚）を１０ｍｍ幅で窒化ケイ素基板に貼り付けて、カプトンテープでカッター刃をガイドして窒化ケイ素基板にペーストを厚さ約４５０μｍで塗布し、その後６０℃で３時間乾燥し、窒化ケイ素基板上にセラミック材料膜（グリーン層と呼ぶ場合がある）を一体化した複合積層体を得た。

（焼成）
バッチ式マッフル炉（昇温冷却２００℃／時間、持続２時間）で、９００℃、１０００℃でそれぞれ焼成して、寸法が縦１３０ｍｍ×横２００ｍｍ×厚み０．６ｍｍで、窒化ケイ素基板とセラミック層とを接合したセラミック基板を得た。セラミック基板において、窒化ケイ素基板部の厚みは０．３ｍｍであり、セラミック層の厚みは０．３ｍｍである。

＜実施例３〜５＞
以下の工程としたこと以外は、実施例２と同様の方法でセラミック基板を作製した。

（混合）
セラミック層の主成分を１００質量％としたとき、ＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３及びＭｇＯを、ＳｉＯ_２：５０質量％、Ａｌ_２Ｏ_３：３５質量％、ＭｇＯ：１５質量％の質量比率（合計８００ｇ）に従って秤量し、イオン交換水１５００ｇを使用した。ナイロン製５Ｌのボールミルポットへ、φ５ｍｍのＹ_２Ｏ_３安定化ジルコニアボール１０ｋｇと上記原料とイオン交換水を投入し、４０時間混合粉砕をおこなった。

（仮焼）
混合スラリーを加熱乾燥した後、乳鉢で解砕し、目開き５００μｍの篩を通過させ、アルミナ坩堝へ混合粉を投入し、大気中で１１００℃、２時間仮焼した。

（予備粉砕）
仮焼粉６０ｇに対して、エタノールを１２０ｇ使用した。ポリプロピレン製０．５Ｌボールミルポットへφ５ｍｍのＹ_２Ｏ_３安定化ジルコニアボール１ｋｇと、上記仮焼粉とエタノールを投入し７０時間粉砕して予備粉砕スラリーを得た。

（調合）
ポリプロピレン製０．２５Ｌボールミルポットへφ２ｍｍのＹ_２Ｏ_３安定化ジルコニアボール０．５ｋｇと、上記予備粉砕スラリー３５ｇを入れ、さらに表４の比率になるよう副成分を配合し１６時間粉砕して、ＬＴＣＣ材料を得た。ＬＴＣＣ材料は主成分を仮焼した後、副成分と混合した前述の第２の態様に対応し、Ｘ線回折測定によれば、Ａｌ_２Ｏ_３とガラス相が主相となっていることを確認した。

＜比較例２〜３＞
比較例２〜３について、表４の質量比率に従って主成分、副成分を秤量したこと以外は、実施例３と同様の方法でセラミック基板を作製した。

＜実施例６〜８＞
実施例３〜５の混合及び仮焼工程の代わりに、市販のコーディエライト材（丸ス釉薬合資会社製、製品名ＣＣ１０００、組成２ＭｇＯ・２Ａｌ_２Ｏ_３・５ＳｉＯ_２、ＢＥＴ：１２ｍ^２／ｇ）を用いたこと以外は、実施例３〜５と同様の方法でセラミック基板を作製した。市販のコーディエライト材を主成分とするＬＴＣＣ材料は、前述の第３の態様に対応し、Ｘ線回折測定によれば、コーディエライトを主相となっていることを確認した。

＜比較例４〜５＞
比較例４〜５について、表５の質量比率に従って主成分、副成分を秤量したこと以外は、実施例６と同様の方法でセラミック基板を作製した。

実施例２〜８及び比較例２〜５の接合性に関する評価結果を図７〜１５に示す。

図７に、実施例２でのＳｉ元素（左図）及びＮ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す（倍率２０００倍）。また、上図は、白枠点線部分の拡大図である。図７（ａ）は焼成温度が９００℃であり、（ｂ）は焼成温度が１０００℃である。下側（灰色部分）が窒化ケイ素基板であり、上側（黒色部分）がセラミック層である。セラミック層と窒化ケイ素基板の位置関係は、以降のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像においても同様である。窒化ケイ素基板／セラミック層の接合界面の境界は、Ｎ元素の有無により判断した。セラミック層中にはＮは存在しないため、Ｎ存在域は、窒化ケイ素基板が存在する領域を示す。図７（ａ）のＳｉ元素のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像より、接合界面のセラミック層側にＳｉ濃化領域（境界線より上の発色部分）が存在することが分かる。拡大図により、接合界面に沿って、Ｓｉ濃化領域が存在することが分かる。さらに、図７（ｂ）のように、焼成温度を高温化した場合には、界面のＳｉ濃化領域が増加することが分かった。

図８〜１４に、各実施例のＳＥＭ−ＥＤＸマッピングの写真を示す（倍率２０００倍）。窒化ケイ素基板とセラミック層との接合界面をよく見ると、いずれの試料も接合界面のセラミック層側にＳｉ濃化領域（Ｓｉ元素を多く含む領域）を有することが分かった。

図８（ａ）〜（ｄ）が実施例２（焼成温度９００℃）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピングの写真である。図８（ａ）は図７（ａ）と同じ視野でのＳＥＭ−ＥＤＸマッピングの写真であって、白枠等を除いて観察視野全体を明確にしている。図８（ｂ）にセラミック層の主成分のＳｉ元素（左図）及びセラミック層の副成分のＣｕ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。（ｂ）より、Ｃｕ濃化領域と窒化ケイ素基板とが直接接合しているように見える部分もあることが観察できた。図８（ｃ）にセラミック層の主成分のＭｇ元素（左図）及びＣｕ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。（ｃ）より、界面付近にＭｇが濃化しており、Ｃｕと全く同位置に存在することが観察できた。Ｃｕ濃化部には必ずＭｇも濃化していることが観察できた。図８（ｄ）にＳＥＭ観察視野像を示す写真（左図）及びＣｕ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。（ｄ）より、Ｃｕ濃化部はセラミック層通常部と微構造が異なるようであった。その他の元素についても分析したが、Ｂは検出困難であり、明確に有意な挙動は見られなかった。

界面付近のＣｕ、Ｍｇ濃化領域付近ではＯ量が若干少ない傾向が有った。界面付近にセラミック層の主成分のＡｌ偏析、窒化ケイ素基板の主成分のＮ偏析、セラミック層の副成分のＢｉ偏析などの変化は見られなかった。またセラミック層の粒界相中にも窒化ケイ素基板の副成分のＹが検出されたが、ＬＴＣＣ材を製造工程でボールミルのメディア（Ｙ_２Ｏ_３部分安定化ジルコニアボール）から混入した可能性ある。

図９（ａ）〜（ｄ）は実施例２（焼成温度１０００℃）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピングの写真である。図９（ａ）は図７（ｂ）と同じ視野でのＳＥＭ−ＥＤＸマッピングの写真であって、白枠等を除いて観察視野全体を明確にしている。図９（ｂ）にＳｉ元素（左図）及びＣｕ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。図９（ｃ）にＭｇ元素（左図）及びＣｕ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。図９（ｄ）にＳＥＭ観察視野像を示す写真（左図）及びＣｕ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。各元素成分については、図８と同様の挙動を示すことを確認した。

図１０（ａ）〜（ｄ）が実施例６（焼成温度１０００℃）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピングの写真である（倍率２０００倍）。図１０（ａ）はＳｉ元素（左図）及びＮ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像である。図１０（ｂ）にＳｉ元素（左図）及びＣｕ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。図１０（ｃ）にＭｇ元素（左図）及びＣｕ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。図１０（ｄ）にＳＥＭ観察視野像を示す写真（左図）及びＣｕ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。この場合もセラミック層側にＳｉ濃化領域があり、実施例２や実施例３〜４より濃化領域が拡大していることが分かる。（ｂ）より、界面にはＣｕ濃化領域は見られないが、窒化ケイ素基板中の粒界相中にＣｕ濃化領域があることが観察でされたが、その原因は不明である。（ｃ）より、窒化ケイ素基板中のＣｕ濃化領域にＭｇが見られるが、元々粒界相中にＭｇが入っているためセラミック層から拡散してきたＭｇとは言えない。（ｄ）より、Ｃｕ濃化部は窒化ケイ素中の粒界相と、似ている部分もあるがやや色調が異なる。その他の元素成分については、多少の差はあるものの、図８と同様の挙動を示した。

図１１（ａ）〜（ｄ）が実施例３（焼成温度１０００℃）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピングの写真である（倍率２０００倍）。図１１（ａ）はＳｉ元素（左図）及びＮ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像である。図１１（ｂ）にＳｉ元素（左図）及びＣｕ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。図１１（ｃ）にＭｇ元素（左図）及びＣｕ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。図１１（ｄ）にＳＥＭ観察視野像を示す写真（左図）及びＣｕ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。この場合もセラミック層側にＳｉ濃化領域があり、実施例２（９００℃）より濃化領域が拡大していることが分かる。（ｂ）より、Ｃｕ濃化領域と窒化ケイ素基板が直接接合しているように見える部分もある。（ｃ）より、界面のＭｇ濃化部にはＣｕが必ず存在する。一方界面よりセラミック層側のＣｕ濃化部にはＭｇがない（Ｂｉが濃化）。つまり、Ｂｉは、界面近傍で濃化しているが、界面際にはＢｉは少ない。（ｄ）より、Ｃｕ濃化部はセラミック層の通常部と微細構造が異なる。その他の元素成分については、多少の差はあるものの、図８と同様の挙動を示した。

図１２（ａ）〜（ｄ）が実施例７（焼成温度１０００℃）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピングの写真である。図１２（ａ）はＳｉ元素（左図）及びＮ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像である。図１２（ｂ）にＳｉ元素（左図）及びＭｇ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。図１２（ｃ）にＭｇ元素（左図）及びＢｉ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。図１２（ｄ）にＳＥＭ観察視野像を示す写真（左図）及びＢｉ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。（ａ）より、セラミック層側にＳｉ濃化領域があり、実施例２や実施例３〜４より濃化領域が拡大している。（ｂ）より、接合界面にはＭｇ濃化領域は見られない。（ｃ）より、接合界面にはＢｉ濃化領域は見られない。また、界面近傍への明瞭なＢｉ濃化は見られない。（ｄ）より、Ｂｉはセラミック層の結晶粒界中に濃化する。その他の元素成分については、多少の差はあるものの、図８と同様の挙動を示した。

図１３（ａ）〜（ｄ）が実施例４（焼成温度９００℃）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピングの写真である。図１３（ａ）はＳｉ元素（左図）及びＮ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像である。図１３（ｂ）にＳｉ元素（左図）及びＭｇ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。図１３（ｃ）にＭｇ元素（左図）及びＢｉ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。図１３（ｄ）にＳＥＭ観察視野像を示す写真（左図）及びＢｉ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。（ａ）より、セラミック層側にごくわずかにＳｉ濃化領域があるのが観察された。（ｂ）より、界面にはＭｇ濃化領域は見られない。（ｃ）より、界面にはＢｉ濃化領域は見られず、（ｄ）より、Ｂｉはセラミック層の結晶粒界中に濃化するのを確認した。その他の元素成分については、多少の差はあるものの、図８と同様の挙動を示した。

図１４（ａ）〜（ｄ）が実施例８（焼成温度１０００℃）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピングの写真である。図１４（ａ）はＳｉ元素（左図）及びＮ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像である。図１４（ｂ）にＳｉ元素（左図）及びＣｕ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。図１４（ｃ）にＭｇ元素（左図）及びＣｕ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。図１４（ｄ）にＳＥＭ観察視野像を示す写真（左図）及びＣｕ元素（右図）のＳＥＭ−ＥＤＸマッピング像を示す。（ａ）より、セラミック層側にＳｉ濃化領域があり、実施例２や実施例３〜４より濃化領域が拡大している。（ｂ）より、界面全域にはＣｕ濃化領域は見られないが、界面の窒化ケイ素基板側にＣｕ濃化がある。（ｃ）より、界面全域にはＭｇ濃化領域は見られないが、界面の窒化ケイ素側にＭｇも濃化しているのではないかと考えられる。（ｄ）より、前記Ｃｕ濃化部は、セラミック層の通常部と微細構造が異なる。その他の元素成分については、多少の差はあるものの、図８と同様の挙動を示した。

実施例５（焼成温度１０００℃）もまた、実施例２〜３と同様に、セラミック層側にＳｉ濃化領域があるのが観察され、その他の元素成分については、多少の差はあるものの、図８と同様の挙動を示した。

比較例２〜５では、セラミック層にボイド（空孔）が多くて緻密化が進まず、１０００℃での焼成では、Ｂ及びＢｉを同時に含まない比較例３、５の場合ではセラミック層と窒化ケイ素基板とが接合しないことがわかった。また焼成温度を上げて、１１００℃で焼成しても緻密化が進まず強固な接合は得られなかった。

図１５に、実施例７（焼成温度１０００℃）でのＦＥ−ＥＰＭＡ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ −Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｓｉｓ）による各元素のライン分析の結果を示す。横軸（Ｙ−Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）が厚み方向の厚みであり、約３５μｍまでがセラミック層側、約３５μｍを超えて窒化ケイ素基板側であり、３５μｍ付近に接合界面が存在すると考えられる。３５〜５０μｍ付近においてＳｉ量の傾斜がある。セラミック層側と比べ窒化ケイ素基板側に、界面付近のＳｉ量の傾斜があり、接合界面のセラミック層側のＳｉ濃化は窒化ケイ素基板側のＳｉの移動が主体ではないかと考えられる。

前述の通り、ＬＴＣＣ材料の製法によってＳｉ濃化領域の形成が異なっていると想定され、ＬＴＣＣ材料の製法よって、Ｓｉ濃化領域の形成しやすさに影響を与えると考えられる。

＜参考例１〜３＞
本発明のセラミック層を形成するＬＴＣＣ材料として、表６に記載の材料を用いて実験を行った。

（混合）
セラミック層の主成分を、副成分を含んで１００質量％としたとき、表６の質量比率となるように秤量した。以降仮焼までは実施例３と同様に作製を進めた。

（粉砕）
得られた仮焼粉５５ｇに対して、表６の比率になるよう副成分を配合し、ポリプロピレン製０．５Ｌボールミルポットへφ５ｍｍのＹ_２Ｏ_３安定化ジルコニアボール１ｋｇとともに投入し、イオン交換水を加えて、スラリー濃度が３０質量％となるようにして、２３時間粉砕・混合した。

（成形）
スラリーを加熱乾燥した後、乳鉢で解砕し、バインダー（ＰＶＡ）を加えて目開き５００μｍの篩を通過させ造粒した。焼成後、直径１１ｍｍ、厚さ５．５ｍｍとなるように成形し、大気中にて９００℃で焼成した。得られた各参考例の試料の密度を測定した。結果を図１６に示す。

図１６に、ＬＴＣＣ材料のＢ_２Ｏ_３／Ｂｉ_２Ｏ_３重量比と焼成体密度との関係を示す。Ｂ_２Ｏ_３とＢｉ_２Ｏ_３の総量を実質的に同じとし、バランスを変えた場合に、同一温度での焼成では、Ｂ量が少ないほど緻密化しにくくなることがわかった。なお、実験は９００℃焼成の例である。

＜参考例４〜６＞
セラミック層を形成するＬＴＣＣ材料として、表７に記載の材料を用いて実験を行った。他は参考例１〜３と同様にして試料を作製した。各参考例ではＢ_２Ｏ_３／Ｂｉ_２Ｏ_３重量比を０．４で一定とし、Ｍｎ_３Ｏ_４とＣｕＯの重量比を異ならせている。得られた各参考例の試料の共振周波数ｆと無負荷Ｑ値を測定してｆＱ値を求めた。結果を図１７に示す。

図１７に、ＬＴＣＣ材料のＭｎ_３Ｏ_４／ＣｕＯ重量比とｆＱ値との関係を示す。Ｍｎ_３Ｏ_４とＣｕＯの総量を実質的に同じとし、バランスを変えた場合に、ＣｕＯ量が多いほど、焼成が進行（コーディエライト化が進行）していることが分かった。なお９２５℃で焼成するといずれもコーディエライトが主相になっている。

＜参考例７〜１０＞
セラミック層を形成するＬＴＣＣ材料として、表８に記載の材料を用いて実験を行った。各参考例では、主成分と副成分の比率を異ならせるとともに、副成分のＢｉ_２Ｏ_３、Ｂ_２Ｏ_３、ＣｕＯ、ＣｕＯの比率は参考例で一定となるようにしている。実施例３〜５と同じ条件で作製したAl₂O₃とガラス相を主相とするMgO、Al₂O₃、SiO₂仮焼粉を用い、焼成温度を８７５℃〜１０５０℃として参考例１〜３と同様に試料を作製した。得られた各参考例の試料の密度を測定した。結果を図１８に示す。

図１８に、ＬＴＣＣ材料の主成分比率の焼成温度に対する焼成体密度への影響を示す。ＬＴＣＣ材料中の主成分の比率の低減で低温焼成でも焼成体密度が得られやすくなることが分かった。

１ 窒化ケイ素基板
２’グリーンシート
２ セラミック層
３’配線パターン
３ 配線層
４ スルーホール
５ 放熱用厚銅板
６ デバイス搭載パッド
７ 内蔵配線
８ デバイス搭載パッド
９ パワー半導体
１０ ＳＭＤ
１１ 回路用厚銅板
Ｓ 接合界面

Claims (15)

1. 窒化ケイ素基板と、誘電体セラミックスでなるセラミック層とが、積層されて接合されているセラミック基板であって、
   前記誘電体セラミックスは、Ｍｇ，Ａｌ及びＳｉを主成分とし、副成分として、Ｂｉを含有し、
   前記セラミック層は、前記窒化ケイ素基板との接合界面に、Ｓｉ元素濃度の高い領域を有するセラミック基板。
2. 窒化ケイ素基板と、誘電体セラミックスでなるセラミック層とが、積層されて接合されているセラミック基板であって、
   前記誘電体セラミックスは、Ｍｇ，Ａｌ及びＳｉを主成分とし、副成分として、Ｂｉ又はＢを含有し、
   前記セラミック層に配線層を有し、
   前記セラミック層は、前記窒化ケイ素基板との接合界面に、Ｓｉ元素濃度の高い領域を有するセラミック基板。
3. 前記誘電体セラミックスの主成分は、主成分を１００質量％とした場合に、ＭｇＯ換算で１０〜２５質量％のＭｇ、Ａｌ_２Ｏ_３換算で１５〜４６質量％のＡｌ、及びＳｉＯ_２換算で４０〜６５質量％のＳｉを含有する請求項１又は２に記載のセラミック基板。
4. 前記副成分は、主成分を１００質量部とした場合に、Ｂｉ_２Ｏ_３換算で０．１〜１０質量部のＢｉ、又はＢ_２Ｏ_３換算で０．１〜１０質量部のＢを含有する請求項１〜３のいずれか１項に記載のセラミック基板。
5. 前記副成分として、さらにＣｕを含有し、前記Ｃｕの含有量は、主成分を１００質量部とした場合に、ＣｕＯ換算で０．１〜１０質量部である請求項１〜４のいずれか１項に記載のセラミック基板。
6. 前記副成分として、さらにＭｎを含有し、前記Ｍｎの含有量が、主成分を１００質量部とした場合に、Ｍｎ_３Ｏ_４換算で０．１〜１０質量部である請求項１〜５のいずれか１項に記載のセラミック基板。
7. 前記Ｓｉ元素濃度の高い領域の近傍には、さらに前記副成分に由来する元素の濃度の高い領域を有する請求項１〜６のいずれか１項に記載のセラミック基板。
8. 少なくとも一層の配線層を有し、前記配線層は、Ａｇ、Ａｕ，Ｃｕ、Ａｇ合金及びＣｕ合金からなる群から選択される少なくとも１つである請求項１〜７のいずれか１項に記載のセラミック基板。
9. 前記窒化ケイ素基板の熱膨張係数と前記セラミック層の熱膨張係数との差は、±２ｐｐｍ／℃以内である請求項１〜８のいずれか１項に記載のセラミック基板。
10. 前記セラミック層の単層厚みは、２０〜４００μｍから選択される請求項１〜９のいずれか１項に記載のセラミック基板。
11. セラミック基板の製造方法であって、
    主成分として、Ｍｇ，Ａｌ及びＳｉ、副成分として、Ｂｉを含有するセラミック材料、及びバインダーを含むグリーンシートを形成する工程と、
    窒化ケイ素基板上に、少なくとも１層のグリーンシートを積層して複合積層体とする工程と、
    前記複合積層体を１１００℃以下で焼成して、セラミック層と窒化ケイ素基板とを接合したセラミック基板とする工程と、を含み
    前記焼成工程時に、前記セラミック層と前記窒化ケイ素基板との接合界面に、Ｓｉ元素濃度の高い領域を形成するセラミック基板の製造方法。
12. セラミック基板の製造方法であって、
    主成分として、Ｍｇ，Ａｌ及びＳｉ、副成分として、ＢｉまたはＢを含有するセラミック材料、及びバインダーを含むグリーンシートを形成する工程と、
    前記グリーンシートに、導電性ペーストで配線パターンを形成する工程と、
    窒化ケイ素基板上に、少なくとも１層のグリーンシートを積層して複合積層体とする工程と、
    前記複合積層体を１１００℃以下で焼成して、セラミック層と窒化ケイ素基板とを接合したセラミック基板とする工程と、を含み
    前記焼成工程時に、前記セラミック層と前記窒化ケイ素基板との接合界面に、Ｓｉ元素濃度の高い領域を形成するセラミック基板の製造方法。
13. セラミック基板の製造方法であって、
    主成分として、Ｍｇ，Ａｌ及びＳｉ、副成分として、Ｂｉを含有するセラミック材料、及びビヒクルを含むペーストを、窒化ケイ素基板上に塗布した後、乾燥して、グリーン層を形成して複合積層体とする工程と、
    前記複合積層体を１１００℃以下で焼成してセラミック層と窒化ケイ素基板とを接合したセラミック基板とする工程と、を含み
    前記焼成工程時に、前記セラミック層と前記窒化ケイ素基板との接合界面に、Ｓｉ元素濃度の高い領域を形成するセラミック基板の製造方法。
14. セラミック基板の製造方法であって、
    主成分として、Ｍｇ，Ａｌ及びＳｉ、副成分として、Ｂｉ又はＢを含有するセラミック材料、及びビヒクルを含むペーストを、窒化ケイ素基板上に塗布した後、乾燥して、グリーン層を形成して、前記グリーン層と配線パターンを印刷して、複合積層体とする工程と、
    前記複合積層体を１１００℃以下で焼成してセラミック層と窒化ケイ素基板とを接合したセラミック基板とする工程と、を含み
    前記焼成工程時に、前記セラミック層と前記窒化ケイ素基板との接合界面に、Ｓｉ元素濃度の高い領域を形成するセラミック基板の製造方法。
15. 前記セラミック層の単層厚みは、２０〜４００μｍから選択される請求項１１〜１４のいずれか１項に記載のセラミック基板の製造方法。
    

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