JP7258494B2 - 複合基板、及び、複合基板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、複合基板、及び、複合基板の製造方法に関する。

近年、絶縁体層上に半導体結晶層が形成された複合基板が、高周波性能、放熱性能、耐圧性能、絶縁性能などの観点からパワーデバイスに採用されている。

例えば、特許文献１は、絶縁体層上にシリコン層（ＳＯＩ層）が形成されたＳＯＩ構造を有するＳＯＩウエーハを開示する。以下、当該段落において、（）内に特許文献１の符号を示す。特許文献１において、ボンドウエーハ（２）とベースウエーハ（１）の少なくとも一方の表面に、ＳｉＯ_２からなる酸化膜（３）が形成される。該形成された酸化膜（３）を介してボンドウエーハ（２）とベースウエーハ（１）とが貼り合せられた後、ボンドウエーハ（２）が薄膜化されて、ＳＯＩ層（５）が形成される。その後、得られた貼り合わせウエーハに埋め込み酸化膜の厚さを減ずる熱処理が行われることによって、所望の厚さの埋め込み酸化膜（６）を有するＳＯＩウエーハ（７）が製造される。

特開２００４－２２１１９８号公報

従来のＳＯＩウエーハのような複合基板では、酸化膜を介して、半導体結晶層（ボンドウエーハ）を支持体層（ベースウエーハ）に積層している。この酸化膜として形成されたＳｉＯ_２は、熱伝導率が１．３８Ｗ／ｍ・Ｋと低いことが知られている。それ故、当該支持体層に対して、半導体結晶層として熱伝導率が比較的高いシリコン（Ｓｉ）や窒化ガリウム（ＧａＮ）が好適に選択される。具体的には、シリコンの熱伝導率が約１５０Ｗ／ｍ・Ｋであり、窒化ガリウムの熱伝導率が約２１０Ｗ／ｍ・Ｋである。しかしながら、シリコン及び窒化ガリウムの材料特性である電子移動度は、それぞれ１１００ｃｍ^２／Ｖ・ｓ及び９００ｃｍ^２／Ｖ・ｓであることから、４ＧＨｚ程度の高周波特性を有するパワーデバイスを設計するので限界である。これに対し、ガリウム砒素（ＧａＡｓ）系の半導体化合物材料は、シリコンや窒化ガリウムよりも高い電子移動度（例えば、ＧａＡｓの電子移動度は、６０００ｃｍ^２／Ｖ・ｓ）を有することから、シリコンや窒化ガリウム系のパワーデバイスの上限使用周波数より高い周波数特性を有するパワーデバイスにより適している。しかしながら、ガリウム砒素系の半導体化合物材料の熱伝導率は、シリコンや窒化ガリウムと比べて極めて低い（例えば、ＧａＡｓの熱伝導率は、４５～５５Ｗ／ｍ・Ｋ）。つまり、高周波特性の優れたガリウム砒素系の半導体化合物材料を支持体層の酸化膜上に積層したとしても、この低い熱伝導率に起因する複合基板の放熱量不足により、高周波パワーデバイスとして安定的に動作させることができない。よって、ガリウム砒素系の半導体化合物材料を用いた複合基板による高周波パワーデバイスが、未だ実用化には至っていないことが課題である。

本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その目的は、放熱特性及び周波数特性に優れた複合基板及びその製造方法を提供することにある。

本発明の一実施形態の複合基板は、窒化アルミニウム焼結体からなる支持体層と、前記支持体層上に結合された、ＧａＡｓ、ＡｌＧａＡｓ、ＩｎＧａＡｓ、ＧａＡｓＰ、ＩｎＧａＡｓＰ、Ｓｉ、ＧａＮ、ＧａＮ_２、ＳｉＣ、ＩｎＰ、単結晶ＡｌＮの群から選択される少なくとも一種の半導体材料からなる半導体結晶層と、を備え、前記支持体層及び前記半導体結晶層の界面において、前記支持体層及び前記半導体結晶層が直接的に接触していることを特徴とする。
また、本発明の一実施形態の複合基板は、窒化アルミニウム焼結体からなる支持体層と、
前記支持体層上に接合された半導体結晶層と、を備え、
前記支持体層及び前記半導体結晶層の界面において、前記支持体層及び前記半導体結晶層が直接的に接触していることを特徴とする。

本発明の一形態の複合基板によれば、絶縁性及び高熱伝導性を有する窒化アルミニウム焼結体からなる支持体層に対して、高い電子移動度を有するガリウム砒素系の半導体結晶層が直接的に接触している。すなわち、支持体層及び半導体結晶層の間に中間層が介在しないため、半導体結晶層で発生した熱が支持体層に効率的に伝導することから、複合基板全体として高い放熱特性と高い周波数特性の両立が可能となる。よって、本発明は、ガリウム砒素系の半導体化合物材料を用いた複合基板による高周波パワーデバイスを実現可能とするものである。なお、支持体層及び半導体結晶層の直接接着による放熱特性の改善の効果は、ガリウム砒素系以外の半導体化合物材料においても同様に得ることができる。よって、本発明は、ガリウム砒素系以外の半導体化合物材料をその技術的範囲から排除するものではない。

本発明のさらなる形態において、複合基板は、前記界面において、前記支持体層の平均表面粗度（Ｒａ）が１０ｎｍ以下であり、且つ、前記半導体結晶層の平均表面粗度（Ｒａ）が１０ｎｍ以下であり、前記支持体層及び前記半導体結晶層が、前記界面においてファンデルワールス力で結合されていることを特徴とする。より好ましくは、複合基板は、前記界面において、前記支持体層の平均表面粗度（Ｒａ）が１ｎｍ以下であることを特徴とする。さらに好ましくは、複合基板は、前記界面において、前記支持体層の平均表面粗度（Ｒａ）が０．５ｎｍ以下であることを特徴とする。このように、支持体層の平均表面粗度をより低く調整することにより、支持体層と半導体結晶層との間でより強力なファンデルワールス力等が発生し、接着層等を介在させることなく、支持体層及び半導体結晶層をより強固に接合することが可能である。

本発明のさらなる形態において、複合基板は、前記界面において、前記支持体層及び前記半導体結晶層の表面が親水化処理等の処理をされていることを特徴とする。一例として支持体層及び半導体結晶層の親水化した接合面が水素結合することで、さらに強固に結合させることができる。

本発明のさらなる形態において、支持体層は、１６０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の熱伝導率、及び、４５０ＭＰａ以上の曲げ強度を有する窒化アルミニウム焼結体からなることを特徴とする。支持体層が、高い熱伝導率及び曲げ強度を有することにより、複合基板として、より高い構造的強度及び放熱性能を発揮することができる。

本発明のさらなる形態において、前記支持体層は、窒化アルミニウム、及び、平均粒子径が２μｍ以下の焼結助剤相からなる窒化アルミニウム焼結体であり、前記焼結助剤相の粒子が鏡面研磨面において４００μｍ^２あたり１０個以上析出し、且つ、ボイドの個数が前記鏡面研磨面において１００００μｍ^２あたり３個以下である窒化アルミニウム焼結体からなることを特徴とする。支持体層の鏡面研磨面におけるボイドの密度が著しく低いことから、支持体層及び半導体結晶層の界面において、支持体層の表面がより平滑な平面となり、支持体層及び半導体結晶層をより強固に結合させることができる。

本発明の一実施形態の複合基板の製造方法は、
窒化アルミニウム焼結体基板を準備する工程と、
前記窒化アルミニウム焼結体基板の表面を鏡面研磨し、平均表面粗度（Ｒａ）が１０ｎｍ以下の研磨面を有する支持体層を形成する工程と、
ＧａＡｓ、ＡｌＧａＡｓ、ＩｎＧａＡｓ、ＧａＡｓＰ、ＩｎＧａＡｓＰ、Ｓｉ、ＧａＮ、ＧａＮ_２、ＳｉＣ、ＩｎＰ、単結晶ＡｌＮの群から選択される少なくとも一種の半導体材料からなる半導体基板を準備する工程と、
前記半導体基板の表面を鏡面研磨し、平均表面粗度（Ｒａ）が１０ｎｍ以下の研磨面を有する半導体結晶層を形成する工程と、
前記支持体層の研磨面及び前記半導体結晶層の研磨面を合わせて前記支持体層及び前記半導体結晶層を積層する工程と、
を含むことを特徴とする。

本発明の一形態の複合基板の製造方法によれば、鏡面研磨により支持体層及び半導体結晶層の平均表面粗度を１０ｎｍ以下に調整した研磨面を接合させることで、ファンデルワールス力等によって支持体層及び半導体結晶層を結合させることできる。すなわち、絶縁性及び高熱伝導性を有する窒化アルミニウム焼結体からなる支持体層に対して、高い電子移動度を有するガリウム砒素系の半導体結晶層を直接的に接触させることができる。支持体層及び半導体結晶層の間に中間層が介在しないため、半導体結晶層で発生した熱が支持体層に効率的に伝導することから、複合基板全体として高い放熱特性と高い周波数特性の両立が可能となる。よって、本発明は、ガリウム砒素系の半導体化合物材料を用いた複合基板による高周波パワーデバイスを実現可能とするものである。

本発明によれば、窒化アルミニウム焼結体からなる支持体層と、ガリウム砒素系の半導体材料からなる半導体結晶層とを直接接触させるように結合したことにより、ガリウム砒素系の半導体材料の高周波特性と、窒化アルミニウム焼結体の高熱伝導性を両立させた複合基板を実現することを達成した。なお、本発明の技術的思想は、窒化アルミニウム焼結体に限定されることなく、窒化ケイ素焼結体を含むセラミック材料においても適用可能であることはいうまでもない。また、本発明の技術的思想は、ガリウム砒素系の半導体材料に限定されず、高周波パワーデバイスに適しないとしても、Ｓｉ、ＧａＮ、ＧａＮ_２、ＳｉＣ、ＩｎＰ、単結晶ＡｌＮを含む種々の半導体材料に適用可能であることはいうまでもない。さらに、本発明の技術的思想は、支持体層の上面を被覆する金属被覆膜と半導体結晶層とを直接的に接触させる形態においても同様に適用され得る。すなわち、本発明の技術的思想を適用することで、相対的な熱伝導特性の改善を実現することが可能である。

本発明の一実施形態の複合基板の概略図。 本発明の一実施形態の複合基板の製造方法を示すフローチャート。 図２の窒化アルミニウム焼結体を準備する工程を示すフローチャート。 本発明の一実施形態の窒化アルミニウム焼結体のＸＲＤ分析結果を示す図。 従来の窒化アルミニウム焼結体のＸＲＤ分析結果を示す図。 本発明の一実施形態の窒化アルミニウム焼結体の鏡面研磨面のＳＥＭ写真。 従来の窒化アルミニウム焼結体の鏡面研磨面のＳＥＭ写真。 本発明の別実施形態の複合基板の概略図。 図８の複合基板の縦断面図。 図８の複合基板のＡ－Ａ横断面図。

以下、本発明の例示として一実施形態について説明する。ただし、下記の説明は、本発明を限定することを目的とするものではない。

図１は、複合基板１を基板５に搭載した高周波パワーデバイスを例示する。本実施形態の複合基板１は、基板５に配置される所定厚の絶縁性の支持体層２、及び、該支持体層２上に接合された所定厚の半導体結晶層３を備える。支持体層２及び半導体結晶層３は、それぞれ接合面２ａ及び接合面３ａによって結合している。本実施形態では、支持体層２は、窒化アルミニウム焼結体からなり、半導体結晶層３は、ＧａＡｓ、ＡｌＧａＡｓ、ＩｎＧａＡｓ、ＧａＡｓＰ、ＩｎＧａＡｓＰの群から選択される少なくとも一種の（ガリウム砒素系）半導体材料からなる。上述したとおり、ガリウム砒素系半導体材料は、シリコンや窒化ガリウム等の半導体材料と比べて極めて高い電子移動度を有するが、熱伝導率で大幅に劣っている。本発明では、熱伝導の問題を解消すべく、ガリウム砒素系の半導体結晶層３を、高い熱伝導特性を有する窒化アルミニウム焼結体からなる支持体層２に積層させた。ただし、本発明において、支持体層２は、窒化ケイ素焼結体からなってもよい。なお、窒化ケイ素焼結体からなる支持体層も、以下に説明する窒化アルミニウム焼結体からなる支持体層と類似する工程によって得られる。また、本発明において、半導体結晶層３は、Ｓｉ、ＧａＮ、ＧａＮ_２、ＳｉＣ、ＩｎＰ、単結晶ＡｌＮを含む種々の半導体材料から選択されてもよい。さらに、本発明において、半導体結晶層３は、複数の異なる材料層で形成されてもよく、例えば、ＧａＡｓ層とＳｉ層の２層構造であってもよい。この場合、ＧａＡｓ層とＳｉ層の界面の平均表面粗度１０ｎｍ以下に研磨することにより、両者をファンデルワールス力等によって（接着剤を介さずに）直接的に結合することが可能である。

支持体層２が半導体結晶層３の放熱を効率的に助けるように、支持体層２及び半導体結晶層３の間の界面では、支持体層接合面２ａ及び半導体結晶層接合面３ａが、接着剤や接着層などの中間層を介さずに直接接触するようにファンデルワールス力等によって結合している。このファンデルワールス力等を発揮させるべく、支持体層接合面２ａの平均表面粗度Ｒａが１０ｎｍ以下であり、且つ、半導体結晶層接合面３ａの平均表面粗度Ｒａが１０ｎｍ以下であるように制御されている。この結合力をより強固にすべく、支持体層接合面２ａの平均表面粗度Ｒａが１ｎｍ以下であることが好ましい。さらに好ましくは、支持体層接合面２ａの平均表面粗度Ｒａが０．６ｎｍ以下に制御される。最適には、支持体層接合面２ａの平均表面粗度Ｒａが０．５ｎｍ以下に制御される。これら平均表面粗度Ｒａは、研磨機の条件を最適化することで限界値まで下げられることが好ましい。ただし、その限界値は材料特性に大きく依存し得る。同様に、この結合力をより強固にすべく、半導体結晶層接合面３ａの平均表面粗度Ｒａが１ｎｍ以下であることが好ましい。さらに好ましくは、半導体結晶層接合面３ａの平均表面粗度Ｒａが０．５ｎｍ以下に制御される。さらには、支持体層接合面２ａ及び半導体結晶層接合面３ａがそれぞれ親水化されていることが好ましい。親水化表面を互いに結合することにより、より高い結合力を発揮させることが可能である。

本実施形態の窒化アルミニウム焼結体は、窒化アルミニウム母材と、平均粒子径が２μｍ以下のＹからなる焼結助剤相とからなり、以下の特性を有することが好ましい。当該窒化アルミニウム焼結体において、焼結助剤相がＹＡＧ及び／又はＹＡＬのみからなり、その全体における含有量がＹ_２Ｏ_３換算で２～６重量％である。また、焼結助剤相の粒子が、鏡面研磨面において４００μｍ^２あたり１０個以上析出し、且つ、ボイドの個数が、１００００μｍ^２あたり３個以下である。支持体層２に、このような特性を有するように調製した窒化アルミニウム焼結体を採用することによって、支持体層接合面２ａの平均表面粗度Ｒａをより低く制御することが可能となった。より好ましくは、焼結助剤の含有量がＹ_２Ｏ_３換算で２．５～５重量％であり、窒化アルミニウム焼結体が、１６０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の熱伝導率、及び、４５０ＭＰａ以上の曲げ強度を有する。さらに好ましくは、焼結助剤の含有量がＹ_２Ｏ_３換算で２．５～５重量％であり、窒化アルミニウム焼結体が、１６０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の熱伝導率、及び、５００ＭＰａ以上の曲げ強度を有する。窒化アルミニウム焼結体は絶縁体でありながら上記の通り熱伝導率も高いという特徴を有する。また、窒化アルミニウム焼結体は、高い絶縁性や電気的耐圧（１４ｋＶ／ｍｍ）を有するため、半導体もしくは半導体表面に金属がある場合でも直接接触させることで絶縁材を兼ねた放熱材として使用できる。

次に、本実施形態の複合基板１を製造する方法について説明する。本実施形態の複合基板１の製造方法は、図２に示すとおり、窒化アルミニウム焼結体基板を準備する工程１０１と、該窒化アルミニウム焼結体基板の表面を鏡面研磨する工程１０２と、半導体基板を準備する工程１０３と、半導体基板の表面を鏡面研磨する工程１０４と、支持体層の研磨面及び半導体結晶層の研磨面を合わせて支持体層及び半導体結晶層を積層する工程１０５とを含む。また、複合基板１の製造方法は、工程１０５の後、支持体層及び半導体結晶層の積層体を熱処理する工程１０６と、熱処理した積層体を研磨して支持体層及び半導体結晶層の厚みを調整する工程１０７とを任意に含み得る。以下、各工程を個別に説明する。

窒化アルミニウム（以下、ＡｌＮ）焼結体基板を準備する工程１０１では、平均表面粗度Ｒａをより低く制御することが可能な特性を有するＡｌＮ焼結体基板を作製する。図３は、そのフローチャートを示す。図３に示すように、窒化アルミニウム焼結体基板の製造方法は、ＡｌＮ粉末とＹ_２Ｏ_３粉末とカーボン粉末とを混合して混合原料粉を得る原料混合工程１１０１と、混合原料粉を焼成して中間原料粉を得る一次焼成工程１１０２と、中間原料粉を熱処理をして脱炭素粉末を得る脱炭工程１１０３と、所定の形状に成形してシート状の成形体を得るシート成形工程１１０４と、成形体を熱処理して脱脂成形体を得る脱脂工程１１０５と、脱脂成形体を焼結して焼結体を得る二次焼成工程１１０６とを含む。

原料混合工程１１０１において、母材となるＡｌＮ原料粉末、焼結助剤としてＹ_２Ｏ_３粉末及びカーボン粉末を用意する。ＡｌＮ粉末は、粒径が０．５～２．０μｍ程度のものを使用するのが好ましい。このようなＡｌＮ微粒子の表面には酸化物層が存在していることが知られている。原料の配合比率は、ＡｌＮ１００重量％（又は重量部）に対しＹ_２Ｏ_３を２．０～６重量％、カーボン粉末を同５～２０重量％とすると、後述する二次焼成を行ったときに焼結助剤相がＹＡＧ（５Ａｌ_２Ｏ_３－３Ｙ_２Ｏ_３）及び／又はＹＡＬ（Ａｌ_２Ｏ_３－Ｙ_２Ｏ_３）のみとなって好ましい。これらの原料粉末を上記の配合比率にて振動ミル等を用いて混合することで、焼結助剤が物理的に分散した混合原料粉が得られる。

原料を配合する際のカーボン粉末の添加量が５重量％よりも少ないと、一次焼成工程１１０２において、ＡｌＮ粒子同士が凝着してしまい、その後の成形工程１１０４においてボールミルで解砕できず、良質な成形体が得られない。特に０重量％すなわち全く添加しない場合、一次焼成工程１１０２においてＡｌＮ粒子が粒成長し、二次焼成工程１１０６で緻密化しなくなる。逆に２０重量％よりも多いと、後述の脱炭工程１１０３における処理時間が長くなり、生産性が低下するため好ましくない。

原料を配合する際のＹ_２Ｏ_３の添加量は、相対的に二次焼成後のＡｌ_２Ｏ_３／Ｙ_２Ｏ_３比に関係する。Ｙ_２Ｏ_３が少ない場合、前記比が大きくなってＹＡＧの比率が高くなり、Ｙ_２Ｏ_３が多い場合、前記比が小さくなり、ＹＡＭを生じる。特に、Ｙ_２Ｏ_３の添加量を２重量％以下にすると、二次焼成時に液相が十分に生成せず、ＡｌＮ粒子内に固溶している酸素をトラップできず、高熱伝導率を有する焼結体を得ることができない。一方、Ｙ_２Ｏ_３の添加量を６重量％よりも多くすると、二次焼成した際に緻密化しない。また、焼結助剤相の熱伝導率はＡｌＮよりも著しく低いので、過剰に添加すると熱の抵抗となって焼成後のＡｌＮ焼結体全体の熱伝導率も低下してしまう。したがって、本発明では、熱伝導率及び強度の両立を考慮すると、焼成後のＡｌＮ焼結体にＹＡＧ及び／又はＹＡＬのみを生じさせ、ＹＡＭを生じないように、Ｙ_２Ｏ_３の添加量を２．５～６重量％とすることが好ましい。

一次焼成工程１１０２において、得られた混合原料粉を耐熱容器に移し、非酸化雰囲気、例えば窒素雰囲気下において１５８０～１６５０℃の温度域で９～２０時間焼成して中間原料粉を得る。この一次焼成により、原料ＡｌＮ粉末の表面のＡｌ_２Ｏ_３と焼結助剤Ｙ_２Ｏ_３とが、一旦固相反応してＹＡＭ（Ａｌ_２Ｏ_３－２Ｙ_２Ｏ_３）を生成し、次いでＹＮを生じる。ＹＮは、その化学的親和性により、Ｙ_２Ｏ_３よりもＡｌＮ粒子の表面に広く分布する。この反応により、焼結助剤相の成分が、化学的に分散することとなり、物理的に分散させて焼成する場合よりも、焼結助剤相の粒径が小さくなる。

脱炭工程１１０３において、得られた中間原料粉を、酸化雰囲気下において所定の温度域、好ましくは６００～８００℃の温度域で熱処理して一次焼成工程１１０２にて反応に用いられなかった余剰の炭素の除去（脱炭素）を行い、脱炭粉末を得る。酸化雰囲気下で脱炭素を行うため、一次焼成工程で生じたＹＮは、周囲の酸素と反応し、再びＹ_２Ｏ_３となる。

シート成形工程１１０４において、得られた前記脱炭粉末に有機溶剤、バインダー及び可塑剤を加えてボールミルにて粉砕・混錬してスラリー状にし、そのスラリーをドクターブレード法を用いてシート状に成形する。これにより、脱炭粉末の成形体が得られる。

脱脂工程１１０５において、得られた成形体を、酸化雰囲気下において４００～６００℃の温度域で熱処理して脱脂を行い、脱脂成形体を得る。

二次焼成工程１１０６において、脱脂成形体を非酸化雰囲気、例えば窒素雰囲気下において１７００～１９００℃の温度域で焼結して焼結体を得る。二次焼成工程において、Ａｌ_２Ｏ_３とＹ_２Ｏ_３は液相を生成し、ＡｌＮの焼結を促進させることで、焼結助剤相の粒子径が２μｍ以下となる緻密な焼結体を得られる。このとき生成される焼結助剤相はＹＡＧ及び／又はＹＡＬとなる。

以上の原料混合工程１１０１から二次焼成工程１１０６を経ることで、本実施形態の支持体層に用いられるＡｌＮ焼結体基板を準備することができる。このＡｌＮ焼結体４を粉砕してＸ線回折装置（装置：Ｒｉｇａｋｕ Ｕｌｔｉｍａ ＩＶ、サンプリング幅０．０２°、スキャンスピード：４．０°／ｍｉｎ、電圧：４０ｋＶ、電流：２０ｍＡ）にて組成分析を行うと、図４に示すように、検出された焼結助剤相はＹＡＧとＹＡＬとなり、ＹＡＭは検出されなかった。

特に、好適な実施形態において、ＡｌＮ焼結体基板が１６０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の熱伝導率、及び、４５０ＭＰａ以上の曲げ強度を有することを確認した。一般的に、ＡｌＮ焼結体の熱伝導率は原料粉末中に含有している酸素量によって大きく影響を受ける。ＡｌＮ焼結体の熱伝導率を高くしようとする場合、原料中に含有している酸素を低く抑える必要がある。従来の知見では、原料粉末中に含有される酸素量が同じＡｌＮ粉末から、より熱伝導率の高いＡｌＮ焼結体を得る場合、図５のＸＲＤ分析結果（比較例１）に示すように焼結助剤相は、Ａｌ_２Ｏ_３／Ｙ_２Ｏ_３比率の小さいＹＡＭとＹＡＬになることが多い。これに対し、本発明は、従来の知見と異なり、ＹＡＭを析出させずに、ＹＡＧ及び／又はＹＡＬのみを析出させたものである。すなわち、ＹＡＧ相とＹＡＬ相とを細かく広く分散させて、焼結助剤相とＡｌＮ粒子との粒界を増やしたことにより、密着強度を高めてボイドが少ない、尚且つ、１６０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の熱伝導率及び４５０ＭＰａ以上の曲げ強度を有するＡｌＮ焼結体を得ることができたと考察される。

原料混合工程１１０１にてカーボン粉末を添加することによる効果について考察する。原料混合工程１１０１にてカーボン粉末を添加せずにＡｌＮ粒子同士が接触した状態で一次焼成工程１１０２を行うと、一次焼成工程１１０２の段階でＡｌＮの粒成長が進んでしまい、その後の二次焼成で緻密な焼結体が得られなくなり、完成したＡｌＮ焼結体の熱伝導率や曲げ強度が低下してしまう。しかし、本発明では、原料混合工程１１０１にてカーボン粉末を添加して一次焼成を行うことにより、ＡｌＮ粒子同士の接触を防ぐことができ、一次焼成工程１１０２においてＡｌＮの粒成長を抑えることができる。また、カーボン粉末は、ＡｌＮの焼結を阻害するため、一次焼成におけるＡｌＮの粒成長をさらに抑制することができる。

また、一次焼成工程１１０２を行うタイミングをシート成形工程１１０４・脱脂工程１１０５の後ではなく原料混合工程１１０１の後、すなわち粉末の段階とした理由について説明する。脱脂工程１１０５後の脱脂成形体を一次焼成した場合、原料ＡｌＮ粉末の表面のＡｌ_２Ｏ_３と焼結助剤Ｙ_２Ｏ_３との反応は局所的にしか起こらず、焼結助剤成分の十分な分散効果が得られなくなり、結果的に焼結助剤を物理的に分散させた場合と同様に、鏡面研磨を行う際に助剤相粒子が脱粒してしまう。しかし、本発明では、一次焼成を原料混合工程１１０１の直後としているため、原料ＡｌＮ粉末の表面のＡｌ_２Ｏ_３と焼結助剤Ｙ_２Ｏ_３との反応が原料ＡｌＮ粉末の粒子全体で起こり、その結果、焼結助剤成分を十分に分散させることができる。

次に、工程１０２において、準備したＡｌＮ焼結体基板の表面を鏡面研磨し、所定の平均表面粗度Ｒａの研磨面（接合面２ａ）を有する支持体層２を形成する。鏡面研磨は、表面と裏面の少なくとも一方の面に対して行う。鏡面研磨は、ベルト式、バフ式、遊星歯車式等の一般的な研磨機・研磨方法を用いることができる。研磨時間、スラリーのコロイダルシリカの粒径などの研磨条件を調整することによって、所定の平均表面粗度Ｒａが得られた。このとき、焼結体は焼結助剤相の平均粒径が２μｍ以下であるため、例えばアルカリ性のコロイダルシリカのスラリーを用いた研磨加工によって平均表面粗度Ｒａを２０ｎｍ以下に鏡面研磨を行っても、焼結助剤相が剥離しない。そして、研磨機の各種条件を最適化することで、ＡｌＮ焼結体基板の平均表面粗度Ｒａが限界値まで下がるように研磨された。その結果、平均表面粗度Ｒａが１０ｎｍ以下（最適には、０．５ｎｍ以下）の鏡面研磨面を有する支持体層２を得ることができた。

このようにして得られた支持体層２の鏡面研磨された面をＳＥＭにて１０００倍に拡大して観察すると、図６に示すように、緻密化したＡｌＮ粒子（図の濃灰色部分）全体に、焼結助剤相の粒子（図の白色部分）が均一に分散していることが分かる。なお、図６は、後述の実施例３の鏡面研磨面の観察結果を代表的に採用したものである。また、１０００倍の倍率で４００μｍ^２の正方形の枠を２０ヵ所、範囲が重ならないように選び、それぞれの内側にある焼結助剤相の粒子（助剤相粒子）の個数を数えると、助剤相粒子が平均で１０個以上で析出し、均一に分散していた。さらに、２０００倍の倍率にて撮影したＳＥＭ写真を画像解析ソフト（ＩｍａｇｅＪ）にて計測を行ったところ、助剤相粒子の平均粒径は１～２μｍであった。また、１０００倍の倍率で１００００μｍ^２の範囲を任意に５箇所で選び、その範囲内のボイドの数を数えてみると、その平均個数（実施例１－８参照）は３個以下となり、ボイドの数が著しく低いＡｌＮ焼結体からなる支持体層２が得られた。これに対し、従来の製法（一次焼成工程なし）によるＡｌＮ焼結体の鏡面研磨された面をＳＥＭにて１０００倍に拡大して観察した結果（代表的には比較例１）を図７に示す。図６と比較すると、図７のＡｌＮ焼結体の鏡面研磨面では、焼結助剤相の粒子がより大きく、且つ、より少ない。また、ボイド数が（少なくとも３個を越えて）より多くなっていることが分かる。

次いで、工程１０３において、ＧａＡｓ、ＡｌＧａＡｓ、ＩｎＧａＡｓ、ＧａＡｓＰ、ＩｎＧａＡｓＰの群から選択される少なくとも一種の半導体材料からなる半導体基板を準備する。半導体基板は、ガリウム砒素系材料の単結晶インゴットをスライスすることによって形成され得る。スライスには、内周刃スライサ、外周刃スライサ、ワイヤソー等が用いられる。

工程１０４において、半導体基板の表面を鏡面研磨し、所定の平均表面粗度（Ｒａ）の研磨面を有する半導体結晶層３を形成する。鏡面研磨は、表面と裏面の少なくとも一方の面に対して行う。この鏡面研磨は、例えば化学的機械的研磨法（ＣＭＰ）などの既知の方法によって行われる。そして、研磨面の平均表面粗度Ｒａが、１０ｎｍ以下（最適には、０．５ｎｍ以下）になるように半導体基板の表面が研磨された。研磨面の平均表面粗度Ｒａは、走査型プローブ顕微鏡（具体的には、ＳＩＩテクノロジー社製ＮａｎｏＮａｖｉ Ｌ－Ｔｒａｃｅ Ｗ、条件；測定視野１０×１０μｍ）による測定によって確認された。

鏡面研磨加工の後、図２で示した工程１０２１及び工程１０４１が選択的にに追加されてもよい。工程１０２１及び工程１０４１では、支持体層２及び半導体結晶層３の鏡面研磨面（少なくとも接合面２ａ，３ａ）が親水化処理される。具体的には、鏡面研磨したＡｌＮ焼結体基板（支持体層２）及び半導体基板（半導体結晶層３）をＨＦ溶液に約１分間浸漬し、各基板の表面に形成されている自然酸化膜の除去処理を行う。基板表面から酸化物を除去すると、基板表面が疎水性を有するようになる。次に、ＨＦ溶液を洗い流すように、基板表面を流水によって洗浄する。この洗浄によって、疎水性を有する表面が親水化される。さらに、表面の親水性を維持するように、例えば窒素ブローによって基板表面の水を吹き飛ばす。このようにして、支持体層２及び半導体結晶層３の親水化した接合面２ａ，３ａが得られる。

続いて、工程１０５において、支持体層２の研磨面及び半導体結晶層３の研磨面を合わせて支持体層２及び半導体結晶層３を積層して、所定の圧力で積層方向に押圧する。このとき、支持体層２及び半導体結晶層３の接合面２ａ，３ａが鏡面研磨によって１０ｎｍ以下の平均表面粗度Ｒａに制御されていることから、接合面２ａ，３ａにファンデルワールス等の力が発生して、両者の間に接着層等を設けることなく、支持体層２及び半導体結晶層３を結合することができる。その結果、支持体層２及び半導体結晶層３を結合した積層体として複合基板１を得ることができる。なお、後述するとおり、ＡｌＮの表面粗度１０ｎｍよりも大きい（具体的には１３ｎｍ）場合、支持体層２及び半導体結晶層３が結合しないことが経験的に分かっている。

さらに、支持体層２及び半導体結晶層３の積層体に工程１０６，１０７を選択的に施して、複合基板１の最終製品としてもよい。

工程１０６において、支持体層２及び半導体結晶層３の積層体を熱処理する。熱処理は、接合界面の強度を高めるために約２００～６００℃で行われる。熱処理の温度は、２００℃よりも低いと結合強度が上がらないことから、２００℃以上であることが好ましい。また、複合基板１の耐熱性の強化と積層体の破損の防止の両立を考慮すると、熱処理は、５００℃以下であることがより好ましい。熱処理時間は、任意に定められるが、３～７２時間程度が好ましい。

工程１０７において、積層体における支持体層２及び前記半導体結晶層３の少なくとも一方を研磨して厚みを調整する。すなわち、支持体層２及び半導体結晶層３の積層体を接合面２ａ，３ａの反対側の面から研磨し、支持体層２及び半導体結晶層３を所定の厚さにすることができる。本実施形態では、例えば、工程１０７前の積層体の厚み全体で１０００～２０００μｍであり、半導体結晶層３を約１００μｍ以下に研磨し、支持体層２を約７００μｍに研磨した。支持体層２の厚みを半導体結晶層３の厚みの２倍以上とすることにより、複合基板１の放熱を促進することができる。

以上の工程を経て、窒化アルミニウム焼結体からなる支持体層２に、ＧａＡｓ、ＡｌＧａＡｓ、ＩｎＧａＡｓ、ＧａＡｓＰ、ＩｎＧａＡｓＰの群から選択される少なくとも一種の半導体材料からなる半導体結晶層３が直接接触するように接合された複合基板１が得られた。すなわち、本実施形態の複合基板１において、高周波数で動作する半導体結晶層３からの発熱が、比較的高い熱伝導率（例えば１６０Ｗ／ｍ・Ｋ以上）を有する支持体層２で効率的に放熱される。したがって、複合基板１は、優れた放熱特性及び周波数特性の両立を可能とした。なお、本発明の複合基板及びその製造方法は、上記した実施の形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内において種々変更を加え得ることは云うまでもない。特には、上記窒化アルミニウム焼結体を準備（製造）する工程は、支持体層の鏡面研磨面を低い平均表面粗度Ｒａに制御して支持体層及び半導体結晶層を直接的に結合するための手段の一例にすぎない。よって、支持体層及び半導体結晶層を直接的に結合可能である限り、上記説明した工程が他の工程によって置き換えられてもよい。

以下、本発明を実施例に基づいて、さらに具体的に説明するが、本発明は下記の実施例によって限定解釈されるものではない。

本発明の支持体層を構成する窒化アルミニウム焼結体は、以下の手順によって作製された。なお、窒化アルミニウム焼結体の特性として、鏡面研磨面においてボイドの個数が１００００μｍ^２あたり３個以下であり、且つ、平均表面粗度Ｒａの限界値が１０ｎｍ以下の窒化アルミニウム焼結体を代表的な実施例とし、それ以外の試料を比較例とした。しかしながら、実施例以外の構成を本発明から意図的に除外するものではない。

表１は、実施例１～８及び比較例１～４の窒化アルミニウム焼結体の条件を示している。

表１に示すとおり、実施例１は、ＡｌＮ１００重量％に対してＹ_２Ｏ_３を２．５重量％、カーボン粉末を同１０重量％添加し、一次焼成の条件を１６００℃で１０時間とした。また、脱脂工程の温度を５００℃、二次焼成の温度を１８００℃とした。実施例２は、Ｙ_２Ｏ_３の添加量を４重量％としたこと以外、実施例１と同じ条件とした。実施例３は、Ｙ_２Ｏ_３の添加量を５重量％としたこと以外、実施例１と同じ条件とした。実施例４は、一次焼成の条件を１５８０℃で２０時間としたこと以外、実施例３と同じ条件とした。実施例５は、一次焼成の条件を１６５０℃で９時間としたこと以外、実施例３と同じ条件とした。実施例６は、Ｙ_２Ｏ_３の添加量を６重量％としたこと以外、実施例３と同じ条件とした。実施例７は、Ｙ_２Ｏ_３の添加量を２重量％としたこと以外、実施例３と同じ条件とした。実施例８は、研磨面の親水化処理を省略したこと以外、実施例３と同じ条件とした。そして、鏡面研磨は、各サンプルの平均表面粗度Ｒａが限界まで下がるように、研磨機の各種条件を最適化することによって行われた。さらに、実施例８を除いた各実施例において、鏡面研磨面が上記のようにＨＦ溶液を用いて親水化処理された。

比較例１は、Ｙ_２Ｏ_３の添加量を５重量％とし、カーボン粉末を添加せず、一次焼成も行わずに、原料混合工程の直後にシート成形工程、脱脂工程、焼成工程、研磨工程の順で製造した以外は、実施例３と同じ条件とした。なお、焼成工程における温度の条件は、実施例における二次焼成と同じ条件とした。比較例２は、原料混合工程の直後に、シート成形工程、脱脂工程を行い、その後一次焼成工程、二次焼成工程、研磨工程の順番で製造した以外は、比較例１と同じ条件とした。比較例３は、一次焼成工程の条件を、１７００℃で１０時間としたこと以外は、実施例３と同じ条件とした。比較例４は、原料混合工程にてカーボン粉末を添加せずに一次焼成工程を行い、カーボンを添加しなかったので脱炭工程を行わず、成形工程を行った以外は、実施例３と同じ条件とした。そして、鏡面研磨は、各サンプルの平均表面粗度Ｒａが限界まで下がるように、研磨機の各種条件を最適化することによって行われた。さらに、各比較例において、鏡面研磨面が上記のようにＨＦ溶液を用いて親水化処理された。

表１の条件にて得られたＡｌＮ焼結体の焼結助剤相のＸ線回析結果を表２に示し、ＡｌＮ焼結体の焼結助剤相の鏡面研磨面の観察結果（助剤相個数、ボイド数、平均表面粗度）、特性（熱伝導率・曲げ強度）の測定結果、及び、ＧａＡｓ基板との結合の可否を表３に示した。なお、本実施例では、ＧａＡｓ基板との結合性を検討したが、その材料特性が類似していることから、他のガリウム砒素系半導体材料（ＡｌＧａＡｓ、ＩｎＧａＡｓ、ＧａＡｓＰ、ＩｎＧａＡｓＰ）であっても、同様の結果を得られることが推定される。

結晶相同定には、Ｃｕ－Ｋα線を用いたＸ線回折法が採用された。測定装置は、（株）リガク製の型式ＵｌｔｉｍａＩＶを用いた。

助剤相粒径の平均値は、２０００倍のＳＥＭ写真をＩｍａｇｅＪを用いて画像解析して算出された。助剤相の個数は、１０００倍のＳＥＭ写真にて２０μｍ×２０μｍの領域２０面分での平均値とした。ボイドの数は、１０００倍のＳＥＭ写真にて１００００μｍ^２の領域５面分での平均値とした。

曲げ強度測定の測定方法には、ＪＩＳ－Ｒ１６０１に準じた３点曲げ試験が採用された。測定装置は、株式会社島津製作所製の型式ＡＧ－ＩＳであり、その測定条件をクロスヘッドスピード０．５ｍｍ／分、支点間距離３０ｍｍとし、試験片のサイズは幅２０ｍｍ、厚み０．３～０．４ｍｍとした。

熱伝導率の測定方法には、ＪＩＳ－Ｒ１６１１に準じたレーザーフラッシュ法が採用された。測定には、株式会社アルバックのＴＣ－９０００が使用された。研磨面の平均表面粗度Ｒａは、走査型プローブ顕微鏡（具体的には、ＳＩＩテクノロジー社製ＮａｎｏＮａｖｉ Ｌ－Ｔｒａｃｅ Ｗ、条件；測定視野１０ｘ１０μｍ）による測定によって確認された。

ＡｌＮ焼結体とＧａＡｓ基板との結合力を示す指標として、１ｎｍ，１０ｎｍの平均表面粗度Ｒａを有するＧａＡｓ基板の研磨面への非加熱での結合の有無について観察したが、いずれの平均表面粗度ＲａのＧａＡｓ基板に対しても同様の結果が得られた。結合したサンプルを○で示し、結合しなかったサンプルを×で示した。ただし、ＧａＡｓ基板の平均表面粗度Ｒを２０ｎｍとした場合、いずれのサンプルにおいても結合を確認できなかった。

実施例１～８の焼結助剤相成分は、表２によれば、ＹＡＧ及びＹＡＬの少なくとも一方からなり、ＹＡＭを含んでいない。また、実施例１～８は、表３によれば、助剤相粒子の平均粒径が１．１５～１．５２μｍと小さく、任意の４００μｍ^２あたりの助剤相粒子の個数が１１．９～１６．１個であり、且つ、ボイドの数が、０．８～２．６個であった。そして、平均表面粗度Ｒａの値が０．５ｎｍ以下であった。つまり、実施例１～８のＡｌＮ焼結体では、焼結助剤相の平均粒子径が２μｍ以下であり、焼結助剤相の粒子が鏡面研磨面において４００μｍ^２あたり１０個以上析出し、ボイドの個数が鏡面研磨面において１００００μｍ^２あたり３個以下であり、且つ、平均表面粗度Ｒａが１０ｎｍ以下（又は０．３ｎｍ）である。そして、実施例１～８のＡｌＮ焼結体で作製した支持体層の鏡面研磨面が、半導体結晶層の鏡面研磨面に結合することが確認された。

ＡｌＮ焼結体の熱伝導率及び強度特性に着目すると、実施例１～６，８では、熱伝導率は１６１～１６９Ｗ／ｍ・Ｋ、曲げ強度は４６１～５５３ＭＰａだった。すなわち、焼結助剤相の含有量がＹ_２Ｏ_３換算で２．５～６重量％であるときに、熱伝導率が１６０Ｗ／ｍ・Ｋ以上であり、且つ、曲げ強度が４５０ＭＰａ以上であった。また、焼結助剤相の含有量がＹ_２Ｏ_３換算で２．５～５重量％であるときに、熱伝導率が１６０Ｗ／ｍ・Ｋ以上であり、且つ、曲げ強度が５００ＭＰａ以上であった。これらサンプルは、高い熱伝導率及び強度の両立を達成している。他方、実施例７では、強度は５０４ＭＰａと比較的高いが、熱伝導率が９１Ｗ／ｍ・Ｋと相対的に低かった。

比較例１では、助剤相粒子の平均粒径は２．３４μｍであり、任意の４００μｍ^２あたりの助剤相粒子の個数は５．１個、ボイド（図の黒色部分）の数は、７．６個であった。また、熱伝導率は１８０Ｗ／ｍ・Ｋ、曲げ強度は４８０ＭＰａだった。これは、一次焼成を行わなかったことで助剤相粒子の粒径が大きくなり、冷却した際の収縮量が相対的に大きくなって助剤相粒子と周囲のＡｌＮ（図の濃灰色部分）との密着力が低下し、研磨工程にて脱粒したためであると考えられる。そのため、平均表面粗度Ｒａも１３ｎｍまでしか低下せず、１０ｎｍ以下の平均表面粗度Ｒａを有する研磨面を得ることができなかった。その結果、比較例１のＡｌＮ焼結体で作製した支持体層の鏡面研磨面が、半導体結晶層の鏡面研磨面に結合しないことが確認された。

比較例２では、助剤相粒子の平均粒径は２．２２μｍであり、任意の４００μｍ^２あたりの助剤相粒子の個数は６．１個、ボイドの数は、６．３個であった。また、熱伝導率は１７２Ｗ／ｍ・Ｋ、曲げ強度は４３４ＭＰａだった。これは、成形体を一次焼成した際に気泡・クラック等が生じ、鏡面研磨した際にそれらが起点となって助剤相粒子が脱粒したためであると考えられる。そのため、平均表面粗度Ｒａも１３ｎｍまでしか低下せず、１０ｎｍ以下の平均表面粗度Ｒａを有する研磨面を得ることができなかった。その結果、比較例２のＡｌＮ焼結体で作製した支持体層の鏡面研磨面が、半導体結晶層の鏡面研磨面に結合しないことが確認された。

比較例３では、助剤相粒子の平均粒径は１．３６μｍであり、任意の４００μｍ^２あたりの助剤相粒子の個数は１３．９個、ボイドの数は、１１．２個であった。また、熱伝導率は１１６Ｗ／ｍ・Ｋ、曲げ強度は４２０ＭＰａだった。これは、一次焼成の温度が高すぎて、ＡｌＮ粒子の粒成長が開始してしまい、二次焼成で十分に緻密化しなかったためであると考えられる。その結果、比較例３のＡｌＮ焼結体で作製した支持体層の鏡面研磨面が、半導体結晶層の鏡面研磨面に結合しないことが確認された。

比較例４では、助剤相粒子の平均粒径は１．５８μｍであり、任意の４００μｍ^２あたりの助剤相粒子の個数は１１．２個、ボイドの数は、９．７個であった。また、熱伝導率は１４６Ｗ／ｍ・Ｋ、曲げ強度は４１１ＭＰａだった。これは、カーボン粉末を添加していない混合原料粉を一次焼成したことにより、一次焼成時にＡｌＮ粒子が粒成長してしまい、二次焼成で十分に緻密化しなかったためであると考えられる。その結果、比較例４のＡｌＮ焼結体で作製した支持体層の鏡面研磨面が、半導体結晶層の鏡面研磨面に結合しないことが確認された。

また、実施例３，８を比較すると、親水化処理によって各種特性、測定結果は変化しなかった。理論的には、親水化処理によって界面における結合力が強化されることが推測されるが、ＡｌＮ焼結体の鏡面研磨面の平均表面粗度Ｒａ及びボイド数の方が、ＧａＡｓ系基板の鏡面研磨面との結合において、より支配的であることが推測される。

以上の実験結果を踏まえると、ＡｌＮ焼結体の鏡面研磨面において、少なくともボイドの個数が１００００μｍ^２あたり３個以下に制御されたことにより、より低い平均表面粗度Ｒａの限界値を得ることができる。また、ボイドの数及び平均表面粗度Ｒａを制御することに、焼結助剤相が平均粒子径２μｍ以下のＹＡＧ及び／又はＹＡＬのみからなり、且つ、焼結助剤相の粒子が鏡面研磨面において４００μｍ^２あたり１０個以上析出することも副次的に寄与していると考えられる。これに対し、従来の製法（炭素添加による一次焼成なし）のＡｌＮ焼結体の鏡面研磨面は、１０ｎｍ以下の平均表面粗度Ｒａに制御することができないことから、ガリウム砒素系半導体材料の鏡面研磨面に結合することできなかった。

そして、支持体層として熱伝導率及び強度の特性を発揮するには、焼結助剤相の含有量がＹ_２Ｏ_３換算で２．５～６重量％であって、熱伝導率が１６０Ｗ／ｍ・Ｋ以上であり、且つ、曲げ強度が４５０ＭＰａ以上であることが好ましい。さらに、焼結助剤相の含有量がＹ_２Ｏ_３換算で２．５～５重量％であるときに、熱伝導率が１６０Ｗ／ｍ・Ｋ以上であり、且つ、曲げ強度が５００ＭＰａ以上であることがより好ましい。

本発明は、上記実施形態、実施例に限定されず、種々の実施形態や変形例を取り得る。以下、本発明の別実施形態を説明する。なお、上記実施形態と共通する構成や製造工程等の説明を一部省略する。

［第２実施形態］
図８乃至図１０は、複合基板１１を基板１５に搭載した高周波パワーデバイスを例示する。本実施形態の複合基板１１は、図８に示すとおり、基板１５に配置される所定厚の絶縁性の支持体層１２、該支持体層１２の上面を被覆する金属被覆膜１４、及び、該金属被覆膜１４上に接合された所定厚の半導体結晶層１３を備える。本実施形態では、支持体層１２は、窒化アルミニウム焼結体、窒化ケイ素焼結体等のセラミック材料からなる。半導体結晶層１３は、ＧａＡｓ、ＡｌＧａＡｓ、ＩｎＧａＡｓ、ＧａＡｓＰ、ＩｎＧａＡｓＰ、Ｓｉ、ＧａＮ、ＧａＮ_２、ＳｉＣ、ＩｎＰ、単結晶ＡｌＮの群から選択される少なくとも一種の半導体材料からなる。金属被覆膜１４は、Ｔｉ膜及びＡｕ膜を積層した薄膜である。Ｔｉ膜及びＡｕ膜の積層順は任意に定められる。つまり、Ｔｉ膜がＡｕ膜の下方に形成されてもよく、あるいは、Ａｕ膜がＴｉ膜の下方に形成されてもよい。また、Ｔｉ膜、Ａｕ膜が３層以上連続して積層されてもよい。金属被覆膜１４は、例えば、スパッタ法などにより、支持体層１２上面に直接的に形成されている。金属被覆膜１４は、セラミックや半導体より熱伝導率が高い金属からなるので、支持体層１２の放熱効果の妨げにならない。なお、本実施形態では、本発明を限定しないが、半導体結晶層１３を約１００μｍとし、金属被覆膜１４を約０．１μｍとし、支持体層１２を約７００μｍとした。なお、本発明の金属被覆層は、Ａｕ膜及びＴｉ膜に加えて、Ａｇ膜、Ｃｕ膜、Ａｌ膜、Ｐｔ膜の群から選択される少なくとも一種の金属材料膜の積層体又は単層体であってもよい。

支持体層１２及び金属被覆膜１４の積層体が半導体結晶層１３の放熱を効率的に助けるように、金属被覆膜１４及び半導体結晶層１３の間の界面では、金属被覆膜接合面１４ａ及び半導体結晶層接合面１３ａが、接着剤や接着層などの熱伝導性を低下させる中間層を介さずに、直接接触するようにファンデルワールス力等によって結合している。このファンデルワールス力等を発揮させるべく、支持体１２表面の平均表面粗度Ｒａが１０ｎｍ以下であるように研磨されることにより、結果として、金属被覆膜接合面１４ａの平均表面粗度Ｒａを低く抑えることができる。スパッタ成膜によって形成された金属被覆膜１４の平均表面粗度Ｒａは、支持体１２の表面形態に依存することが知見として得られている。他方、半導体結晶層接合面３ａの平均表面粗度Ｒａが１０ｎｍ以下であるように制御されている。この結合力をより強固にすべく、支持体１２表面の平均表面粗度Ｒａが１ｎｍ以下であることが好ましい。さらに好ましくは、支持体１２表面の平均表面粗度Ｒａが０．６ｎｍ以下に制御される。最適には、支持体層表面１２の平均表面粗度Ｒａが０．５ｎｍ以下に制御される。これら平均表面粗度Ｒａは、研磨機の条件を最適化することで限界値まで下げられることが好ましい。ただし、その限界値は材料特性に大きく依存し得る。同様に、この結合力をより強固にすべく、半導体結晶層接合面１３ａの平均表面粗度Ｒａが１ｎｍ以下であることが好ましい。さらに好ましくは、半導体結晶層接合面３ａの平均表面粗度Ｒａが０．５ｎｍ以下に制御される。さらには、金属被覆膜接合面１４ａ及び半導体結晶層接合面１３ａがそれぞれ親水化されていることが好ましい。親水化表面を互いに結合することにより、より高い結合力を発揮させることが可能である。

図９及び図１０に示すとおり、複合基板１１には、支持体層１２、金属被覆膜１４及び半導体結晶層１３を積層方向に貫通し、支持体層１２の下面と半導体結晶層１３の上面とを電気的に接合するスルーホール１６が設けられている。スルーホール１６は、銅などの導電材料からなり、複合基板１１を貫通する長さのピン又は筒として構成されている。このスルーホール１６は、支持体層１２及び半導体結晶層１３に埋設されて固定されているが、金属被覆膜１４からは絶縁されている。すなわち、金属被覆膜１４は、支持体層１２上面全てを被覆するのではなく、スルーホール１６の周囲に絶縁用の空隙１７を形成するように支持体層１２上に部分的に形成されている。つまり、図１０に示すように、支持体層１２のスルーホール１６が通る開口の周囲には、空隙１７を形成するための非被覆領域１８が意図的に設けられている。そして、非被覆領域１８において、支持体層１２を構成する絶縁材料の表面が露出している。その結果として、図９に示すように、スルーホール１６と金属被覆膜１４との間には、その平面方向においてスルーホール１６周囲を取り囲む平面視環状の絶縁用の空隙１７が形成されている。

次に、複合基板１１にスルーホール１６を形成する方法について説明する。まず、スルーホール１６の径に合わせて支持体層１２に貫通孔を形成する。貫通孔は、セラミック焼結体をレーザー加工することにより、又は、焼結前のグリーンシートをパンチ加工して焼成することによって形成され得る。そして、支持体層１２の貫通孔の開口周囲に非被覆領域１８を確保しつつ、該非被覆領域１８外側の領域のみにスパッタでＴｉ膜、Ａｕ膜を成膜する。次いで、スルーホール１６の径に合わせて半導体結晶層１３に貫通孔を形成する。貫通孔は、例えば、スルーホール１６を形成しない部分をマスキングして、穿孔箇所にプラズマ粒子を照射するドライエッチング法などで形成され得る。そして、支持体層１２及び金属被覆膜１４の積層体の貫通孔と半導体結晶層１３の貫通孔を位置合わせするとともに、金属被覆膜１４の表面及び半導体結晶層３の研磨面を合わせた上で、支持体層１２、金属被覆膜１４、及び半導体結晶層３を積層して、所定の圧力で積層方向に押圧することにより、複合基板１１を製造することができる。

すなわち、本実施形態の複合基板１１は、半導体結晶層１３の放熱を効率的に行うことが可能であることから、優れた放熱特性及び周波数特性の両立を可能とするものである。

したがって、本発明は、ガリウム砒素系の半導体化合物材料を用いた複合基板による高周波パワーデバイスを実現可能とするものである。

本発明は上述した実施形態や実施例に限定されるものではなく、本発明の技術的範囲に属する限りにおいて種々の態様で実施しうるものである。

１，１１ 複合基板
２，１２ 支持体層
２ａ， 支持体層接合面
３，１３ 半導体結晶層
３ａ，１３ａ 半導体結晶層接合面
１４ 金属被覆膜
１４ａ 金属被覆膜接合面
５，１５ 基板
１６ スルーホール
１７ 空隙
１８ 非被覆領域

Claims (12)

1. 窒化アルミニウム焼結体からなる支持体層と、
   前記支持体層上に接合された、ＧａＡｓ、ＡｌＧａＡｓ、ＩｎＧａＡｓ、ＧａＡｓＰ、ＩｎＧａＡｓＰ、Ｓｉ、ＧａＮ、ＧａＮ_２、ＳｉＣ、ＩｎＰ、単結晶ＡｌＮの群から選択される少なくとも一種の半導体材料からなる半導体結晶層と、を備え、
   前記支持体層は、窒化アルミニウム、及び、平均粒子径が２μｍ以下の焼結助剤相からなる窒化アルミニウム焼結体であり、前記焼結助剤相の粒子が鏡面研磨面において４００μｍ ^２ あたり１０個以上析出し、且つ、ボイドの個数が前記鏡面研磨面において１００００μｍ ^２ あたり３個以下である窒化アルミニウム焼結体からなり、
   前記支持体層及び前記半導体結晶層の界面において、前記支持体層及び前記半導体結晶層が直接的に接触していることを特徴とする複合基板。
2. 窒化アルミニウム焼結体からなる支持体層と、
   前記支持体層上に接合された半導体結晶層と、を備え、
   前記支持体層は、窒化アルミニウム、及び、平均粒子径が２μｍ以下の焼結助剤相からなる窒化アルミニウム焼結体であり、前記焼結助剤相の粒子が鏡面研磨面において４００μｍ ^２ あたり１０個以上析出し、且つ、ボイドの個数が前記鏡面研磨面において１００００μｍ ^２ あたり３個以下である窒化アルミニウム焼結体からなり、
   前記支持体層及び前記半導体結晶層の界面において、前記支持体層及び前記半導体結晶層が直接的に接触していることを特徴とする複合基板。
3. 前記界面において、前記支持体層の平均表面粗度（Ｒａ）が１０ｎｍ以下であり、且つ、前記半導体結晶層の平均表面粗度（Ｒａ）が０．５ｎｍ以下であり、前記支持体層及び前記半導体結晶層が、前記界面においてファンデルワールス力で結合されていることを特徴とする請求項１又は２に記載の複合基板。
4. 前記界面において、前記支持体層の平均表面粗度（Ｒａ）が１ｎｍ以下であることを特徴とする請求項３に記載の複合基板。
5. 前記界面において、前記支持体層の平均表面粗度（Ｒａ）が０．５ｎｍ以下であることを特徴とする請求項３に記載の複合基板。
6. 前記界面において、前記支持体層及び前記半導体結晶層の表面が親水化処理されていることを特徴とする請求項１から５のいずれか一項に記載の複合基板。
7. 前記支持体層は、１６０Ｗ／ｍ・Ｋ以上の熱伝導率、及び、４５０ＭＰａ以上の曲げ強度を有する窒化アルミニウム焼結体からなることを特徴とする請求項１から６のいずれか一項に記載の複合基板。
8. セラミック材料からなる支持体層と、
   前記支持体層の上面を被膜する金属被覆膜と、
   前記金属被覆膜上に接合された半導体結晶層と、を備え、
   前記支持体層は、窒化アルミニウム、及び、平均粒子径が２μｍ以下の焼結助剤相からなる窒化アルミニウム焼結体であり、前記焼結助剤相の粒子が鏡面研磨面において４００μｍ ^２ あたり１０個以上析出し、且つ、ボイドの個数が前記鏡面研磨面において１００００μｍ ^２ あたり３個以下である窒化アルミニウム焼結体からなり、
   前記金属被覆膜及び前記半導体結晶層の界面において、前記金属被覆膜及び前記半導体結晶層が直接的に接触していることを特徴とする複合基板。
9. 前記金属被覆膜は、Ａｕ、Ｔｉ、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｐｔの群から選択される少なくとも一種の金属膜からなる薄膜であることを特徴とする請求項８に記載の複合基板。
10. 前記支持体層、前記金属被覆膜及び前記半導体結晶層を積層方向に貫通し、前記支持体層の下面と前記半導体結晶層の上面とを電気的に接合するスルーホールを備え、
    前記金属被覆膜は、前記スルーホールの周囲に空隙を形成するように前記支持体層上に部分的に形成されていることを特徴とする請求項８又は９に記載の複合基板。
11. 前記半導体結晶層は、ＧａＡｓ、ＡｌＧａＡｓ、ＩｎＧａＡｓ、ＧａＡｓＰ、ＩｎＧａＡｓＰ、Ｓｉ、ＧａＮ、ＧａＮ_２、ＳｉＣ、ＩｎＰ、単結晶ＡｌＮの群から選択される少なくとも一種の半導体材料からなることを特徴とする請求項８から１０のいずれか一項に記載の複合基板。
12. 前記界面において、前記支持体層の平均表面粗度（Ｒａ）が１０ｎｍ以下であり、且つ、前記半導体結晶層の平均表面粗度（Ｒａ）が０．５ｎｍ以下であり、前記半導体結晶層が前記界面においてファンデルワールス力で結合されていることを特徴とする請求項８から１１のいずれか一項に記載の複合基板。

Images