JPS63117929A - ガラスセラミック体およびこれを利用した基板，並びに焼結してガラスセラミック体となる熱結晶性ガラス - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、誘電基板に適するガラスセラミック体および
このガラスセラミック体を利用した集積回路パッケージ
用基板に関する。

（従来の技術とその問題点） 最近のエレクトロニクスは、ベーシックアクチブエレク
トロニクスデバイス、すなわちトランジスタの改良、お
よび単一のシリコンまたはガリウム砒化物ウェハまたは
チップに永続して増加する数のものを詰め込む能力にお
ける改良によって進歩してきた。これらのアクチブデバ
イス（または集積回路）の仕事は、他のデバイスや最後
には操作媒体に電気的に接続することが必要である。ま
た、これらのデバイスは加熱や物理的濫用や環境から保
護されなければならない。必要な接続はパッケージ中に
アクチブデバイスを入れて保護される。パッケージは保
護している間にチップを相互に連結し支持する。

現在生産されている最大容量の集積回路は有機プラスチ
ックパッケージに含まれる。しかし、高い信頼性で長い
寿命の応用には、密封したセラミックパッケージを用い
る。大抵の場合、アルミナ（ＡＬ　０３　）とアルミナ
多層パッケージが、このような応用に利用されてきた。

集積回路デバイスが複雑になり、−層アクチブな素子を
チップに入れるので、チップ間または操作アプリケーシ
ョンからの信号を伝えるため一層早いシステム信号の応
答時間が必要である。理想的なユニットは信号チップに
全体の装置を置き、チップの信号を除くかまたは最小に
する。このアセンブリの製造はまだ成功していない。

相互連絡の信号速度を早め集積化を高めるには、チップ
間の信号路を短かくして、電気的性質、すなわち、−層
低い誘電率と低い散逸因子を改善したセラミック材料を
用い、信号導体の抵抗を下げ、ノイズを減らす。チップ
の間隔を一層狭くするには、非常に細かい間隔の狭い信
号ラインと緻密な内部接続（ピアス）の多層パッケージ
を必要とする。接近した寸法制御を備えた表面平滑性と
平坦＝　　４　− 性の組合わせは、細線の金属被覆をとビアレジストレー
ションを満足するために極めて重大となる。

Ａ９．ｚ　０３基板と多層パッケージは平滑な平坦面に
することができるが、機械化が難しいことと組合さって
Ａ９Ｊｚ　０３の高い熱収縮（〜１８％）は高密度のビ
アおよびパッドレジストレーションを達成するのに問題
点がある。室温（〜９〜１０）での比較的高いＡ９Ｊｚ
　０３の誘電率は密な間隔の信号線に（クロストーク、
ノイズの結果）能力を制限し、信号自体の速度を遅くす
る。

Ａｉｚ　Ｏ３多層パッケージを使用する際の他の主な欠
点は、Ａ９Ｊｚ　０３　　（〉１５００℃）を焼結する
ために高い焼成温度が必要なため、金属被覆のためのモ
リブデンまたはタングステンのような高い耐火金属を用
いる必要があることである。それらの電気抵抗は比較的
低いが、銀、銅または金よりもかなり高く、勿論モリブ
デンとタングステンは、はんだ付けの前に金めっきする
必要がある。

従って本発明の目的はＡＬ　０３よりも優れた性質を示
す多層パッケージのための新しい基板材料を開発するこ
とである。これらの性質は低い誘電率（＜　６）　、１
０００°Ｃ以下の焼結温度、追加の加工をしなくても平
滑平坦な表面、および改良されたピアスとパッドの位置
の寸法制御を含む。

（問題点を解決するための手段） 上記の目的は、基板材料のための優れた結晶相として珪
酸亜鉛（２Ｚｎ　０−８ｔ　Ｏｚ　）を含有するガラス
セラミックの使用によって達成される。

珪酸亜鉛は良い誘電性質を示すものとして長い間認めら
れてきたが、ＺｎＯ含量が高いため（７３，１重量％の
Ｚｎ　０．２６．９％の５ｉＯ２）、電子基板を製造す
るためには用いられなかった。このような高いＺｎＯ含
量はコストだけでなく、さらに重要なことには、亜鉛の
揮発性が非常に重要な問題となり、結晶化の制御が大変
である。しかし、本発明者はＺｎＯを中位のレベルで含
むガラス組成物の一層は、比較的短かい時間、例えば１
０分ないし２時間、８７５°〜１０００°Ｃ（好ましく
は〉９００℃）の温度で加熱処理すると、高い結晶化度
のガラスセラミック体に変わり、珪酸亜鉛が優れた、時
には単一の、結晶相を構成することを見出した。

このようなガラス組成物は、酸化物を基礎とした重量パ
ーセントで、約１５〜４５％のＺｎ　０．１０〜３０％
のＡｌ２Ｏ３、および３０〜５５％のＳｉ　０２を主成
分とする。５％までのＢ２Ｏ３，５％までのＣａＯおよ
び／またはＳｒＯおよび／またはＢａＯオヨび／または
ＰｂＯ，７％まテノＣｓ　２Ｏ、１５％までのＭｇＯ，
および１５％までのＭｎＯは任意に存在する。このよう
な任意成分の全量は１５％を超えない。これらの添加物
は高水準の結晶化度および／または、焼結および／また
は熱処理のための一層低い温度を導くことができる。こ
の点で少なくとも３％のＭｇ　Ｏが含まれていることが
特に望ましく、Ｍｇ　Ｏの存在は第２の結晶相としてコ
ープイライト（２Ｍｇｏ拳２Ａ９Ｊ２ｏ３　・５ｓｉ０
２）を発生することになる。亜鉛スピネル、亜鉛尖晶石
、（Ｚｎ　Ｏ・Ａ、Ｑ、２０３　）も少量で発生させる
ことができる。少量のアルカリ金属酸化物Ｌｉ２Ｏ、Ｎ
ａ２Ｏおよびに２ｏは、過度のフラックスを避けるため
、希望する電気的性質を確保＝　　７　− するため組成物には実質的に含ませない。Ｍｇ＋２およ
びＭｎ＋２のような一定のイオンは珪酸亜鉛構造に入り
、固溶体を形成する。従って、ここで用いたように、珪
酸亜鉛の語には、このような固溶体を含む。Ｃａ　＋２
．　　Ｓｒ　＋２．　Ｐｂ　＋２．　　Ｂａ　＋２およ
びＣｓ　”イオンは珪酸亜鉛の結晶構造に入るには大き
すぎる。これらの存在はβ−石英相の早期の結晶化を遅
らせてガラスの焼結性を改善することができる。しかし
、どの場合にも、含まれる分量は少ないので、珪酸亜鉛
と共沈したコープイライト結晶の構造に混入する。従っ
て、その実質的な濃度は望ましくない結晶相の成長を導
く。

最終製品の結晶相の同一性を変える能力は、これによっ
て示された性質を緻密に合わせることができる。例えば
、線形熱膨張率（０°〜３００℃）はシリコンと相溶で
きるように設計できる（３５〜４５　Ｘ　ｔｏ−’／　
℃）。室温での本発明物質の誘電率は５〜６であり、本
発明物質の熱収縮はロット対ロットによって良く制御で
き、従ってこれは出発のバッチ材料、すなわちガラスが
一層均質な均−組−８＝ 成を与えるからである。しかも、ガラスセラミックはガ
ラスをそのまま結晶化する親のガラス体を熱処理して形
成されるので、ガラスセラミック体の表面は平らにした
ように平滑で平坦である。すなわち殆ど加工を必要とし
ない。

本発明のガラスセラミックスは従来の方法でバルク形状
に調整できる。すなわち、次の一般的な３工程によって
、第一工程は通常核生成剤を含むガラス形成バッチを溶
融し、第二工程はメルトをその転移範囲以下に冷却し同
時に希望する形状のガラス体をそこから成形し、第三工
程は、このガラス体を予定した熱処理（８７５°〜１０
００℃）に付し、ガラス体をそのまま結晶化する。実施
可能な核生成剤は８〜１２％のＺｒＯ２と０．００１〜
０．０５％のＡｕ、Ｐｄ、Ｐｔのような貴金属を含む。

核生成剤としてＴｉＯ２を使用すると珪酸亜鉛よりは亜
鉛尖晶石が成長する。

本発明のガラスセラミックスは核生成剤を含まずに調整
できる。この方法では、前記方法の第二工程から得られ
たガラスは細かい粉末に粉砕し、この粉砕は８７５６〜
ｔｏｏｏ℃の温度で焼成し、粒子を集積体、例えばシー
トまたはフィルムに焼結し、同時にガラスをそのまま結
晶化させる。核生成は粉末ガラス粒子の表面で行われる
。

この第２の方法は集積回路のパッケージを形成するため
に特別に用いられる。従って、細かく粉砕したガラス粒
子（普通は１０ミクロン以下の直径である）を溶融し、
順に入れるテープに接合し、得られたアセンブリを８７
５°〜１０００℃で焼成し、希望する厚さのガラスセラ
ミック基板を形成する。

中のＺｎＯ濃度が７３．１％以下であっても本発明のガ
ラスセラミックスの珪酸亜鉛結晶相の発生を説明するた
めに、幾つかの機構が提案された。説明すると、まず、
Ｍｇ＋２とＭｎ＋２イオンは珪酸亜鉛構造でＺｎ＋２イ
オンに置換できる。第２に、Ａ９、ｚ　０３はＺｎＯと
５ｊ０２の組合わせを置換する。すなわちＡ４．。０３
は同じ数の酸素原子および同じチャージバランスをもつ
Ｓｔ　０２　＋Ｚｎ　Ｏと置換できる。Ａ免２０３＋Ｂ
２Ｏ３は２Ｓｉ　Ｏ２＋２Ｚｎ　Ｏと反応し、Ｂ＋３イ
オンはＳｉ＋４イオンを置換し、Ａ免“３イオンはＺｎ
＋２イオンを置換する。２Ｚｎ＋２イオンをＳｉ＋４イ
オンとカチオン空所を置換する可能性も定義されてきた
。この置換は明らかに局部チャージのアンバランスを導
くが、このような状態はある程度まで許容されると思わ
れる。

これらの各機構は、全体のＸ線回折パターンが珪酸亜鉛
の一般的性質を示すが、そのピークは僅かにシフトして
若干強度が変わっている珪酸亜鉛固溶体を生じさせる。

これらの機構の若干の組合わせは全く想像では、普通予
想されるよりも大きい結晶化度を導くことができると推
量される。残っているガラス質相は、いわゆるガラス生
成の共謀領域にあり、そこではカチオン拡散が非常に難
しく、優れた電気抵抗と誘電挙動が認められる。

米国特許第８，４６０，９８７号、第３，４８０，９８
７号、第３゜６８１．０９７号、第３，８８１，１０２
号、第３．８５４，９６３号。

第３，９５１．６６９号、第４，１９９，３４０号、第
４，２５６，７９６号、第４，３５８，５４１号および
第４，３８５．１２７号は、従来技術の代表として考慮
されている。

（実　施　例） 第１表は、若干の前駆体ガラス組成を酸化物を基礎とし
た重量部で表し、本発明の種々の様相を示している。各
成分の合計は総計１００またはほぼ１００に近いが、実
際の目的のために、報告された値は重量パーセントを表
わしていると考えられる。

実際のバッチ成分は一緒に溶融すると適当な割合で希望
する酸化物に変わる酸化物または他の化合物の任意の物
質を含む。

第１表にまとめた各例示的な組成物の成分を粉砕し、−
緒にボールミルで粉砕し物質なメルトを白金るつぼに充
填し、その上にふたを置いた。

るつぼを約１６５０℃で操作する炉に入れ、バッチを約
６時間メルトした。メルトを約２Ｏ、３２　ＣＩｌ＋（
８インチ）　ｘｌｏ、ＩＢ　ｃｍ（４インチ）　Ｘｌ、
２７ｃｍ　（０，５インチ）の寸法を有するガラススラ
ブを生成するためにスチールに注入し、このスラブを７
００℃で操作するアニーラ−に直接移した。スラブ中の
メルトの鋳込みはガラス品質を検査できる。また、そこ
からダイヤモンドソーで試験片をカットして種々の物＝
　　１２　− 理的性質を試験するために用いることができる。

細かく粉砕した粒子が欲しい場合、溶融したガラスを水
道水の浴に薄い流れとして注入する。これは実際にはガ
ラス技術で「トリゲージング」と呼ばれる。得られたガ
ラス粒子を乾燥し予定した粒径に粉砕する。

次の実施例は実験室の作業であるが、第１表に列挙した
組成は工業的なガラス製造向上で用いるようにスケール
アップできる。Ａｓ２Ｏ３および／または５ｂ２０３の
ような清澄剤は実験室のメルトで用いなかったが、工業
生産で最適なガラス品質を確保するため清澄剤を含めて
用いることができる。

第１表 ＺｎＯ３７３７３８３７３５４０２Ｂ、５ＡＱＪ２０３
１４１４１４１４１４１Ｂ、７２２２．２Ｓｉ０２　　
４９４９４７４５４７３９．２８．４２．４Ｍｎ０　　
−−１−−　−　− ＭｇＯ−−−２４４８，８ Ｐｄ　　　Ｏ，０１−−−−−− Ｚｎ　Ｏ２Ｂ、６３９．９３９．０４Ｂ、２２６．１２
５．５２２．７Ａ免２ｏ３１９．４１Ｂ、７１４．３１
２．９２４．５２４．７２２．７ＳｔＯ７４４，１３９
，２３８，５３５，９４０，８３９Ｊ　４３．４Ｍｇ０
　　９．９　Ｂ、［ｉ　７．２５．１８．１３８．４１
１．２Ｚｎ　Ｏ１Ｂ、５２Ｂ、８３７．７３７．４３８
．０３７．０３８．７Ａｌ２Ｏ３　２３．２２３．３１
７．８１７．６１７．８１７．４１８．ＩＳｉ　０２　
　４４．４４２．０３７．６３４．５３５．０３４．１
３５．１３Ｍｇ０　　１３．８８．８８．８８．２６．
３８．１６．４８２０３−０．２Ｏ、３−　−　−　−
ＰｂＯ’　　−−−４，３−−−Ｂ ａＯ−−−−３，０−− Ｃｓ２０　−　−　−　−　−５．３−ＣａＯ−−−−
−−１，１ 実施例１のガラススラブをそのまま２時間９６０℃で熱
処理して結晶化した。結晶化した試料のＸ線回折分析は
珪酸亜鉛特有のピークを示した。種々の温度と周波数で
の誘電特性は、実施例１の結晶化した生成物で測定し、
それらの測定結果を第■表に示す。電気抵抗をＬｏｇρ
で、誘電率をり。

Ｃ９で、散逸因子をり、　　Ｆ、で表す。

第■表 ３２℃３２℃／Ｈｚ　３２℃／１ＫＨｚ　８２℃／１０
ＫＨｚ　３２℃／１１００ＫＨｚＬｏρ０．０　−　−
　　−　　− Ｄ、Ｃ，−５，１７５，１５５，１５５，１５Ｄ、Ｆ、
　　−０，００５００，０００７０，０００Ｂ　　０．
０００９１４７℃　１４７°Ｃ／　　１４７℃／１４７
℃／１４７℃／Ｈｚ　　　ＩＫＨｚ　　１０ＫＨｚ　　
１００Ｋ１００ＫＨｚＬｏ、４ｇ　　−−−− り、Ｃ，−５，２２５，２０５，２０５，２０Ｄ、Ｐ、
　　−０，０ＯＢ１　０．００１０　０．０００Ｂ　　
０．０００５１９７℃　１９７９Ｃ／　　１９７℃／１
９７℃／１９７℃／Ｈｚ　　　ＩＫＨｚ　　１０ＫＨｚ
　　１１００ＫＨｚＬｏ　ρ１２．０４−−−− り、Ｃ，−５，２８５，２４５，２２５，２１Ｄ、Ｐ、
−０，０３３８０，００５１０，００１４０，０００７
２４７℃　２４７℃／２４７℃／２４７℃／２４７℃／
Ｈｚ　　　ＩＫＨｚ　　１ＯＫＨｚ　　１１００ＫＨｚ
ＬｏρｌＯ，９０−−−− Ｄ、Ｃ，−５，６９５，３０５，２Ｂ　　５．７５Ｄ、
Ｐ、　　−０，５６２５０，０３４３０，００５７０，
０１５６他の実施例のガラススラブは、米国シーブＮα
２００（７４ミクロン）に通して粉砕し、直径り、２７
ｃｍ（０，５インチ）、高さ０．８４ｃｍ　（０，２５
インチ）のボタン形状の試験片で乾燥圧縮し、種々の温
度で熱処理した。十分な濃度のＭｇ　Ｏを組成物に混入
させると、Ｘ線回折分析は第二の結晶相としてコープイ
ライト（２ＭｇＯ争２Ａｌ２Ｏ３　・５Ｓ１０２）の発
現を示した。上述したように、実施例１１〜１４のｐｂ
＋２．Ｂａ　＋２．Ｃａ　＋２およびＣ８＋２のイオン
をコープイライト結晶の格子中に混入していると推測し
たが、この理論は正確には証明されていない。さらにＣ
ｓ÷イオンのイオン半径はコープイライト結晶構造中に
大きい空洞と融和できるので、Ｃ８＋イオンの存在はコ
ープイライト構造を安定化すると仮定された。

９１５℃で２時間熱処理した後、実施例２のボタン形状
の試料のＸ線回折分析は、通常の珪酸亜鉛のパターンの
変化を証明した。特に、約Ｌ４８Ａのピークは約２．８
５Ａと２．３８人の典型的なピークよりも強かった。こ
のシフトは少量のβ−石英相またはβ−珪酸亜鉛の発現
によると仮定された。β−珪酸亜鉛は菱亜鉛鉱、水和珪
酸亜鉛を７５０℃まで加熱すると認められた。β−珪酸
亜鉛は３．５５人で顕著なＸ線ピークを示す。約９［ｉ
０’Ｃではβ−珪酸亜鉛はオルソ珪酸亜鉛、すなわち珪
酸亜鉛に変化する。

実施例３のボタン形状の試験片を９１５℃で２時間熱処
理した場合、波長が２５３７人の放射線に照射すると橙
色の蛍光を示した。しかし同じボタン形状の試料を９８
０℃で２時間熱処理した場合、波長が２５３７Ａの放射
線に照射すると珪酸亜鉛の緑色の蛍光を示した。

ベースのＺｎ　０−ＡＬｚ　ｏ３−８ｔ　０２組成にＢ
２Ｏ３および／またはＭｇ　Ｏを添加すると、低温で短
時間にて珪酸亜鉛の典型的なＸ線回折パターンを示す結
晶を発現する。実施例４と５はこの現象を示している。

すなわち、このボタン形状の試験片は２時間９１５℃で
熱処理した後、珪酸亜鉛の典型的なＸ線回折パターンを
示す。

上述のように、実質的な分量のＭｇ　Ｏを添加すると、
追加の結晶相、コープイライトを発現することができ、
これによって全体が一層高度に結晶化する。第■表は実
施例６〜１１によって調整されたボタン形状の試料を２
時間９１５℃で、および２時間９８０°Ｃで熱処理した
後に示されるＸ線回折パターンに認められた相対的なピ
ークの高さを示している。

第■表 結　晶　相　Ｘ線ピーク　実施例６熱処理　実施例７熱
処理２．８４　　　　　［ｉ２Ｂ　　　　　９５３　　
　　８３４２．３３　　　　２９５　　　　４１２　　
　　３５９コープイライト　３．１４　　　　３Ｂ４　
　　　　［ｉ５０　　　　５７２３．０２　　　　３２
０　　　　８３４　　　　５９２亜鉛尖晶石　　　２．
４４７　　　２１．４　　　　１１９　　　　２２３結
　晶　相　Ｘ線ピーク　　　　　　　実施例８熱処理９
１５°Ｃ−２時間　　　９８０℃−２時間珪酸亜鉛　　
　　３．４８　　　　．９１７　　　　　　　　５１３
０２．８４　　　　　　８８９　　　　　　　　８５２
２．３３　　　　　　４２１　　　　　　　　４２０コ
ープイライト　３．１４　　　　　　６６０　　　　　
　　　７００３．０２　　　　　　８４２　　　　　　
　　−亜鉛尖晶石　　　２．４４７　　　　　１３７　
　　　　　　　１８３結　晶　相　Ｘ線ピーク　　　　
　　　実施例９熱処理２．８４　　　　　’１１１４　
　　　　　　　１５１６２．３３　　　　　　５１９　
　　　　　　　７４０コープイライト　３．］、４　　
　　　　４０５　　　　　　　　５０５３．０２　　　
　　　５１９　　　　　　　　７０４亜鉛尖晶石　　　
２．４４７　　　　　８８　　　　　　　　　１Ｂ２結
　晶　相　Ｘ線ピーク　　　　　　　実施例１ｏ熱処理
２．８４　　　　　　１３８１　　　　　　　　１４３
０２．３３　　　　　　８１９　　　　　　　　６７１
コープイライト　３．Ｌ４　　　　　　１４１　　　　
　　　　３５７３．０２　　　　　　１２４　　　　　
　　　４７１亜鉛尖晶石　　　２．４４７　　　　　０
　　　　　　　　　１８２結　晶　相　Ｘ線ピーク　　
　　　　　実施例１１熱処理２．８４　　　　　　１５
０８　　　　　　　　１５８５２．３３　　　　　　７
４８　　　　　　　　８３８コープイライト　３．１４
　　　　　　１２０　　　　　　　　３４６３．０２　
　　　　　１００　　　　　　　　４１９亜鉛尖晶石　
　　２．４４７　　　　　０　　　　　　　　　１２７
多層のセラミック集積回路パッケージは、焼結によって
複数の各セラミック回路の層を一緒に積層して形成する
。各層はパターン化した導電層を含み、ホールコネクタ
によってピアスを末端にして各層のパターン化した導電
層を連結するため層中に形成し、予定した配線回路を形
成する。一般に、各層は、有機接合材料で一緒に接合し
たセラミック材料の非常に微細な粒子から調整したテー
プから切断した。従って、通常の方法では、コネクタ用
テープにパンチで穴を開け、導電層をテープにスクリー
ンし、予定した数のテープを適当なレジストリイでピア
スと一緒に積層し、ラミネートを一緒に焼結し、その先
端を金属被覆する。

第■表は次の方法によってテープに組み立てた上記実施
例の各々の物理的性質を測定したものを示している。

各実施例のガラスは、約２４時間Ａ９Ｊｚ　０３ボール
を用いてボールミルで粉砕し、直径１０ミクロン以下の
粉末を生成した。次いて、この粉末を、固体対有機ビヒ
クルの重量比３：２の割合で、約２４時間ボールミルで
有機ビヒクルと混合した。有機ビヒクルはバインダ（ポ
リビニルブチラール）、溶媒（トルエン）および界面活
性剤（ホスフェートエステル）を主成分とする。得られ
たスラリーを続いてドクターブレードを用いて約０．１
２７ｍｍ〜０．５０８　ｍｍ　（０，００５〜０．０２
インチ）の厚さでポリエステルフィルムに被着し、空気
中で約２５℃にて乾燥し、有機溶媒を蒸発させた。得ら
れたテープを約７．８２ｃｍ　ｘ　７．６２ｃｍ　（３
インチ×３インチ）の直径のシートに切断し、８〜１０
枚のシートにした。１２０分間９４０℃で焼成すると、
厚さ約１．５２ｍｍ　（０，０６インチ）の完全な複合
体を形成した。同時に焼成はガラス粉末をそのまま結晶
化し、これによって集積回路パッケージ用の基板として
使用するのに適したガラスセラミック体を与える。列挙
した性質は、従来の測定技術によって測定した。

第■表に使用しているように、密度は’Ｊ　／　ｃｍ　
３、破壊係数（ＭＯＲ）はＫｇ／ｃｉ　（ｐｓ＋　）　
、線形熱膨張率はＸｌ０−７／’Ｃである。

第■表 性　　質　　　実施例４　実施例５　実施例８密　　度
　　　　　３．００　　　　３．１３　　　　２．９９
ＭＯＲ２５，７００１７，７０’０　　２０，４００熱
膨張率　　　　１４０．４　　６２．４　　　　Ｂ５．
７Ｄ、Ｃ，５，０８５，３０５，１４ Ｄ、Ｐ、（１００ＫＨｚ）　　　０．００４　　０．０
０Ｂ７　　０．００３１Ｄ、Ｆ、（２，５４ＧＨ２）　
　　＜０．００１　　−　　　０．０ＯＬ上述したよう
に、本発明の材料は、高結晶化度のセラミック体にその
まま非常に早く結晶化できる。すなわち、１０〜１５分
の短かい時間で約８７５°Ｃ〜１０００℃の温度で実施
でき、全焼成サイクルは室温から結晶化温度まで、そし
て室温に戻るまで約１時間を要する。このように早く焼
成できることは、特に集積回路パッケージの製造に望ま
しく、集積回路の工業生産に用いられるタイプの厚いフ
ィルムインクと共に有用な焼成スケジュールを用いて結
晶化することができる。

テープ層の数が４枚以上、および／またはラミネートの
焼成が中性雰囲気、例えば窒素、または還元雰囲気、例
えば水素中で行われる場合、ラミネートは、最初２５０
℃よりも若干高い温度で、結晶化熱処理する前に有機成
分を完全に除去するために十分な時間処理することが望
ましい。

第７表は、結晶化焼成スケジュールの他は、第■表に示
した試料について上述した方法と同じ方法でテープを製
造した実施例４，５．６および８について測定した物理
的性質を示したものである。

積重ねたシートをガラス焼きなまし炉に入れ、次の熱処
理スケジュールで実施した。

約り０℃／分で室温から８００℃に 約１２．５°Ｃ／分で８００℃から９２５℃に約１５分
間９２５℃に保持 約２５°Ｃ／分で９２５℃から８００℃に約り０℃／分
で８００℃から室温に 試料を焼きなまし炉に入れてから取り出すまでの全時間
は、約１時間よりも若干短かった。

第７表 性　　質　　　実施例　実施例　実施例　実施例密　　
度　　　　３．０５　　３．０４　　３．１４　　２．
９６ＭＯＲ１７，７００１５，４００１５，６００１７
，６００熱膨張率　　　（５２，２）　　２ｆｔ、３　
　２ｇ、２　　２１．９Ｄ、Ｃ，５，２１５，５４５，
７４５，３７Ｄ、Ｐ、　（ＬＯＯＫＨｚ）　　０．００
０７　０．００１Ｂ　　０．００ＬＬ　　０．００１３
Ｄ、ＦＪ２．５４ＧＨｚ）　　−−０，００１５第■表
は実施例４，５および８のＸ線回折によって固定した結
晶相を示している。それぞれの場合の「主要」相は製品
の５０容量％以上を構成していた。

第■表 実施例４　　実施例５　　実施例８ 主要相　　珪酸亜鉛　　珪酸亜鉛　　珪酸亜鉛中間相　
　亜鉛尖晶石　　　　　　　コープイライト 下位相　　ＭｇＡｌ４５ｉ３０　ｔｏ　　−一痕跡α−
Ａｌ　２０３　Ｍｇｚ　Ｂ　２０５α−Ａ１２０３第■
表と７表に示した性質の数値を比較すると明らかに、可
能なかなり広い範囲を示しており、最も顕著なのは線形
熱膨張率である。これらの変量は異なる相を集合するこ
とになる組成および／または熱処理の相違によるもので
ある。例えば、珪酸亜鉛の他にコープイライトまたは亜
鉛尖晶石が発現する。従って、亜鉛尖晶石の結晶の発生
は製品の全体の線形熱膨張率を大きく上昇させ、コープ
イライトの存在はこれを引下げる。従って、組成と熱処
理を注意深くコントロールすると、線形熱膨張率を調整
し、むしろ広い範囲の材料と相溶できるようにすること
ができる。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １）誘電率が６以下を示し、優勢な結晶相として珪酸亜
   鉛を含有し、酸化物を基礎とした重量パーセントで、１
   ５〜４５％のＺｎＯ、１０〜３０％のＡｌ＿２Ｏ＿３、
   および３０〜５５％のＳｉＯ＿２を主成分としてＬｉ＿
   ２Ｏ、Ｎａ＿２Ｏ）およびＫ＿２Ｏを実質的に含まない
   組成を有するガラスセラミック体。 ２）さらに８〜１２％のＺｒＯ＿２および０．００１〜
   ０．５％のＡｕ、ＰｄおよびＰｔから成る群から選ばれ
   る貴金属から成る群から選ばれる核生成剤を含有する特
   許請求の範囲第１項記載のガラスセラミック体。 ３）さらに５％までのＢ＿２Ｏ＿３、５％までのＣａＯ
   および／またはＳｒＯおよび／またはＢａＯおよび／ま
   たはＰｂＯ、７％までのＣｓ＿２Ｏ、１５％までのＭｇ
   Ｏ、１５％までのＭｎＯから成る群から選ばれる指示さ
   れた割合で少なくとも１種の金属酸化物を全体で１５％
   まで含有する特許請求の範囲第１項記載のガラスセラミ
   ック体。 ４）優勢な結晶相として珪酸亜鉛を含有し６以下の誘電
   率を示す一体のガラスセラミック体に８７５゜〜１００
   ０℃の温度で焼結でき、Ｌｉ＿２Ｏ、Ｎａ＿２Ｏおよび
   Ｋ＿２Ｏを実質的に含まず、酸化物を基礎とした重量パ
   ーセントで約１５〜４５％のＺｎＯ、１０〜３０％のＡ
   ｌ＿２Ｏ＿３、および３０〜５５％のＳｉＯ＿２を主成
   分とする熱結晶性ガラス。 ５）さらに８〜１２％のＺｒＯ＿２および０．００１〜
   ０．０５％のＡｕ、ＰｄおよびＰｔから成る群から選ば
   れた貴金属から成る群から選ばれた核生成剤を含有する
   特許請求の範囲第４項記載の熱結晶性ガラス。 ６）さらに５％までのＢ＿２Ｏ＿３、５％までのＣａＯ
   および／またはＳｒＯおよび／またはＢａＯおよび／ま
   たはＰｂＯ、７％までのＣＳ＿２Ｏ、１５％までのＭｇ
   Ｏ、および１５％までのＭｎＯから成る群から選ばれる
   指示された割合で少なくとも１種の金属酸化物を全体で
   １５％まで含有する特許請求の範囲第４項記載のガラス
   。 ７）誘電率が６以下を示し、優勢な結晶相として珪酸亜
   鉛を含有し、Ｌｉ＿２Ｏ、Ｎａ＿２Ｏ）およびＫ＿２Ｏ
   を実質的に含まず酸化物を基礎とした重量パーセントで
   、１５〜４５％のＺｎＯ、１０〜３０％のＡｌ＿２Ｏ＿
   ３、および３０〜５５％のＳｉＯ＿２を主成分とするガ
   ラスセラミック材料からる集積回路パッケージ用基板。 ８）さらに前記ガラスセラミックが８〜１２％のＺｒＯ
   ＿２および０．００１〜０．０５％のＡｕ、Ｐｄおよび
   Ｐｔから成る群から選ばれた貴金属から成る群から選ば
   れた核生成剤を含有する特許請求の範囲第７項記載の基
   板。 ９）さらに前記ガラスセラミックの組成が５％までのＢ
   ＿２Ｏ＿３、５％までのＣａＯおよび／またはＳｒＯお
   よび／またはＢａＯおよび／またはＰｂＯ、７％までの
   Ｃｓ＿２Ｏ、１５％までのＭｇＯ、および１５％までの
   ＭｎＯから成る指示された割合で少なくとも１種の金属
   酸化物を全体で１５％まで含有する特許請求の範囲第７
   項記載の基板。