WO2000024692A1 - Silicon nitride composite substrate - Google Patents

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WO2000024692A1
WO2000024692A1 PCT/JP1999/005910 JP9905910W WO0024692A1 WO 2000024692 A1 WO2000024692 A1 WO 2000024692A1 JP 9905910 W JP9905910 W JP 9905910W WO 0024692 A1 WO0024692 A1 WO 0024692A1
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substrate
thickness
silicon nitride
ttm
composite substrate
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PCT/JP1999/005910
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Ai Itoh
Michimasa Miyanaga
Masashi Yoshimura
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Sumitomo Electric Industries, Ltd.
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Definitions

  • the present invention relates to a composite substrate such as a power module on which a heat-generating electronic component such as a semiconductor element is mounted, and particularly has a structure in which a metal layer is bonded to a ceramic substrate, and is excellent in heat radiation characteristics, mechanical strength, and heat cycle characteristics.
  • a ceramic composite substrate is excellent in heat radiation characteristics, mechanical strength, and heat cycle characteristics.
  • the one using a substrate has high thermal conductivity and excellent heat dissipation, but has a problem that it is difficult to handle in manufacturing due to its toxicity.
  • composite substrates using A1N substrates have excellent heat dissipation due to high thermal conductivity of A1N, but low mechanical strength due to low mechanical strength of A1N There was a problem that cracks were likely to occur due to the thermal load when used repeatedly.
  • ceramics containing Si 3 N 4 as a main component in addition to the original high strength properties, generally show excellent heat resistance even in a high temperature environment of 100 O or more, and have a low coefficient of thermal expansion. Since it is a material that has excellent thermal shock resistance, it has been applied to various high-temperature and high-strength components as a high-temperature structural material.
  • the present invention provides a ceramic composite substrate that does not cause cracks in the ceramic substrate due to mechanical shock or thermal shock, and has excellent heat radiation characteristics and heat cycle characteristics. It is intended to provide. Disclosure of the invention
  • the present inventors have researched and developed a high thermal conductivity and high strength Si 3 N 4 substrate material, and have also determined the thickness of the Si 3 N 4 substrate and the thickness of the metal plate.
  • a composite board is set at a predetermined ratio, it can eliminate tightening cracks and the like during the assembly process and greatly improve the heat resistance cycle characteristics.
  • heat dissipation of the composite board by increasing the thermal conductivity of the Si 3 N 4 board
  • the present inventors have found that it is possible to greatly improve the performance, and made the present invention.
  • the ceramic composite substrate provided by the present invention includes a silicon nitride ceramic substrate having a thermal conductivity of 90 W / m-K or more and a three-point bending strength of 70 OMPa or more;
  • a silicon nitride ceramic substrate having a thermal conductivity of 90 W / m-K or more and a three-point bending strength of 70 OMPa or more;
  • another silicon nitride composite substrate provided by the present invention includes a silicon nitride ceramic substrate having a thermal conductivity of 90 W Zm'K or more and a three-point bending strength of 700 MPa or more, and both of them.
  • the thickness of the silicon nitride ceramic substrate is tc and the total thickness of the metal layers on both principal surfaces is ttm, the relational expression ttm ⁇ It satisfies tc ⁇ 10 ttm.
  • the silicon nitride ceramic substrate before the metal plate bonding has a warp such that the main surface on the side on which the semiconductor element is mounted is concave.
  • the amount of warpage is preferably in the range of 10 to 300 m per 25.4 mm (1 inch) of the substrate length.
  • the silicon nitride ceramic substrate used for the silicon nitride composite substrate of the present invention is 0.6 to 10% by weight in terms of an oxide of a rare earth element, and is calculated from Mg, Ti, Ta, Li and Ca. At least one selected element is contained in an amount of 0.5 to 1.0% by weight in terms of oxide, oxygen as an impurity is 2% by weight or less, and A1 is 0.2% by weight or less in oxide.
  • the Si 3 N 4 substrate used for the ceramic composite substrate of the present invention will be described below.
  • the ceramic substrate used for the composite substrate must be a dense sintered body that has both high thermal conductivity and high strength characteristics.
  • the thermal conductivity of the conventional Si 3 N 4 sintered body is low because impurities are dissolved in the Si 3 N 4 grains of the sintered body and phonon, which is the carrier of heat conduction, is scattered. It is. Since Si 3 N 4 is a hard-to-sinter ceramic, it is necessary to add a sintering aid that generates a liquid phase at a low temperature. It is known to reduce conductivity.
  • the S 1 3 N 4 sintered body improve and improve thermal conductivity and use it as a ceramic substrate. That is, in the present invention, a rare earth oxide and at least one oxide of Mg, Ti, Ta, Li, and Ca are used in combination as a sintering aid for Si 3 N 4 . Since rare earth oxides hardly form a solid solution in Si 3 N_ ⁇ grains, they are effective for increasing the thermal conductivity of sintered bodies. Among rare earth oxides, it is desirable to use oxides of Y, Yb, and Sm.
  • the grain boundary phase is easily crystallized.
  • the high-temperature strength is increased and the scattering of phonon in the grain boundary phase is reduced, which is effective for simultaneously achieving high strength and high thermal conductivity.
  • the addition amount of these rare earth oxides is preferably in the range of 0.6 to 10% by weight.
  • the content is less than 0.6% by weight, a liquid phase is not sufficiently generated, and the porosity after sintering becomes high because the densification does not proceed in the sintering process. Strength is also reduced. Conversely, if it is more than 10% by weight, the proportion of the grain boundary phase in the sintered body increases, and the thermal conductivity decreases.
  • Is another sintering aid Mg, T i, T a, L i, oxides of C a is reacted with S I_ ⁇ 2 S i 3 N 4 particle surface at temperatures below 1 6 0 0
  • This is effective for generating a liquid phase and promoting densification in the sintering process.
  • the sinterability is greatly improved and the thermal conductivity is reduced as compared with the case where the rare earth oxide is added alone. Has almost no effect.
  • the total added amount of these oxides of Mg, Ti, Ta, and Ca exceeds 1% by weight, these elements form a solid solution in the Si 3 N 4 grains, and the thermal conductivity decreases.
  • the thermal conductivity of the obtained Si 3 N 4 sintered body can be improved. It is widely known that oxygen and A 1 easily dissolve into Si 3 N 4 grains and lower the thermal conductivity. Therefore, in the Si 3 N 4 substrate of the present invention, as an impurity in the raw material powder of the sintered body, in particular, in the Si 3 N 4 powder, the oxygen content is 2% by weight or less and A 1 is 0.2% by weight or less. By doing so, the thermal conductivity of the Si 3 N 4 sintered body can be further improved.
  • the Si 3 N 4 sintered body thus produced has excellent properties such as a thermal conductivity at room temperature of 90 W / m'K or more and a three-point bending strength of 700 MPa or more. ing.
  • a thermal conductivity at room temperature 90 W / m'K or more
  • a three-point bending strength 700 MPa or more.
  • the silicon nitride composite substrate of the present invention uses a Si 3 N 4 substrate having a thermal conductivity of 9 OWZm'K or more and a three-point bending strength of 700 MPa or more,
  • the thickness of the Si 3 N 4 substrate is tc and the thickness of the metal layer is tm
  • the relationship between tc and tm is 2 tm ⁇ tc ⁇ 20 tm.
  • the thickness of the ceramic substrate is set so as to satisfy the following.
  • the metal layers bonded to both main surfaces are effective.
  • the thickness of the ceramic substrate is set so that tc and ttm satisfy the relational expression 2 of ttm ⁇ tc ⁇ 10ttm, where ttm is the total thickness of the ceramic substrate. At this time, it is preferable that the above-mentioned relational expression 1 is satisfied at the same time. Further, the thickness of the metal layer bonded to both main surfaces may be the same or different.
  • the thickness tc of the Si 3 N 4 substrate is 2 tm less than tc, or If tc ⁇ ttm in both cases, even if a high strength Si 3 N 4 board as described above is used, cracks are likely to occur due to mechanical shock during mounting or cracks due to thermal cycles. Become. It is also preferable to set tc> 20 tm when the metal layer is on one of the main surfaces, or to set tc> ttm when the metal layer is on both of the main surfaces, since the thermal resistance of the entire composite substrate becomes large. Absent.
  • the specific thickness of the Si 3 N 4 substrate is preferably 1 mm or more in order to prevent cracks and breakage due to mechanical shock. However, if the Si 3 N 4 substrate is too thick, the overall heat radiation characteristics and the heat cycle characteristics are degraded, so it is desirable that the thickness be approximately 6 mm or less.
  • the Si 3 N 4 substrate of the present invention preferably has a warp in which the main surface on the side on which the semiconductor element is mounted is concave at an initial stage before joining the metal layers. Also, The amount of this warpage is preferably in the range of 10 to 300 m per 25.4 mm (1 inch) of the main surface of the Si 3 N 4 substrate.
  • FIG. 1 is a diagram showing a method for measuring the amount of warpage, the best mode for carrying out the invention.
  • Si 3 N 4 powder with an oxygen content of 1% by weight and an average particle size of 0.9m, ⁇ 2 ⁇ 3 powder (average particle size l.Om) with 8% by weight of the Si 3 N 4 powder % ⁇ G ⁇ powder (average particle size 1.0 / m) was added and mixed in a ball mill in an alcohol solvent. Thereafter, the mixture of the raw material powders was dried, a binder component was added and kneaded, and a plurality of sheet-like molded bodies were produced by a dry mold press. This molded body was degreased in a nitrogen atmosphere, and then fired in a nitrogen atmosphere at 1800 for 4 hours to obtain a Si 3 N 4 sintered body.
  • the amount of impurity A1 in the sintered body was determined by an ICP emission spectrometry to be about 0.1% by weight. This impurity A1 is considered to be derived from the raw material.
  • a sample containing an active metal containing an oxygen-free copper plate having a thickness tm or a total thickness ttm shown in Table 1 is provided on the concave main surface for samples 1 to 6 and on both main surfaces for samples 7 to 10 respectively.
  • One material was used for joining to obtain a ceramic composite substrate.
  • the brazing material used was an active metal containing 1.75% by weight of Ti, 88% being 63% by weight, and (: ⁇ being 35.25% by weight).
  • each composite substrate was subjected to a heat cycle test.
  • the composite substrate was cooled at 140 for 20 minutes, kept at room temperature for 20 minutes, heated at 125 for 20 minutes, and further kept at room temperature for 20 minutes as one cycle.
  • the presence or absence of cracks and the number of heat cycles until crack initiation were confirmed by fluorescent flaw detection.
  • the thermal resistance of each composite board was measured, and the heat dissipation characteristics of the entire circuit were examined.
  • Samples marked with * in the table are comparative examples.
  • the total thickness ttm of the copper plate of Sample 710 was represented by the sum of the thickness of each main surface.
  • the thickness of the substrate tc and the thickness of the metal layer For each sample of the present invention in which tm or total thickness ttm was adjusted so that 2 ⁇ tc / tm ⁇ 20 or 1 ⁇ tcZ ttm ⁇ 10, the number of cycles in the heat cycle test was 300 000 times. Even when the temperature reached, no cracks occurred in the Si 3 N 4 substrate, and at the same time, the thermal resistance of the entire composite substrate was reduced, demonstrating excellent heat dissipation characteristics.
  • a Si 3 N 4 substrate was prepared in the same manner as in Example 1, except that the type and amount of the sintering aid added to the Si 3 N 4 powder were changed as shown in Table 2 below. The thermal conductivity and the three-point bending strength were evaluated in the same manner. These results are also shown in Table 2.
  • Table 2 also shows the Si 3 N 4 substrate of Example 1 (sample 1) for reference. The amount of impurities in each Si 3 N 4 substrate was 1% by weight of oxygen and 0.1% by weight of A 1 as in each sample of Example 1.
  • Samples 21 to 26 which are comparative examples, the amount of the rare earth oxide added was as small as 0.4% by weight, and the amount of the liquid phase generated in the process of densifying the Si 3 N 4 particles was small. Despite sintering at a high temperature of 1,950, a dense sintered body could not be obtained. As a result, the thermal conductivity of the obtained Si 3 N 4 sintered body was low, and the value of the three-point bending strength was also low. Conversely, when the amount of the rare earth oxide added was as large as 15% by weight, the volume ratio of the grain boundary phase to the entire sintered body increased, and the thermal conductivity decreased.
  • each of the above Si 3 N 4 sintered bodies was processed into a Si 3 N 4 substrate having a thickness of 2 mm in the same manner as in Example 1, and the amount of warpage per 25.4 mm of the substrate length was measured.
  • An oxygen-free copper plate with a thickness of 0.3 mm was joined to the concave main surface using a mouth containing active metal.
  • the thermal resistance was measured to measure the heat dissipation characteristics of the entire circuit. I got it. The results are shown in Table 3 below. Table 3
  • Samples marked with * in the table are comparative examples.
  • the heat cycle characteristics in each of the samples 11 to 20 of the present invention in which the Si 3 N 4 substrate having excellent thermal conductivity and mechanical strength is used and the thickness of the substrate and the copper plate is in a predetermined ratio, the heat cycle characteristics In addition, a ceramic composite substrate having excellent heat dissipation characteristics was obtained.
  • Samples 21 to 26 of the comparative example since the thermal conductivity of the Si 3 N 4 substrate was low, the thermal resistance of the composite substrate was high, and particularly, the Si 3 N 4 substrate, which was inferior in strength, was used. In samples 21, 23, and 25, cracks are likely to occur on the substrate due to thermal shock in the heat cycle test.
  • Example 3 As shown in Table 4 below, in Samples 27 to 32, Si 3 N_ was used in the same manner as in Example 1 except that the amount of oxygen or A 1 in the raw material powder was changed to produce a sintered body. Four substrates were prepared, and their thermal conductivity and three-point bending strength were similarly evaluated. Table 4 also shows these results. For reference, the Si 3N 4 substrate of Example 1 (sample 1) is also shown. Table 4 Sample Sintering aid (wt%) Oxygen (wt%) AK rt%) (W / mK) (MPa)
  • Samples marked with * in the table are comparative examples.
  • the sinterability of Si 3 N 4 improves, so the sintering obtained is The body becomes denser and the mechanical strength is improved.
  • the thermal conductivity of the Si 3 N 4 sintered body decreased. This is because the solid solution of oxygen and A1 in the Si 3 N 4 grains makes the original crystal structure of the Si 3 N 4 crystal more complex, and phonons are significantly scattered in the grains. is there.
  • the sample marked with * in the table is a comparative example.
  • the thickness of the substrate and the copper plate was determined using a Si 3 N 4 substrate with excellent thermal conductivity and mechanical strength.
  • ceramic composite substrates having excellent heat cycle characteristics and heat radiation characteristics were obtained.
  • the thermal resistance of the composite substrate was very low because the thermal conductivity of the Si 3 N 4 substrate was low. Got high.
  • the present invention has a high thermal conductivity than the conventional S i 3 N 4 sintered body, also using the S i 3 N 4 substrate having both the mechanical strength at the same time, and the S i 3 N 4 substrate to provide a ceramic composite substrate that withstands the mechanical load during mounting or mounting, and has excellent heat cycle characteristics and heat radiation characteristics by adjusting the thickness and the thickness of the metal layer bonded to the substrate to specific ranges. Can be.

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Description

明細書 窒化ゲイ素複合基板 技術分野
本発明は、 半導体素子等の発熱電子部品を搭載するパワーモジュール等 の複合基板に係わり、特にセラミック基板に金属層を接合した構造を有し、 放熱特性、 機械的強度、 及び耐熱サイクル特性に優れたセラミック複合基 板に関する。 背景技術
従来から、 各種電子機器の構成部品として、 電気絶縁性を有する A 1 2 0 3、 A 1 N、 B e〇などのセラミック基板の表面に、 導電層として銅や アルミニウムを主成分とする金属板を接合したセラミック複合基板が広く 使用されてきた。
これらの従来のセラミック複合基板のうち、 セラミック基板として A 1 2〇3基板を使用したものは A 1 2〇3の熱伝導率が低いために良好な放熱 性が得られず、 また B e 0基板を用いたものは熱伝導率が高く放熱性に優 れるが、 その毒性のため製造上の取り扱いが難しいという問題があった。 また、 A 1 N基板を利用した複合基板は、 A 1 Nの熱伝導率が高いため放 熱性に優れているが、 A 1 Nの機械的強度が低いため、 機械的衝撃や、 実 使用下で繰り返して使用する際の熱負荷により、 亀裂が生じやすいという 問題点があった。
一方、 S i 3 N 4を主成分とするセラミックは、 本来の高強度特性に加え, —般に 1 0 0 O :以上の高温度環境下でも優れた耐熱性を示し、 且つ低熱 膨張係数を有し耐熱衝撃性にも優れている材料であるため、 高温構造材料 として各種高温高強度部品への応用が試みられてきた。
最近では、 S i 3 N 4を主成分とするセラミックが本来備えている高強度 特性を利用して、 複合基板用のセラミック基板としての用途が検討されて いる。 例えば特許公報第 2 6 98 7 0号ゃ特開平 9一 1 5 7 054号公報 には、 S i 3Ν4基板に金属回路板を接合した複合回路基板であって、 その S i 3 Ν4基板の厚みを 1 mmよりも薄くすることによって不十分な熱伝 導性を補い、 回路全体の放熱性を高めようとする試みが開示されている。
しかし、 A 1 Nよりも強度の高い S i 3N4であっても、 基板の厚みが小 さい場合には、 やはり A 1 N基板と同様に装着時及び実装時の機械的衝撃 や、 熱サイクルによる熱的衝撃によって亀裂が生じやすく、 実用化は難し いと考えられる。 例えば、 セラミック複合基板を装置に組立てる工程で、 装置の主要部に複合基板をねじ止め等により固定する必要があるが、 機械 的強度に優れた S i 3N4基板であっても、 基板が薄いとネジの押圧力ゃハ ンドリング時の衝撃により亀裂の発生が避けられないからである。 このよ うな亀裂が生じると、 亀裂部分で絶縁不良となり、 絶縁破壊によって複合 基板が使用不可能になる。
本発明は、 このような従来の事情に鑑み、 機械的衝撃や熱的衝撃によつ てもセラミック基板に亀裂が発生することがなく、 しかも放熱特性並びに 耐熱サイクル特性に優れたセラミック複合基板を提供することを目的とす るものである。 発明の開示
上記目的を達成するため、 本発明者らは、 高熱伝導率で且つ高強度の S i 3N4基板材料を研究開発すると共に、 その S i 3N4基板の厚さと金属板 の厚さを所定比率に設定して複合基板としたとき、 組立工程での締め付け 割れ等をなくし、 耐熱サイクル特性を大幅に改善できること、 特に S i 3 N4基板の熱伝導率を高めることにより複合基板の放熱性を大幅に改善で きることを見い出し、 本発明をなしたものである。
即ち、本発明が提供するセラミック複合基板は、 熱伝導率が 90 W/m- K以上、 3点曲げ強度が 7 0 OMP a以上である窒化ケィ素セラミック基 板と、 その片方の主面上に接合された金属層とを備え、 窒化ゲイ素セラミ ック基板の厚さを t c、 金属層の厚さを t mとしたとき、 （：と 1： 11が関 係式 2 t m≤ t c≤ 2 0 t mを満たすことを特徴とする。
また、 本発明が提供する他の窒化ケィ素複合基板は、 熱伝導率が 90W Zm'K以上、 3点曲げ強度が 7 0 0 MP a以上である窒化ケィ素セラミッ ク基板と、 その両方の主面上に接合された金属層とを備え、 窒化ケィ素セ ラミック基板の厚さを t c、 両主面上の金属層の合計厚さを t t mとする とき、 t cと t t mが関係式 t t m≤ t c≤ 1 0 t t mを満たすことを特 徵とする。
上記の本発明の窒化ゲイ素複合基板では、 金属板接合前の窒化ケィ素セ ラミック基板が、 半導体素子を搭載する側の主面が凹状となる反りを有す ることが好ましく、その具体的な反り量は基板長さ 2 5.4 mm ( 1ィンチ） 当たり 1 0〜 3 00 mの範囲内が好ましい。
本発明の窒化ケィ素複合基板に用いる窒化ゲイ素セラミック基板は、 希 土類元素を酸化物に換算して 0.6〜 1 0重量％と、 Mg、 T i、 T a、 L i及び C aから選ばれた少なくとも 1種の元素を酸化物に換算して 0.5 〜 1.0重量％含有し、 不純物としての酸素を 2重量％以下、 及び A 1 を酸 化物に換算して 0.2重量％以下含むことを特徴とする。
まず、 本発明のセラミック複合基板に用いられる S i 3 N4基板について 以下説明する。 複合基板に用いるセラミック基板は、 高熱伝導性と高強度 特性を兼ね備えた緻密な焼結体である必要がある。 従来の S i 3N4焼結体 の熱伝導率が低いのは、 焼結体の S i 3N4粒内に不純物が固溶し、 熱伝導 のキャリア一であるフオノンが散乱されるためである。 S i 3N4は難焼結 性のセラミックであるため、 低温で液相を生成させる焼結助剤の添加が必 須であるが、 この焼結助剤が粒内に固溶して熱伝導率を低下させることが 知られている。
そこで、 本発明においては、 焼結助剤の種類を選択し、 その添加量を所 定の範囲に定めることによって、 本来の優れた機械的強度に加えて、 S 1 3 N4焼結体の熱伝導率を改善向上させ、 これをセラミック基板として使用 する。 即ち、 本発明では、 S i 3N4の焼結助剤として、 希土類酸化物と、 Mg、 T i、 T a、 L i、 C aの少なくとも 1種の酸化物を併用する。 希土類酸化物は S i 3N_<粒内に殆ど固溶しないため、 焼結体の高熱伝導 化に有効である。 希土類酸化物の中でも、 Y、 Yb、 Smの酸化物を用い るのが望ましい。 これらの酸化物を用いた場合、 粒界相が容易に結晶化す るためである。 粒界相が結晶化した場合、 高温強度が高くなると同時に、 粒界相でのフオノンの散乱が低減されるため、 高強度化と高熱伝導化の同 時達成に有効である。 また、 これら希土類酸化物の添加量は、 0.6〜 1 0 重量％の範囲が好ましい。 0.6重量％より少ない場合には、 液相が十分に 生成されず、 焼結過程で緻密化が進まないために、 焼結後の気孔率が高く なり、 熱伝導率が低下すると同時に、 機械的強度も低くなる。 逆に 1 0重 量％より多い場合には、 焼結体中の粒界相の占める割合が大きくなり、 熱 伝導率が低下する。
他の焼結助剤である Mg、 T i、 T a、 L i、 C aの酸化物は、 1 6 0 0で以下の温度で S i 3N4粒子表面の S i〇2と反応して液相を生成させ、 焼結過程で緻密化を促進させるために有効である。 これらの酸化物は、 合 計で 0.5〜 1重量％の少量の添加によって、希土類酸化物を単独で添加し た場合に比較して、 焼結性を大幅に改善し、 しかも熱伝導率の低下には殆 ど影響しない。 しかし、 これら Mg、 T i、 T a、 C aの酸化物の合計添 加量が 1重量％を越えると、 これらの元素が S i 3N4粒内に固溶し、 熱伝 導率が大幅に低減する恐れがある。 また、 Mg、 T i、 T a、 L i、 C a が粒界相成分に含まれる場合、 粒界相で非結晶性のガラス成分を形成する ため、 やはり熱伝導率が低下し、 また高温での強度が低下する。
更に、 原料粉末の純度を高めることにより、 得られる S i 3 N 4焼結体の 熱伝導率を向上させることができる。 酸素と A 1は容易に S i 3 N 4粒内に 固溶し熱伝導率を低下させることが広く知られている。 従って、 本発明の S i 3N4基板では、 その焼結体原料粉末中、 .特に S i 3N4粉末中の不純物 として、 酸素量を 2重量％以下、 及び A 1 を 0.2重量％以下とすることに より、 S i 3 N4焼結体の熱伝導率を一層向上させることができる。
このようにして製造した S i 3N4焼結体は、 室温での熱伝導率が 90W /m'K以上で、且つ 3点曲げ強度が 7 00 MP a以上の優れた特性を有し ている。 このように、 従来の高熱伝導率の S i 3N4基板よりも更に熱伝導 率を高め、 同時に機械的強度も高めることにより、 セラミック複合基板全 体の熱抵抗を低減させながら、 セラミック基板の厚さを大きくして、 熱衝 撃や機械的衝撃に耐え得る厚さとすることができるのである。
つまり、 本発明の窒化ゲイ素複合基板では、 熱伝導率が 9 OWZm'K以 上及び 3点曲げ強度が 7 00 MP a以上である S i 3N4基板を用い、 その 片方の主面上に金属層を接合する場合に、 S i 3N4基板の厚さを t c、 金 属層の厚さを t mとしたときに、 この t cと t mが 2 t m≤ t c≤ 20 t mの関係式 1を満たすようにセラミック基板の厚さを設定する。
セラミック複合基板の耐熱サイクル特性を向上させるためには、 セラミ ック基板の両方の主面に金属層を接合することが有効であるが、 その場合 には、 両方の主面に接合した金属層の厚さの合計を t t mとしたとき、 前 記 t cと t t mとが t t m≤ t c≤ 1 0 t t mの関係式 2を満たすように セラミック基板の厚さを設定する。 尚、 このとき、 同時に上記関係式 1を 満たすことが好ましい。 また、 両方の主面に接合する金属層の厚さは同一 でも又は異なっていてもよい。
上記 t cと t m又は t t mの関係において、 金属層が S i 3N4基板の主 面の片方にある場合に S i 3N 4基板の厚さ t cが t cぐ 2 t mであるか、 主面の両方にある場合に t c < t t mであると、 上記のような高強度の S i 3N4基板を用いても、 実装時の機械的衝撃によりに割れたり、 熱サイク ルによって亀裂が発生しやすくなる。 また、 金属層が主面の片方にある場 合に t c > 2 0 t mとするか、 主面の両方にある場合に t c〉 t t mとす ると、 複合基板全体の熱抵抗が大きくなるので好ましくない。
具体的な S i 3N4基板の厚さとしては、 機械的衝撃による亀裂や破損の 発生を防ぐために、 1 mm以上とすること力 子ましい。 しかし、 S i 3N4 基板が厚すぎると、 全体としての放熱特性や熱サイクル特性が低下するの で、 ほぼ 6mm以下とすることが望ましい。
本発明の S i 3N4基板は、 金属層を接合する前の初期段階で、 半導体素 子を搭載する側の主面が凹状となる反りを有することが好ましい。 また、 この反りの量は、 S i 3 N4基板の主面の長さ 2 5.4mm ( 1ィンチ） あた り 1 0〜 3 00 mの範囲内であることが好ましい。
このような反りを有する S i 3N4基板の凹状の主面に金属板を接合し、 その上に発熱源であるトランジスタチップなどの素子を搭載した場合には， 素子の発熱量が増大して回路全体の温度が上昇したとき、 その熱により S i 3N4基板には素子搭載側の主面に引っ張り応力が、 反対側の主面には圧 縮応力が作用する。 その結果、 初期には素子搭載側に凹状に反っていた S i 3N4基板が、 装置主要部に対し平行になる方向に変形し、 装置と基板の 密着性が向上するので、 装置全体の熱抵抗をより一層低減させることがで さる。 図面の簡単な説明 第 1図は、 反り量の測定方法を示す図である, 発明を実施するための最良の形態 実施例 1
酸素含有量 1重量％、 平均粒径 0.9 mの S i 3N4粉末に、 S i 3N4 粉末の 8重量％の丫2〇3粉末 （平均粒径 l .O m) と、 0.5重量％の^ g〇粉末 （平均粒径 1.0 /m) を加え、 アルコール溶媒中ボールミルで混 合した。 その後、 原料粉末の混合体を乾燥し、 バインダー成分を添加混練 し、 乾式金型プレスによりシート状の成形体を複数作製した。 この成形体 を窒素雰囲気中で脱脂処理した後、 窒素雰囲気中 1 8 00 で 4時間焼成 して、 S i 3N4焼結体を得た。 尚、 焼結体中の不純物 A 1量を I CP発光 分析法により定量した結果、 約 0.1重量％であった。 この不純物 A 1は原 料に由来するものと考えられる。
次に、 得られた各 S i 3N 4焼結体の一部より、 直径 1 0 mm、 厚さ 3 m mの熱伝導測定用サンプルを加工し、 レーザーフラッシュ法により熱拡散 率を測定し、 計算式1：=ひ X C X p ( α ：熱拡散率、 C ：比熱、 ρ ： 密度） により熱伝導率を算出した。 また、 各 S i 3Ν4焼結体の一部から、 研削加 ェにより 4 X 3 X 40 mmの抗折試験片を作製し、 スパン 30 mmで J I S規格 （R— 1 6 0 1 ) の 3点曲げ試験に供した。 その結果、 この S i 3 N4焼結体の熱伝導率は 1 1 0 W/m'K、 及び 3点曲げ強度は 9 50 M P 3でめった。
得られた S i 3N4焼結体を、 研削 ·研磨加工により縦横 32 X 7 5 mm で、 厚さを下記表 1に示すように変化させて加工し、 それぞれ S i 3N4基 板とした。 各基板の長さ 2 5.4 mm ( 1インチ） あたりの反り量を測定し, その結果を表 1に示した。 なお反り量は、 以下のようにして確認した。 第 1図に示すように定盤上に基板である試片をおいて、 その上面の対角線方 向にダイヤルゲージを走査して定盤からの最大距離と最小距離との差 （図
1の a) を測定し、 その値を走査した全長 （インチ単位） で割った値をそ の基板の反り量とした。 また、 試料 1〜 6では凹側の主面に、 及び試料 7 〜 1 0では両側の主面に、 それぞれ表 1に示す厚さ t m又は合計厚さ t t mの無酸素銅板を活性金属を含む口一材を用いて接合し、 セラミック複合 基板を得た。 なお、 ロー材は、 活性金属である T iを 1. 7 5重量％含み， 八8が6 3重量％, (： ^が3 5. 2 5重量％のものを用いた。
S i 3N4基板と銅板の接合後、 超音波探傷法により基板と銅板の間に空 隙がないことを確認した後、 各複合基板をヒートサイクル試験に供した。 ヒートサイクル試験は、 複合基板を一 40 で 2 0分間冷却し、 室温で 2 0分間保持し、 1 2 5でで 2 0分間加熱し、 更に室温で 20分間保持する 操作を 1サイクルとして行い、 蛍光探傷法により亀裂発生の有無と亀裂発 生までのヒートサイクル数を確認した。 また、 各複合基板の熱抵抗を測定 し、 回路全体の放熱特性を調べた。 熱抵抗の,測定は、 複合基板の凹側の主 面に接合した銅板上に 1 0 X 1 0mmの S i トランジスタチップを発熱源 として装着して評価した。 これらの結果を下記表 1に併せて示した。 基板厚さ 銅板厚さ tc/tm 反り量 亀裂発生時 ― 熱抵抗 試料 tc imm) tm> ttm(mm tc/ttm) m/in) 亀裂数 ヒ-トサイクル数 C/Wl
1 2 0.3 6.7 100 0 〉3000 0.6
2 1 0.3 3.3 200 0 > 3000 0.3
3 0.6 0.3 2.0 250 0 〉3000 0.25
4 5 0.3 16.7 15 0 〉3000 1.2
5 * 6.3 0.3 21.0 9 0 〉3000 2.0
6 * 0.5 0.3 1.67 310 0 1500 0.3
7 2 0.3 + 0.3 3.3 95 0 〉3000 0.4
8 5 0.3 + 0.3 8.3 10 0 〉3000 0.8
9 2 0.1 + 0.3 5.0 90 0 〉3000 0.5
10 * 2 1.5 + 0.3 1.1 90 0 >3000 0.3
(注） 表中の *を付した試料は比較例である。 また、 試料 7 1 0の銅板 の合計厚さ t t mは各主面ごとの厚さの和で示した。 この結果から分かるように、熱伝導率が 1 1 0 WZm ' K及び 3点曲げ強 度が 9 5 0 M P aの S i 3 N 4基板を用い、 基板の厚さ t cと金属層の厚さ t m又は合計厚さ t t mを 2≤ t c / t m≤ 2 0又は 1≤ t c Z t t m≤ 1 0となるように調整した本発明の各試料では、 ヒートサイクル試験にお いてサイクル数 3 0 0 0回に達した時点でも S i 3 N 4基板に亀裂の発生 がなく、 同時に複合基板全体の熱抵抗の値も小さくなり、 優れた放熱特性 を示すことが実証された。
—方、 t c t m> 2 0又は t c t t m〉 1 0とした比較例の試料 5 の複合基板では、 S i 3 N 4基板の厚さが大き過ぎるため、 回路全体の放熱 特性が劣り、複合基板全体の熱抵抗が 2 . 0で Wと非常に大きくなった。 また、 t c t mぐ 2又は t cノ t t mぐ 1 となる比較例の試料 6では、 S i 3 N 4基板を薄くしたことにより耐熱サイクル特性が低下し、 ヒートサ ィクル試験ではサイクル数が少ないうちに基板に亀裂が生じた。 尚、 S i 3 N4基板の厚さが 1 mm未満の試料 3と 6では、 組立工程での機械的衝撃 により基板に亀裂や破損などが発生しやすかつた。 実施例 2
S i 3N4粉末に添加する焼結助剤の種類と添加量を下記表 2に示すよ うに変化させた以外は、 実施例 1と同様にして S i 3N4基板を作製し、 そ の熱伝導率及び 3点曲げ強度を同様に評価した。 これらの結果を表 2に併 せて示した。 また、 参考のため、 実施例 1の S i 3N4基板 （試料 1) につ いても表 2に併せて示した。 尚、 各 S i 3N4基板中の不純物量は、 実施例 1の各試料と同じく、 酸素量が 1重量％、 及び A 1量が 0.1重量％であつ た。
表 2
伝導率 3点曲げ強度 試 料 焼結助剤の種類と添加量 (wt%) (W/m-K) (MPa)
1 Y2O3(8) + MgO(0.5) 110 950
11 Sm2O3(8) + MgO(0.5) 110 900
12 Yb2O3(8) + MgO(0.5) 140 900
13 Y2 O a (4) + Yb 2 O 3 (4) + MgO(0.5) 138 900
14 Y203 (4) + Sm20 a (4) + MgO(0.5) 100 1000
15 Yb 20 a (4) + Sm2 O a (4) + MgO(0.5) 105 950
16 Y2O3(8) + TiO2(0.5) 110 900
17 Y2O3(8) + Ta2O3(0.5) 115 1000
18 Y2O3(8) + Li2O(0.5) 90 900
19 Y2O3(8) + CaO(0.5) 95 880
20 Y203 (4) + Sm 203 (4) + MgO(0.3) + Ta2 O 3 (0.2) 100 1000 21* Y2O3(0.4) + MgO(l) 80 680 22* Y2O3(15) + MgO(0.5) 75 850 23* Sm2O3(0.4) + TiO2(5) 70 500 24* Sm203(15) 75 830 25* Yb2O3(0.4) + CaO(1.0) 65 600 26* Yb203(15) 65 800
(注） 表中の *を付した試料は比較例である。 この結果から分かるように、 焼結助剤として添加する希土類酸化物は、
Y2〇3以外に Yb 203又は Sm203を用いても、 熱伝導率が 1 0 0 WZ m'K以上及び 3点曲げ強度が 90 0 MP a以上の優れた特性を有する S i 3 N 4基板が得られ、 特に Y b 203を用いた試料 1 2では 1 40 W/m- Kと極めて高熱伝導特性の基板が得られた。 また、 試料 1 6〜2 0では、 希土類酸化物以外の焼結助剤として、 MgO以外にT i、 T a、 L i、 C aの各酸化物を 1重量％以下添加した。 これらの酸化物を用いても、 Mg 0の場合と同様に、 1 8 00で以下の低温での焼結により緻密な S i 3N4 焼結体を得ることができた。
一方、 比較例である試料 2 1〜 2 6において、 希土類酸化物の添加量が 0.4重量％と少ない試料では、 S i 3N4粒子の緻密化の過程で生成される 液相の量が少なく、 1 9 50でという高温で焼結したにもかかわらず、 緻 密な焼結体を得ることが出来なかった。 その結果、 得られた S i 3N4焼結 体の熱伝導率は低く、 また 3点曲げ強度の値も低かった。 逆に希土類酸化 物の添加量が 1 5重量％と過大な場合には、 焼結体全体に対する粒界相の 占める体積割合が増えるため、 熱伝導率が低下した。
次に、 上記各 S i 3N4焼結体について、 実施例 1と同様に厚さ 2mmの S i 3 N 4基板に加工し、基板長さ 2 5.4 mmあたりの反り量を測定すると 共に、その凹側の主面に厚さ 0.3 mmの無酸素銅板を活性金属を含む口一 材を用いて接合した。 得られた各セラミック複合基板について、 実施例 1 と同様に、 ヒートサイクル試験により亀裂発生の有無と亀裂発生までのヒ 一トサイクル数を確認し、 また熱抵抗を測定して回路全体の放熱特性を調 ベた。 これらの結果を下記表 3に併せて示した。 表 3
tc/tm 反り量 亀裂発生時 熱抵抗 試 料 （tc/ttm_) i m/in) 亀裂数 ヒ-トサイクル数 CC/W)
11 6.7 90 0 〉3000 0.6
12 6.7 90 0 〉3000 0.48
13 6.7 100 0 〉3000 0.5
14 6.7 85 0 〉3000 0.7
15 6.7 100 0 〉3000 0.7
16 6.7 100 0 >3000 0.6
17 6.7 110 0 >3000 0.6
18 6.7 95 0 〉3000 0.7
19 6.7 80 0 〉3000 0.7
20 6.7 70 0 〉3000 0.8
21* 6.7 100 5 500 1.2
22* 6.7 90 0 〉3000 1.5
23* 6.7 120 4 450 1.5
24* 6.7 110 0 〉3000 1.7
25* 6.7 100 6 380 1.2
26* 6.7 95 0 〉3000 1.3
(注） 表中の *を付した試料は比較例である。 このように、 熱伝導率と機械的強度に優れた S i 3N4基板を用い、 基板 と銅板の厚さが所定の比率にある本発明の各試料 1 1〜 20においては、 耐熱サイクル特性及び放熱特性に優れたセラミック複合基板が得られた。 しかし、 比較例の試料 2 1〜2 6では、 S i 3N4基板の熱伝導率が低いた め、 複合基板の熱抵抗が高くなり、 特に強度.が劣る S i 3N4基板を用いた 試料 2 1、 2 3、 2 5ではヒートサイクル試験での熱衝撃により、 基板に 亀裂が発生しやすいことが分かる。 実施例 3 下記表 4に示すように、 試料 27〜32では原料粉末中の酸素量又は A 1量を変えて S i 3 N_«焼結体を製造した以外は、 実施例 1と同様に S i 3 N4基板を作製し、 その熱伝導率及び 3点曲げ強度を同様に評価した。 こ れらの結果を表 4に併せて示した。 また、 参考のために、 実施例 1の S i 3N4基板 （試料 1) についても併せて示した。 表 4 試料 焼結助剤 (wt%) 酸素 (wt%)AK rt%) (W/m · K) (MPa)
1 Y2O3(8) + MgO(0.5) 1 0.1 110 950
27 Y2O3(8) + MgO(0.5) 2 0.1 95 1100
28 Y2O3(8) + MgO(0.5) 0.5 0.1 120 930
29 Y2O3(8) + MgO(0.5) 1 0.2 90 1200
30 Y2O3(8) + MgO(0.5) 1 0.05 120 900
31* Y2O3(8) + MgO(0.5) 3 0.1 70 1200
32* Y2O3(8) + MgO(0.5) 1 0.5 50 1250
(注） 表中の *を付した試料は比較例である, 原料粉末中の酸素量又は A 1量が増加するに従って、 S i 3N4の焼結性 が向上するため、 得られる焼結体は緻密なものとなり機械的強度が向上す る。 しかしながら、 その一方で S i 3N4焼結体の熱伝導率は低下した。 こ れは、 酸素及び A 1が S i 3N4粒内に固溶することにより、 S i 3N4結晶 本来の結晶構造がより複雑になり、 フオノンが粒内で著しく散乱されるた めである。
次に、 上記表 4の試料 27〜32の各 S i.3 N4焼結体について、 実施例 1と同様に厚さ 2 mmの S i 3 N4基板に加工し、基板長さ 25.4 mmあた りの反り量を測定すると共に、その凹側の主面に厚さ 0.3 mmの無酸素銅 板を活性金属を含むロー材を用いて接合した。 得られた各セラミック複合 基板について、 実施例 1と同様に、 ヒートサイクル試験により亀裂発生の 有無と亀裂発生までのヒートサイクル数を確認し、 また熱抵抗を測定して 回路全体の放熱特性を調べた。 これらの結果を下記表 5に示した。
また、 上記表 4の試料 1の S i 3N4基板を用いて、 厚さ 2 mmの S i 3 N4基板に加工し、 試料 1— aとして、 その凹状の主面に厚さ 0.3 mmの アルミニウム板をアルミニウムを含むロー材（組成は、重量％で A g 6 3 , C u 3 3. 2 5 %, T i を 1. 7 5 %および A 1が 2 %) によって接合し た。 更に、 試料 1一 bとして、 同じく実施例 1の S i 3 N 4基板の両方の主 面に、それぞれ厚さ 0.3mmのアルミニウム板を上記と同様に接合した。 得られた各複合基板について、 上記と同様の方法により評価し、 その結果 を表 5に併せて示した。 表 5
tc/tm 反り量 亀裂発生時 熱抵抗 試 料 金属層 (tc/ttm) ( m/in) ヒ-トサイクル数 rc/w)
27 Cu 6.7 80 0 〉3000 0.7
28 Cu 6.7 100 0 〉3000 0.5
29 Cu 6.7 80 0 〉3000 0.65
30 Cu 6.7 90 0 >3000 0.45
31* Cu 6.7 110 0 〉3000 1,8
32* Cu 6.7 105 0 〉3000 1.9
1— a Al 6.7 100 0 〉3000 1.0
1一 b Al (両面) 3.3 100 0 〉3000 0.7
(注） 表中の *を付した試料は比較例である, 上記の結果から分かるように、 熱伝導率と機械的強度に優れた S i 3N4 基板を用い、 基板と銅板の厚さが所定の比率にある本発明の各試料 2 Ί〜 3 0及び試料 1一 a〜 1一 bにおいては、 耐熱サイクル特性及び放熱特性 に優れたセラミック複合基板が得られた。 しかし、 比較例の試料 3 1〜 3 2では、 S i 3N4基板の熱伝導率が低いため、 複合基板の熱抵抗が非常に 高くなつた。
また、 試料 1— a及び 1一 bの結果から分かるように、 S i 3N4基板に 接合する金属板として、 銅板以外にアルミニウム板を用いても、 良好な放 熱特性を有する複合基板が得られた。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 従来の S i 3N4焼結体よりも高熱伝導性を有し、 また 同時に機械的強度を併せ持つ S i 3N4基板を使用し、 且つ S i 3N4基板の 厚さと基板に接合する金属層の厚さを特定範囲に調整することによって、 実装時あるいは装着時の機械的負荷に耐え、 また耐熱サイクル特性及び放 熱特性に優れたセラミック複合基板を提供することができる。

Claims

請求の範囲
1. 熱伝導率が 9 0 W/m'K以上、 3点曲げ強度が 7 00 MP a以上であ る窒化ケィ素セラミック基板と、 その片方の主面上に接合された金属 層とを備え、 窒化ケィ素セラミック基板の厚さを t c、 金属層の厚さ を t mとしたとき、 (： と mが関係式 2 t m≤ t c≤ 2 0 t mを満 たすことを特徴とする窒化ケィ素複合基板。
2. 熱伝導率が 9 OWZm'K以上、 3点曲げ強度が 7 00 MP a以上であ る窒化ゲイ素セラミック基板と、 その両方の主面上に接合された金属 層とを備え、 窒化ケィ素セラミック基板の厚さを t c、 両主面上の金 属層の合計厚さを t t mとするとき、 t cと t t mが関係式 t t m≤ t c≤ 1 0 t t mを満たすことを特徴とする窒化ゲイ素複合基板。
3.金属板接合前の窒化ゲイ素セラミック基板が、 半導体素子を搭載する 側の主面が凹状となる反りを有することを特徴とする、 請求項 1又は 2に記載の窒化ケィ素複合基板。
4.前記反り量が基板長さ 2 5.4 mm当たり 1 0〜300 であること を特徴とする、 請求項 3に記載の窒化ゲイ素複合基板。
5.前記窒化ゲイ素セラミック基板は、 希土類元素を酸化物に換算して 0.
6〜 1 0重量％と、 Mg、 T i、 T a、 L i及び C aから選ばれた少 なくとも 1種の元素を酸化物に換算して 0.5〜 1.0重量％含有し、 不 純物としての酸素を 2重量％以下、 及び A 1 を酸化物に換算して 0.2 重量％以下含むことを特徴とする、 請求項 1〜 4のいずれかに記載の 窒化ケィ素複合基板。
6.前記希土類元素が Y、 Sm及び Y bから選ばれた少なくとも 1種であ ることを特徴とする、 請求項 5に記載の窒化ゲイ素複合基板。 前記金属層が銅を主成分とする金属からなることを特徴とする、 請求 項 1〜 6のいずれかに記載の窒化ケィ素複合基板。 前記金属層がアルミニウムを主成分とする金属からなることを特徴と する、 請求項 1〜 6のいずれかに記載の窒化ケィ素複合基板。
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