WO2006118003A1 - 窒化珪素基板、その製造方法、それを用いた窒化珪素配線基板及び半導体モジュール - Google Patents

窒化珪素基板、その製造方法、それを用いた窒化珪素配線基板及び半導体モジュール Download PDF

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Youichirou Kaga
Hiromi Kikuchi
Hisayuki Imamura
Junichi Watanabe
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Hitachi Metals, Ltd.
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    • H05K3/0061—Laminating printed circuit boards onto other substrates, e.g. metallic substrates onto a metallic substrate, e.g. a heat sink

Definitions

  • Silicon nitride substrate method of manufacturing the same, silicon nitride wiring substrate using the same, and humiliating body module
  • the present invention relates to a silicon nitride (Si N) substrate and a high strength, high electrical insulation and high thermal conductivity.
  • the present invention also relates to a silicon nitride wiring substrate and a semiconductor module using the silicon nitride substrate.
  • a conductive metal plate to be a circuit is bonded to one surface (upper surface) of an insulating ceramic substrate made of aluminum nitride or silicon nitride, and the other surface (lower surface) is bonded. Ceramic wiring boards joined with metal plates for heat dissipation are widely used.
  • a copper plate or an aluminum plate is used as this metal plate.
  • a semiconductor element or the like is mounted on the upper surface of the conductive metal plate serving as a circuit.
  • the ceramic substrate and the metal plate are joined by an active metal method using a brazing material or a so-called copper direct joining method in which a copper plate is directly joined.
  • the aluminum nitride substrate has high thermal conductivity as a ceramic substrate, but is difficult to apply because of its low mechanical strength and low reliability in terms of strength. So In contrast, silicon nitride substrates are attracting attention because they have high thermal conductivity and excellent mechanical strength, fracture toughness, and thermal fatigue resistance, and various proposals have been made as shown below. .
  • a group power consisting of yttrium (Y) and a rare earth element of the lanthanoid genus is selected. 1 Omol%, Lithium (Li), Magnesium (Mg), Calcium (Ca), Titanium (Ti), Zirconium (Zr) or Hafnium (Hf)
  • a silicon nitride composition containing 0 to 4 mol% each of which aluminum (A1) content is lOOOppm or less and the ratio of j8 type silicon nitride in silicon nitride is 30% or more is added with nitrogen of IMPa or less.
  • Some are manufactured by firing at a temperature of 1700 to 2000 ° C. in a pressurized atmosphere (see, for example, Patent Document 1).
  • this technique is referred to as a first conventional example.
  • a mixed powder obtained by adding a sintering aid and ⁇ -type silicon nitride as a seed crystal to a silicon nitride raw material powder is dispersed in a dispersion medium to prepare a slurry.
  • a silicon nitride molded body in which ⁇ -type silicon nitride obtained by molding this is oriented in-plane is degreased and then densified, and further 1 to: 1700 to 2000 in a nitrogen atmosphere at LOO pressure
  • This silicon nitride substrate has a structure in which silicon nitride crystals are oriented in one direction and has a thermal conductivity of 100 to 150 WZm ⁇ K with respect to the orientation direction of the crystals (see, for example, Patent Document 2). ) Below 0 , this technology is called the second conventional example.
  • the conventional silicon nitride substrate has a total content of oxygen (O), aluminum (A1), calcium (Ca), and iron (Fe) of lOOOppm or less and a minor axis diameter of 2
  • silicon nitride particles containing silicon nitride particles of m or more and having a minor axis diameter of 2 m or more are oriented in the in-plane direction or thickness direction (for example, see Patent Document 3).
  • this technology is called the third conventional example.
  • Patent Document 1 JP 2002-29849 A (Claims 3, [0019] to [0031])
  • Patent Document 2 JP-A-9 165265 (Claim 1, [0009] to [0013])
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2001-19555 (Claim 1, [0011], [0016] to [0023]) Disclosure of the Invention
  • the silicon nitride substrate having the silicon nitride substrate strength according to the first conventional example described above is not considered at all for the orientation of ⁇ -type silicon nitride, so that the thermal conductivity and fracture toughness are improved. There are limits to doing this.
  • the thermal conductivity and fracture toughness can be improved by orienting the silicon nitride as in the second and third conventional examples described above. This is because, in the orientation direction, high thermal conductivity is manifested by a decrease in crystal grain boundaries that become resistance in thermal conduction.
  • Fracture toughness is a force that makes it easy for crack orientation to occur due to the orientation of j8-type silicon nitride, and suppresses the development of cracks in the direction perpendicular to the orientation direction.
  • the degree of orientation in the in-plane direction of silicon nitride substrate 1 (hereinafter referred to as “in-plane orientation degree”) fa. If it is too high (in the example of FIG. 7, the in-plane orientation degree fa: about 1), the thermal conductivity in the in-plane direction increases, and the thermal conductivity in the thickness direction decreases. As a result, the low heat resistance of the semiconductor module configured by mounting the semiconductor element on the silicon nitride wiring board formed by bonding the metal circuit board on one surface of the silicon nitride substrate having the silicon nitride substrate power and the metal heat sink on the other surface. I can't achieve resistance. The significance of the in-plane orientation degree fa will be described later.
  • the degree of orientation in the thickness direction of the silicon nitride substrate 2 is too high (in the example of FIG. 8, the in-plane orientation degree fa; about 1).
  • the thermal conductivity in the thickness direction increases, but the thermal conductivity in the in-plane direction decreases.
  • the fracture toughness in the thickness direction is low, the process of cooling the bonding temperature (about 800 ° C) of a metal circuit board made of copper (Cu) when the silicon nitride wiring board is manufactured, or a semiconductor In the heating / cooling cycle when the module is operated, a thermal stress is generated due to the difference in thermal expansion coefficient between copper and silicon nitride, and the metal circuit board 32 bonded to the silicon nitride substrate 31 as shown in FIG. Also, the cracks that enter the silicon nitride substrate 31 tend to progress. For this reason, the reliability of the silicon nitride wiring board 34 is low as soon as the metal circuit board 32 is peeled off. After all, in the conventional silicon nitride substrate, there is no mention of a problem relating to the in-plane orientation degree fa, the thermal conductivity and the fracture toughness, and no means for solving these problems.
  • a silicon circuit board 32 is formed by bonding a metal circuit board 32 to the upper surface of the silicon nitride substrate 31 and a metal heat sink 33 to the lower surface, and a semiconductor is formed on the upper surface of the metal circuit board 32.
  • the semiconductor module 3 is configured by mounting the body element 35.
  • the present invention has been made in view of the above-described circumstances, and a silicon nitride substrate capable of solving the above-described problems, a manufacturing method thereof, a silicon nitride wiring substrate using the same, and a semiconductor module The purpose is to provide.
  • a silicon nitride substrate according to the invention of claim 1 contains ⁇ -type silicon nitride and at least one kind of rare earth element (RE), and the ⁇ -type silicon nitride
  • the in-plane orientation degree fa indicating the orientation ratio in the plane perpendicular to the thickness direction to be determined is 0.4 to 0.8.
  • the invention according to claim 2 relates to the silicon nitride substrate according to claim 1, characterized in that the in-plane orientation degree fa is represented by the formula (1).
  • ⁇ ⁇ is represented by the formula (2), and the (110) plane, the (200) plane, the (210) plane, the (310) plane, and the (320) of the j8 type silicon nitride in the silicon nitride substrate.
  • the invention according to claim 3 relates to the silicon nitride substrate according to claim 1 or 2, wherein the fracture toughness in the thickness direction is larger than the fracture toughness in the in-plane direction, and the thickness direction
  • the fracture toughness is 6.0 MPa 1/2 or more
  • the fracture toughness in the in-plane direction is 3.0 MPa Am 1/2 or more
  • the thermal conductivity in the thickness direction is 90 WZm'K or more.
  • the invention according to claim 4 relates to a sintering aid component containing a rare earth element desirable for use in the silicon nitride substrate according to any one of claims 1 to 3. That is, the at least one type of RE includes lutetium (Lu) and lutetium (Lu) containing yttrium (Y). RE power is also at least one selected RE, magnesium (Mg) is 0.03 to 8. Omol% in terms of magnesium oxide, and Lu is 0.14 in terms of lutetium oxide: L 30 mol%, The invention according to claim 5 is characterized in that it contains 0.12 to 1.30 mol% of each of REs selected from the RE package other than Lu containing Y in terms of oxides.
  • the sintering aid component contains a rare earth element desired for use in the silicon nitride substrate according to claim 4. It is gadolinium (Gd) and is characterized by containing 0.12 to 1.30 mol% in terms of acid-gadolinium conversion.
  • the present invention also relates to a desirable manufacturing method for obtaining the above silicon nitride substrate.
  • the method for producing a silicon nitride substrate according to the invention described in claim 6 is based on 99 to 50% by mass of ⁇ -type silicon nitride raw material powder having an oxygen content of 2.0% by mass or less. %, Oxygen content is 0.5 mass% or less, average particle diameter is 0.2 or more: LO / zm 1 to 50 mass% of silicon nitride powder having an aspect ratio of 10 or less is added.
  • a silicon nitride wiring board according to the invention of claim 7 is a silicon nitride substrate according to any one of claims 1 to 5, a metal circuit board bonded to one surface of the silicon nitride substrate, It is characterized by comprising a metal heat radiating plate joined to the other surface of the silicon nitride substrate.
  • a semiconductor module according to an eighth aspect of the invention is characterized by comprising the silicon nitride wiring board according to the seventh aspect and a semiconductor element mounted on the silicon nitride wiring board.
  • a silicon nitride substrate having high thermal conductivity in the thickness direction and high toughness in the thickness direction can be obtained. Therefore, a highly reliable silicon nitride wiring board with low thermal resistance is proposed. Can be provided. As a result, it is possible to achieve a low thermal resistance and high reliability of the semiconductor module.
  • the in-plane orientation degree fa which is the ratio of orientation in the film, is 0.4 to 0.8.
  • the in-plane orientation degree fa is expressed by the equation (1) given by FK Lotgerling based on the X-ray diffraction line generated by irradiating the upper surface of the silicon nitride substrate with X-rays (FK Lotgerling: J.
  • P is represented by the formula (2), and the (110) plane, (200) plane, (210) plane of the j8 type silicon nitride particles 4 shown in FIG. This means the ratio of the X-ray diffraction line intensity of each of the (310) plane and (320) plane, and P is represented by the formula (3)
  • the silicon nitride substrate is composed of coarse columnar particles and fine particles of ⁇ -type silicon nitride as main components.
  • the in-plane orientation degree fa is determined by the orientation of the coarse columnar particles. When the in-plane orientation degree fa is 0, coarse columnar particles are randomly arranged, but the silicon nitride substrate according to the embodiment of the present invention (the in-plane orientation degree fa is 0.4 to 0.8). Thus, when the in-plane orientation degree fa is greater than 0, it indicates that the tilt of the major axis with respect to the thickness direction of the silicon nitride substrate contains more columnar particles than 45 °. The closer the fa value is to 1, the closer the major axis of the columnar particles is to 90 ° with respect to the thickness direction of the silicon nitride substrate.
  • the in-plane orientation degree fa is 1, as described above, the metal bonded to the silicon nitride substrate The peripheral force of the circuit board Cracks entering the silicon nitride substrate are unlikely to develop (high fracture toughness in the thickness direction of the silicon nitride substrate), but the heat generated by the semiconductor element force is also applied to the silicon nitride substrate. It is difficult to be transmitted to the metal heat sink afterwards (the thermal conductivity in the thickness direction of the silicon nitride substrate is low).
  • the in-plane orientation degree fa is ⁇ 1, as described above, the heat generated from the semiconductor element is easily transferred from the metal circuit board to the metal heat sink through the silicon nitride substrate!
  • the thermal conductivity in the thickness direction of the silicon nitride substrate is high
  • the fracture toughness in the thickness direction is high).
  • the in-plane orientation degree fa is set to 0.4 to 0.8
  • cracks due to columnar particles occur in the thickness direction of the silicon nitride substrate, and the fracture toughness in the thickness direction immediately increases. It becomes larger than the fracture toughness in the in-plane direction.
  • the heat conductivity in the thickness direction can be kept high. Therefore, the fracture toughness in the thickness direction above 6.0MPam 1/2 and the thermal conductivity in the thickness direction above 90WZm'K can be achieved at the same time.
  • the fracture toughness in the thickness direction In order to suppress the progress of this crack, the fracture toughness in the thickness direction must be 6.0 MPa 1/2 or more, and if the fracture toughness in the in-plane direction is extremely low, the crack thickness Even if the progress in the vertical direction is suppressed, it progresses in the in-plane direction, so the fracture toughness in the in-plane direction needs to be 3.0 MPa 1/2 or more.
  • the thermal conductivity in the thickness direction it is desirable to use a silicon nitride substrate having a thickness of lOOWZm'K or more and a copper plate having a thickness of 0.5 mm or more for the metal circuit plate and the metal heat sink.
  • the thermal conductivity in the thickness direction it is desirable to set the in-plane orientation degree fa to 0.7 or less.
  • the in-plane orientation degree fa is 0.5 or more. From these points, it is more desirable that the in-plane orientation degree fa is 0.5 to 0.7.
  • the silicon nitride substrate according to the embodiment of the present invention is mainly composed of ⁇ -type silicon nitride, and selected from rare earth elements (RE) containing Mg, lutetium (Lu), and Y as a sintering aid. Contains at least one rare earth element.
  • RE rare earth elements
  • Mg is contained as a sintering aid
  • MgO, Y 2 O or Yb 2 O is often used as a sintering aid in the raw material powder.
  • the sintering aid added to the starting material has Mg as the main acid-magnesium (MgO) group, so that the subsequent sinterability is improved and MgO and lutetium oxide are added. (Lu O)
  • Lu contained in the sintered body is 0.14 to 30 mol% in terms of LuO.
  • the composition of the grain boundary phase will fluctuate and the thermal conductivity will decrease.
  • Lu is 1.30 mol% or more in terms of Lu O, the sinterability deteriorates and the strength is insufficient.
  • Lu is preferably 0.15-1. OOmol%, more preferably 0.2 in terms of LuO.
  • Mg contained in the silicon nitride substrate is 0.03-8. Omol% in terms of MgO. If Mg is less than 0.03 mol% in terms of MgO, the sintering aid is insufficient, and the sintered body density is low. If Mg is 8.Omol% or more in terms of MgO, there are many intergranular glass phases. Low remaining It becomes thermal conductivity. Mg, in terms of MgO, is preferably 0.04 to 5.00 mol%, and more preferably 0.05 to L: 5 mol%. The advantage of adding MgO together with rare earth oxides is that the liquidus temperature can be lowered and the sinterability can be improved.
  • the addition amount of MgO in the starting material is 1.70 to: L0 mol%, and the addition ratio with rare earth oxide (RE 2 O) ZMgO is 1 or less, preferably 0.3. ⁇ 0.5.
  • a glass phase composed of Mg—Si—O—N is formed around 1700 ° C. during the firing process, and the sintering of silicon nitride is promoted.
  • Mg in the grain boundary phase becomes MgO and volatilizes from the silicon nitride substrate.
  • Si also volatilizes as SiO.
  • Mg and Si in the grain boundary phase decrease.
  • liquid phase with a low melting point decreases, while the presence of Lu makes it easy to form a grain boundary phase with a high melting point.
  • the content is 0.03 to 8.0 mol%, and the content ratio (RE 2 O 3) ZMgO with the rare earth oxide is 0.3 to 9. It should be 5
  • Mg and Lu combined additives are useful. Furthermore, an element that has a low solid solubility with respect to silicon nitride particles and that can maintain a high thermal conductivity is yttrium (Y ) Or lanthanoid rare earth element (RE) power is also desired to be selected and added.
  • Y yttrium
  • RE lanthanoid rare earth element
  • Y, La, Ce, Nd, Sm, Gd, Dy, Er, and Yb are preferred because they can be fired without excessively high temperature and pressure.
  • Gd is preferred because the nanoparticles are not readily dissolved.
  • the rare earth element is Gd
  • the content of Gd in the silicon nitride substrate is 0.12-1.30 mol in terms of gadolinium oxide (Gd 2 O 3).
  • the content of Gd is Gd O In terms of conversion, it is preferably 0.2 to 1.2 mol%, and more preferably 0.2 to 1. Omol%.
  • the ⁇ -type silicon nitride raw material powder with an oxygen content of 2.0% by mass or less was used because, generally, the higher the amount of oxygen in the raw material powder, the higher the amount of oxygen dissolved in the silicon nitride particles. is there. That is, the oxygen contained in the silicon nitride particles causes scattering of phonon, which is a heat conduction medium, and the thermal conductivity of the silicon nitride substrate is lowered. Therefore, the amount of oxygen contained in the ⁇ -type silicon nitride raw material powder is as small as possible. However, it is necessary to keep it to 2.0% by mass or less, preferably 1.5% by mass or less.
  • the Fe content and the A1 content in the silicon nitride material powder each exceed lOOppm, Fe or A1 is remarkably dissolved in the silicon nitride particles, and the heat conduction medium is used in the solid solution portion. It causes some phonon scattering and significantly reduces the thermal conductivity of the silicon nitride substrate. Therefore, it is also important to control the Fe content and A1 content in the raw powder to below lOOppm.
  • LuO 0.35 ⁇ : L 60mol%
  • the silicon nitride raw material powder Weigh out a predetermined amount of 0.39-1.5 mol% of the oxides of the seed elements, and add this to the silicon nitride raw material powder.
  • An organic binder, plasticizer, etc. are mixed into this raw material powder and mixed uniformly with a ball mill or the like.
  • the mixed raw material slurry is defoamed and thickened, and then formed into a predetermined plate thickness by a conventionally known doctor-blade method to obtain a molded body.
  • the sheet compact is sintered in a sintering furnace at a temperature of 1700 to 2000 ° C, 0.5 to LMPa in a nitrogen pressurized atmosphere. When the firing temperature is 1500 ° C.
  • the final calcination temperature is preferably 1800-2000 ° C., more preferably 1850-1950 ° C.
  • a higher nitrogen pressure is preferable in order to suppress decomposition of silicon nitride. It is not preferable because the cost burden on the equipment of the reactor is large.
  • decomposition of silicon nitride occurs at 0.5 MPa or less. More than that is acceptable, but it is desirable to pressurize nitrogen at 0.6 to 0.95 MPa.
  • the firing time if it is less than 5 hours, insufficient densification occurs, and firing for a long time exceeding 50 hours is problematic in terms of cost.
  • the sintered body obtained as described above is made into a substrate by appropriately applying force.
  • the amount of volatile oxygen during the sintering process can be adjusted by configuring the sintering furnace in duplicate, or by changing the size of the sintering furnace to adjust the degree of sealing. Therefore, it is conceivable to take a means for adjusting the sintering time, or a means for adjusting by the amount of the sintering atmosphere control agent called packing powder, or a combination of these means.
  • the ratio of silicon nitride powder with a j8 fraction of 30-100% exceeds 50 mass%, the number of growth nuclei will be too large and the grains will collide with each other in the course of grain growth, resulting in growth inhibition.
  • the microstructure of the silicon nitride substrate composed of the developed columnar particles cannot be obtained, and high thermal conductivity becomes difficult.
  • the average particle size of the silicon nitride material powder is less than 0.2 m, it is difficult to obtain a microstructure in which columnar particles are uniformly developed, and it is difficult to increase the thermal conductivity and bending strength.
  • the average particle size of the silicon nitride material powder is larger than 10 m, densification of the silicon nitride material in the sintered body will be hindered. If the aspect ratio exceeds 10, densification of the silicon nitride substrate is inhibited.
  • the characteristics of the embodiment of the present invention are that the sintering conditions including the sintering temperature and the sintering time explained above, the addition amount of the 8 type silicon nitride raw material powder, and the starting composition of the sintering aid are appropriately adjusted.
  • the in-plane orientation degree fa of the silicon nitride substrate according to the embodiment of the present invention can be arbitrarily set to 0.4 to 0.8. More specifically, it will be explained by examples.
  • the silicon nitride substrate manufactured in this way has high strength, high toughness, and high thermal conductivity characteristics, and thus a circuit substrate such as a high-frequency transistor or a power IC or a substrate for a multichip module It is suitable for use in electronic parts such as various substrates such as Peltier element heat transfer plates, and heat generating element heat sinks.
  • a silicon nitride substrate is used as a substrate for mounting a semiconductor element, the generation of cracks in the substrate is suppressed when subjected to repeated thermal cycles accompanying the operation of the semiconductor element, and thermal shock resistance and thermal cycle resistance are improved. It will be reliable.
  • a semiconductor element oriented to higher output and higher integration it exhibits excellent heat dissipation characteristics with little degradation of thermal resistance characteristics.
  • a silicon nitride wiring board is manufactured by bonding a Cu circuit board or A1 circuit board to one or both sides of this silicon nitride substrate using the DBC (Direct Bonding Cupper) method or the active metal brazing material method. Is done.
  • the DBC method means that a silicon nitride substrate and a Cu circuit board or A1 circuit board are heated to a temperature equal to or higher than the eutectic temperature in an inert gas or a nitrogen atmosphere, and the produced Cu—O and A1—O A circuit board is directly bonded to one or both sides of a silicon nitride substrate via an oxide film phase using a crystal compound liquid phase as a bonding agent.
  • the active metal brazing method is a mixture or alloy of an active metal such as titanium (Ti), zirconium (Zr) or hafnium (Hf) and a metal such as silver (Ag) or Cu which forms a low melting point alloy.
  • a Cu circuit board or A1 circuit board is heat-welded to one or both sides of a silicon nitride substrate using a material in an inert gas or vacuum atmosphere via a brazing material phase. After the circuit boards are joined, a Cu circuit board on the silicon nitride substrate is etched to form a circuit pattern, and then the N circuit pattern is applied to the Cu circuit board after the circuit pattern is formed. Is produced.
  • An ⁇ -type silicon nitride powder having an average particle size of 0.7 to 1.2 / ⁇ ⁇ and an oxygen content of 0.5 to 2.0 mass% is prepared. The indicated amount was added. The added
  • 2 3 2 3 is the starting material in which Y 2 O is added in the amount shown in Fig.
  • a material was prepared. This was mixed with 2% by mass of a dispersant (trade name: Leogard GP), put into a ball mill container filled with ethanol, and mixed. The obtained mixture was vacuum-dried and then granulated through a sieve having an opening of 150 m.
  • a dispersant trade name: Leogard GP
  • the mixed powder and the silicon nitride balls as the grinding media were put into a ball mill resin pot filled with a toluene'butanol solution to which 2% by mass of an amine-based dispersant was added. Wet mixed for hours. Next, 15 weight organic Noinda of polyvinyl respect mixed powder 100 wt% in the pot 0/0 and a plasticizer (dimethyl phthalate) was added 5 wt%, then 48 hours wet mixed slurry for sheet forming Obtained. After adjusting this molding slurry, as shown in a cross-sectional view in FIG.
  • Green sheet 6 was formed.
  • the formed green sheet 6 was heated in air at 400 to 600 ° C. for 2 to 5 hours to sufficiently degrease (remove) the organic binder component added in advance.
  • the degreased body was fired at a firing temperature of 1700 ° C. or higher and 2000 ° C. or lower for 5 to 50 hours in a nitrogen atmosphere of 0.9 MPa (9 atm), and then cooled to room temperature.
  • a holding process is carried out for 1 to 10 hours at a temperature of 1400 ° C to 1900 ° C when the temperature is raised, and the heating rate from the holding temperature of the parenthesis to the above sintering temperature is 1.0 to 5 It was set to 0 ° CZmin.
  • the obtained silicon nitride sintered body sheet was machined to produce a silicon nitride substrate for a semiconductor module having a length of 50 mm, a width of 50 mm, and a thickness of 0.6 mm.
  • the manufacturing conditions of each sample are shown in the columns of Examples 1 to 10 in FIG.
  • the thickness of the silicon nitride substrate is preferably 0.2 to 2.0 mm.
  • the fracture toughness in the thickness direction of the silicon nitride substrate was evaluated based on the length of the diagonal line in the thickness direction of the Vickers indentation and the length of the crack extending from the upper end portion and the lower end portion.
  • the fracture toughness in the in-plane direction of the silicon nitride substrate is evaluated by the length of the diagonal line in the in-plane direction of the indentation and the length of the cracks extending at the left and right ends.
  • a 5 mm square sample for measurement was cut out from the silicon nitride substrate and measured according to JIS-1611.
  • a silicon nitride wiring substrate and a semiconductor module were produced using the obtained silicon nitride substrate.
  • Some examples of the method for manufacturing the silicon nitride wiring board are as follows. First, an active metal brazing material is printed on both sides of a silicon nitride substrate, and a rectangular copper plate that is almost the same as the silicon nitride substrate is heated and bonded to both sides at 750 ° C. After cooling, the metal circuit board and the metal heat sink are The copper plate is etched so that a predetermined pattern is obtained.
  • a part of the circuit pattern is connected with a part of the connecting portion by a press carriage to manufacture a monolithic copper plate, and this pattern-formed plate is heated to a silicon nitride substrate on which an active metal brazing material is printed in the same manner as described above. Bonding is performed, and finally, the connecting portion that connects the circuit patterns is cut and removed to form a silicon nitride wiring board.
  • a semiconductor element was soldered onto the metal circuit board of the obtained silicon nitride wiring board, and then was bonded to obtain a semiconductor module. About this semiconductor module
  • the semiconductor module was placed on a water-cooled copper jacket set at 20 ° C via high thermal grease, and a current of 14A was applied to the semiconductor module, and the change in voltage applied to the semiconductor element after 1 second was measured. The relationship between the temperature of the semiconductor element and the voltage measured in advance The thermal resistance was measured by determining the increase in the element temperature.
  • FIG. 6 shows the evaluation results corresponding to the manufacturing conditions of Examples 1 to 10 shown in FIG.
  • Example 1 the starting composition of the sintering aid is Lu 2 O; 1. lmol%, Gd 2 O;
  • In-plane direction fracture toughness K is 3.0MPam 1/2 or more, thickness direction fracture toughness K is 6.0.
  • Example 2 the starting composition of the sintering aid is LuO; 1. lmol%, GdO; 1.2 mol%, Mg
  • Example 3 the starting composition of the sintering aid is Lu 2 O; 1. lmol%, Y 2 O; 1.2 mol%,
  • thermal conductivity in the thickness direction 125 WZm′K, reliability evaluation; pass ( ⁇ ), thermal resistance; 0.20 ° C./W, respectively.
  • Example 4 the starting composition of the sintering aid was changed to Lu 2 O; 1.5 mol%, Gd 2 O; 1.5 mol%, Mg
  • thermal conductivity in the thickness direction 100 WZm'K, reliability evaluation; pass ( ⁇ ), thermal resistance; 0.20 ° C./W, respectively.
  • Example 5 the starting composition of the sintering aid was changed to Lu 2 O; 1. lmol%, Y 2 O; 1.4 mol.
  • Example 6 the starting composition of the sintering aid was changed to Lu 2 O; 0.4 mol%, Gd 2 O; 0.4 mol%, Mg
  • Example 7 the starting composition of the sintering aid is Gd 2 O; 3.6 mol%, MgO; 7 mol%.
  • Thermal conductivity 95WZm'K, reliability evaluation: pass ( ⁇ ), thermal resistance: 0.20 ° CZW was obtained.
  • Example 8 the starting composition of the sintering aid is Y 2 O; 3.8 mol%, MgO; 7 mol%,
  • Conductivity 95WZm'K, reliability evaluation; pass ( ⁇ ), thermal resistance; 0.20 ° CZW, respectively.
  • Example 9 the starting composition of the sintering aid is Lu 2 O; 2.2 mol%, Gd 2 O; 2.3 mol.
  • Example 10 the starting composition of the sintering aid was Lu 2 O; 2.2 mol%, Y ⁇ ; 2.4 mol%, Mg
  • the starting composition of the sintering aid is Lu 2 O; 2.2 mol%, Gd 2 O; 2.3.
  • the starting composition of the sintering aid is Lu 2 O; 1.6 mol%, Gd 2 O; 1.6 mol%, Mg
  • the starting composition of the sintering aid is Lu 2 O; 0.2 mol%, Gd 2 O; 0.2 mol.
  • Comparative Example 6 the starting composition of the sintering aid was Y 2 O; 1.9 mol%, MgO; 22 mol%.
  • the starting composition of the sintering aid is Y 2 O; 1.9 mol%, MgO: 22 mol%.
  • the in-plane orientation degree fa was low, the fracture toughness in the thickness direction was low, and cracks occurred in the silicon nitride substrate in the heat cycle test.
  • the starting composition of the sintering aid was Lu 2 O; 1. lmol%, Gd 2 O; 1.2 mol%, Mg
  • the starting composition of the sintering aid is Gd 2 O; 2 mol%, MgO; 7 mol%,
  • the sintering conditions are relatively low temperature and short time, the growth of grains with a small amount of liquid phase at the time of firing is suppressed, so the in-plane orientation degree fa is lowered and the thickness direction is reduced.
  • the fracture toughness was low, and cracks occurred in the silicon nitride substrate by the heat cycle test.
  • the starting composition of the sintering aid was Lu 2 O; 1.2 mol%, MgO; 7 mol%.
  • Example 4 even when the sintering temperature is 1900 ° C and a relatively low temperature, j8 type silicon nitride powder is sufficiently added to 40% by mass, and further, LuO is added by 1.5 mol%. , In-plane orientation
  • the in-plane orientation degree fa became a high value of 0.4 or more.
  • LuO is added in an amount of 1. lmol% or more, and further 30Hr. More than a long time
  • the in-plane orientation degree fa became a high value of 0.4 or more.
  • the fracture toughness K in the thickness direction is larger than the fracture toughness K in the in-plane direction.
  • Fracture toughness K 3.0MPam 1/2 or more in-plane direction fracture toughness K, 90WZm'K or more
  • the thermal conductivity in the thickness direction was obtained.
  • FIG. 1 is a conceptual diagram for explaining a lattice plane of ⁇ -type silicon nitride particles.
  • FIG. 2 is a diagram showing an example of manufacturing conditions of examples and comparative examples and an auxiliary agent composition in a silicon nitride substrate.
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view showing an external configuration of a green sheet.
  • FIG. 4 is a diagram showing an X-ray diffraction result of a grain boundary phase of a silicon nitride substrate according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 5 is a schematic diagram for explaining a fracture toughness evaluation method.
  • FIG. 6 is a diagram showing an example of evaluation results of examples and comparative examples.
  • FIG. 7 is a schematic cross-sectional view of a silicon nitride substrate having an in-plane orientation degree fa of about 1.
  • FIG. 8 is a schematic cross-sectional view of a silicon nitride substrate having an in-plane orientation degree fa of about 1.
  • FIG. 9 is a conceptual diagram (side sectional view) for explaining how cracks occur in a silicon nitride substrate in a semiconductor module.

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Abstract

　厚さ方向に高い熱伝導率を有するとともに、厚さ方向に高い破壊靭性を有する窒化珪素基板を提供することにより、熱抵抗が低く、信頼性の高い窒化珪素配線基板を提供し、ひいては、この窒化珪素配線基板を用いた半導体モジュールの低熱抵抗化及び高信頼性化を図る。 　開示される窒化珪素基板は、β型窒化珪素と、少なくとも１種類の希土類元素とを含有している。また、この窒化珪素基板は、β型窒化珪素の所定格子面のそれぞれのＸ線回折線強度の割合から定まる厚さ方向に垂直な面内における配向割合を示す面内配向度ｆａが０．４～０．８である。

Description

明 細 書
窒化珪素基板、その製造方法、それを用いた窒化珪素配線基板及び半 辱体モシユール
技術分野
[0001] 本発明は、高強度で電気絶縁性と高熱伝導性に富んだ窒化珪素（Si N )基板及
3 4 びその製造方法に関する。また、本発明は、上記窒化珪素基板を用いた窒化珪素 配線基板及び半導体モジュールに関する。
背景技術
[0002] 近年、電動車両用インバータとして高電圧、大電流動作が可能なパワー半導体モ ジュール（IGBT、 MOSFET等）が用いられている。パワー半導体モジュールに使用 される基板としては、窒化アルミニウムゃ窒化珪素カゝらなる絶縁性セラミックス基板の 一方の面 (上面）に回路となる導電性金属板を接合し、他方の面（下面）に放熱用の 金属板を接合したセラミックス配線基板が広く用いられて 、る。この金属板としては、 銅板又はアルミニウム板等が使用されている。そして、回路となる導電性金属板の上 面には、半導体素子等が搭載される。また、セラミックス基板と金属板との接合はろう 材による活性金属法や銅板を直接接合する、いわゆる銅直接接合法が採用されて いる。
[0003] しカゝしながら、金属回路板及び金属放熱板をセラミックス基板に接合したセラミック ス回路基板を用いたパワー半導体モジュールにお 、ては、大電流を流せるように金 属回路板及び金属放熱板の厚さを 0. 3〜0. 5mmと比較的厚くしている場合が多ぐ 特に金属回路板及び金属放熱板に熱伝導率の高い銅を用いた場合、熱膨張率が 大きく異なるセラミックスと金属を接合すると、接合後の冷却過程で熱応力が発生す る。この応力はセラミックス基板の接合部付近で圧縮と引張りの残留応力として存在 する。この残留応力は、セラミックス基板にクラックを生じさせたり、絶縁耐圧不良を起 こしたり、あるいは金属回路板及び金属放熱板の剥離の発生原因となる。
[0004] この点で窒化アルミニウム基板は、セラミック基板としては高い熱伝導性を有するが 、機械的強度が低いため強度面での信頼性は低いことから、適用は困難である。そ れに対して、窒化珪素基板は、高い熱伝導率を有し、かつ機械的強度、破壊靭性及 び耐熱疲労特性に優れて ヽることから注目され、以下に示すように種々提案されて いる。
[0005] まず、従来の窒化珪素基板には、窒化珪素を 86〜99mol%、イットリウム (Y)及び ランタノイド属の希土類元素力 なる群力 選択される 1種以上を酸ィ匕物換算で 1〜1 Omol%、リチウム（Li)、マグネシウム（Mg)、カルシウム（Ca)、チタン (Ti)、ジルコ- ゥム (Zr)又はハフニウム (Hf )から選択される 1種以上を酸ィ匕物換算で 0〜4mol%そ れぞれ含有し、アルミニウム (A1)含有量が lOOOppm以下であり、しかも窒化珪素に おける j8型窒化珪素の割合が 30%以上の窒化珪素組成物を、 IMPa以下の窒素 加圧雰囲気中、温度 1700〜2000°Cで焼成することにより製造したものがある（例え ば、特許文献 1参照。 ) o以下、この技術を第 1の従来例と呼ぶ。
[0006] また、従来の窒化珪素基板には、窒化珪素原料粉末に、焼結助剤及び種結晶とす る β型窒化珪素を加えて得られる混合粉末を分散媒に分散してスラリーを調製し、こ れを成形して得られる β型窒化珪素を面内に配向させた窒化珪素成形体を、脱脂し た後、緻密化し、さらに、 1〜： LOO気圧の窒素雰囲気中、 1700〜2000°Cで焼結する ことにより製造されるものもある。この窒化珪素基板は、一方向に窒化珪素結晶が配 向した組織を有し、結晶の配向方向に対して 100〜150WZm · Kの熱伝導性を有 している（例えば、特許文献 2参照。 )0以下、この技術を第 2の従来例と呼ぶ。
[0007] さらに、従来の窒化珪素基板には、酸素（O)、アルミニウム (A1)、カルシウム (Ca) 、鉄（Fe)の含有量の合計が lOOOppm以下であり、かつ、短軸径が 2 m以上であ る窒化珪素粒子を含有し、し力も短軸径が 2 m以上である窒化珪素粒子が面内方 向又は厚さ方向に配向しているものもある（例えば、特許文献 3参照。 )0以下、この 技術を第 3の従来例と呼ぶ。
特許文献 1：特開 2002— 29849号公報（請求項 3, [0019]〜 [0031] )
特許文献 2 :特開平 9 165265号公報（請求項 1, [0009]〜[0013])
特許文献 3 :特開 2001— 19555号公報（請求項 1, [0011] , [0016]〜[0023]) 発明の開示
発明が解決しょうとする課題 [0008] 上記した第 1の従来例による窒化珪素基板力 なる窒化珪素基板は、 β型窒化珪 素の配向につ ヽては何ら考慮されて ヽな 、ため、熱伝導率や破壊靭性を向上させる には限界がある。この点、上記した第 2及び第 3の従来例のように、 型窒化珪素を 配向させることにより、熱伝導率や破壊靭性を向上させることができる。何故なら、配 向方向では熱伝導において抵抗となる結晶粒界が減少することにより高熱伝導性が 発現するからである。一方、破壊靭性は、 j8型窒化珪素の配向によってクラックの偏 向が生じやすくなり、配向方向と垂直な方向のクラックの進展を抑制することができる 力 である。
[0009] しかし、上記した第 2及び第 3の従来例において、図 7に示すように、窒化珪素基板 1の面内方向の配向度（以下、「面内配向度」と称する。） faが高すぎる（図 7の例では 、面内配向度 fa ;約 1)と、面内方向に熱伝導率が高くなる分、厚さ方向の熱伝導率 が低くなる。これにより、この窒化珪素基板力もなる窒化珪素基板の一面に金属回路 板を、他面に金属放熱板をそれぞれ接合してなる窒化珪素配線基板に半導体素子 を搭載して構成される半導体モジュールの低熱抵抗ィ匕を達成することができな 、。尚 、面内配向度 faの意義については後述する。
一方、上記した第 3の従来例において、図 8に示すように、窒化珪素基板 2の厚さ方 向の配向度が高すぎる（図 8の例では、面内配向度 fa ;約 1)と、厚さ方向の熱伝導 率は高くなるが、面内方向の熱伝導率が低くなる。また、厚さ方向の破壊靭性が低く なるため、上記窒化珪素配線基板を作製する時に銅 (Cu)カゝらなる金属回路板の接 合温度 (約 800°C)力 の冷却過程又は、半導体モジュールを稼動する時の加熱冷 却サイクルにおいて、銅と窒化珪素の熱膨張率の差に起因して熱応力が発生し、図 9に示すように、窒化珪素基板 31に接合した金属回路板 32の外周部力も窒化珪素 基板 31へ入るクラックが進展しやすい。このため、金属回路板 32の剥離が起こりや すぐ窒化珪素配線基板 34の信頼性が低い。結局、従来の窒化珪素基板では、面 内配向度 faと熱伝導率及び破壊靭性に係る問題にっ 、て言及し、またこれらの問題 を解決する手段を開示したものは見当たらない。
尚、図 9では、窒化珪素基板 31の上面に金属回路板 32を、下面に金属放熱板 33 をそれぞれ接合して窒化珪素配線基板 34を構成し、金属回路板 32の上面に半導 体素子 35を搭載して半導体モジュール 3が構成されている。
[0010] 本発明は、上述した事情に鑑みてなされたものであり、上述のような課題を解決す ることができる窒化珪素基板、その製造方法、それを用いた窒化珪素配線基板及び 半導体モジュールを提供することを目的とする。
課題を解決するための手段
[0011] 上記課題を解決するために、請求項 1記載の発明に係る窒化珪素基板は、 β型窒 化珪素と、少なくとも 1種類の希土類元素 (RE)とを含有し、前記 β型窒化珪素の所 定格子面のそれぞれの X線回折線強度の割合力 定まる厚さ方向に垂直な面内に おける配向割合を示す面内配向度 faが 0. 4〜0. 8であることを特徴としている。 また、請求項 2記載の発明は、請求項 1記載の窒化珪素基板に係り、前記面内配 向度 faは、式（1)で表されることを特徴としている。
fa= (P-P ) / (l -P ) · ' · (1)
0 0
式（1)において、 Ρは、式（2)で表され、前記窒化珪素基板における前記 j8型窒化 珪素の（110)面、（200)面、（210)面、（310)面及び（320)面のそれぞれの X線回 折線強度の割合を意味し、 Pは、式（3)で表され、 j8型窒化珪素粉末における前記
0
j8型窒化珪素の（110)面、（200)面、（210)面、（310)面及び（320)面のそれぞ れの X線回折線強度の割合を意味して 、る。
P= (I +1 +1 +1 +1 +1 +1 +1 +1 +1
(110) (200) (210) (310) (320) (110) (200) (101) (210) (201) (
+ 1 +1 ) " ' {2)
310) (320) (002)
P = (1' + + + + + + + +1，
0 (110) (200) (210) (310) (320) (110) (200) (101) (210)
+ + +
(201) (310) (320) (002) ) … ）
[0012] また、請求項 3記載の発明は、請求項 1又は 2記載の窒化珪素基板に係り、厚さ方 向の破壊靱性が面内方向の破壊靱性より大きぐかつ、前記厚さ方向の破壊靱性が 6. 0MPam1/2以上、前記面内方向の破壊靱性が 3. 0MPam1/2以上、厚さ方向の 熱伝導率が 90WZm'K以上であることを特徴としている。
[0013] また、請求項 4記載の発明は、請求項 1乃至 3の何れかに記載の窒化珪素基板に 用いるのに望ましい希土類元素を含む焼結助剤成分に係る。即ち、前記少なくとも 1 種類の REは、ルテチウム (Lu)と、イットリウム (Y)を含む前記ルテチウム (Lu)以外の RE力も選択された少なくとも 1種類の REであり、マグネシウム（Mg)を酸化マグネシ ゥム換算で 0. 03〜8. Omol%、前記 Luを酸化ルテチウム換算で 0. 14〜： L 30mol %、前記 Yを含む前記 Lu以外の前記 REカゝら選択された少なくとも 1種類の REを酸 化物換算で 0. 12〜1. 30mol%それぞれ含有することを特徴としている また、請求項 5記載の発明は、請求項 4記載の窒化珪素基板に用いるのに望まし い希土類元素を含む焼結助剤成分に係り、前記 Yを含む前記 Lu以外の前記 REか ら選択された少なくとも 1種類の REは、ガドリニウム（Gd)であり、酸ィ匕ガドリニウム換 算で 0. 12〜1. 30mol%含有していることを特徴としている。
[0014] また、本発明は上記した窒化珪素基板を得るための望ましい製造方法にも係る。即 ち、請求項 6記載の発明に係る窒化珪素基板の製造方法は、含有酸素量 2. 0質量 %以下の α型窒化珪素原料粉 99〜50質量％に、 |8分率が 30〜100%で、酸素含 有量が 0. 5質量％以下、平均粒子径が 0. 2〜： LO /z m アスペクト比が 10以下であ る j8型窒化珪素質粉末 1〜50質量％を添加するとともに、酸化ルテチウムを 0. 35 〜1. 60mol%、酸化マグネシウムを 1. 70〜10mol%、前記酸化ルテチウム以外で イットリウム (Y)を含む希土類元素 (RE)力も選択された少なくとも 1種の元素の酸ィ匕 物を 0. 39〜： L 5mol%配合し、成形体となした後、 1700〜2000。。の温度で0. 5 〜1. OMPaの窒素加圧雰囲気にて 5〜50時間焼結することを特徴としている。
[0015] また、請求項 7記載の発明に係る窒化珪素配線基板は、請求項 1乃至 5の何れか に記載の窒化珪素基板と、前記窒化珪素基板の一面に接合された金属回路板と、 前記窒化珪素基板の他の面に接合された金属放熱板とからなることを特徴としてい る。
また、請求項 8記載の発明に係る半導体モジュールは、請求項 7記載の窒化珪素 配線基板と、前記窒化珪素配線基板に搭載された半導体素子とからなることを特徴 としている。
発明の効果
[0016] 本発明によれば、厚さ方向に高熱伝導で、かつ厚さ方向に高靭性の窒化珪素基板 を得ることができる。このため、熱抵抗が低ぐ信頼性の高い窒化珪素配線基板を提 供することができる。これにより、半導体モジュールの低熱抵抗化と高信頼性ィ匕を図 ることがでさる。
発明を実施するための最良の形態
[0017] 本発明の実施の形態に係る窒化珪素基板では、上記 β型窒化珪素の所定格子面 のそれぞれの X線回折線強度の割合力 定まる上記窒化珪素基板の厚さ方向に垂 直な面内における配向の割合である面内配向度 faは、 0. 4〜0. 8である。ここで、面 内配向度 faは、窒化珪素基板の上面に X線を照射することにより生じる X線回折線に 基づいて、 F. K. Lotgerlingによって与えられた式（1)で表される（F. K. Lotgerling: J.
Inorg, Nucl. Chem., 9 (1959) 113.参照）。
[0018] fa= (P-P ) / (l -P ) · · · (1)
o o
式（1)において、 Pは、式（2)で表され、窒化珪素基板の面内における図 1に示す j8型窒化珪素粒子 4の（110)面、（200)面、（210)面、（310)面及び（320)面のそ れぞれの X線回折線強度の割合を意味し、 Pは、式（3)で表され、 j8型窒化珪素粉
0
末における図 1に示す j8型窒化珪素粒子 4の（110)面、（200)面、（210)面、（310 )面及び（320)面のそれぞれの X線回折線強度の割合を意味して 、る。
P= (I +1 +1 +1 +1 +1 +1 +1 +1 +1
(110) (200) (210) (310) (320) (110) (200) (101) (210) (201) (
+ 1 +1 ) " ' {2)
310) (320) (002)
P = (1' + + + + + + + +1，
0 (110) (200) (210) (310) (320) (110) (200) (101) (210)
+ + +
(201) (310) (320) (002) ) … ）
窒化珪素基板は β型窒化珪素の粗大な柱状粒子と微細な粒子を主成分として構 成されている力 面内配向度 faは粗大な柱状粒子の向きによって決まる。面内配向 度 faが 0の場合は粗大な柱状粒子が無秩序に配置されているが、本発明の実施の 形態に係る窒化珪素基板 (面内配向度 faが 0. 4〜0. 8)のように、面内配向度 faが 0 より大きい場合は窒化珪素基板の厚さ方向に対する長軸の傾きが 45° より大きい柱 状粒子をより多く含んでいることを示しており、面内配向度 faの値が 1に近いほど、窒 化珪素基板の厚さ方向に対する柱状粒子の長軸の向きが 90° に近いことを示して いる。
[0019] 面内配向度 faが 1である場合には、上記したように、窒化珪素基板に接合した金属 回路板の外周部力 窒化珪素基板へ入るクラックが進展しにくい (窒化珪素基板の 厚さ方向への破壊靱性が高い）が、半導体素子力も発生する熱が金属回路板カも窒 化珪素基板を経て金属放熱板に伝わりにくい（窒化珪素基板の厚さ方向への熱伝 導率が低い)。これに対し、面内配向度 faが— 1である場合には、上記したように、半 導体素子から発生する熱が金属回路板から窒化珪素基板を経て金属放熱板に伝わ りやす!/、（窒化珪素基板の厚さ方向への熱伝導率が高!、）が、窒化珪素基板に接合 した金属回路板の外周部力 窒化珪素基板へ入るクラックが進展しやすい（窒化珪 素基板の厚さ方向への破壊靱性が低い)。そこで、本発明者らが鋭意検討した結果 、面内配向度 faが 0. 4〜0. 8である場合には、金属回路板力も窒化珪素基板を経 て金属放熱板に熱が伝わりやす 、（窒化珪素基板の厚さ方向への熱伝導率が高 、） とともに、窒化珪素基板に接合した金属回路板の外周部から窒化珪素基板へ入るク ラックが進展しにく 、（窒化珪素基板の厚さ方向への破壊靱性が高 、）ことがわかつ た。即ち、面内配向度 faを 0. 4〜0. 8にすることにより、窒化珪素基板の特に厚さ方 向に対して、柱状粒子によるクラックの偏向が起こりやすぐ厚さ方向の破壊靱性が 面内方向の破壊靱性より大きくなる。また、熱伝導において抵抗となる粒界相の割合 も厚さ方向に対して十分小さいため、厚さ方向の熱伝導率を高く保つことができる。 そのため、 6. 0MPam1/2以上の上記厚さ方向の破壊靱性と 90WZm'K以上の上 記厚さ方向の熱伝導率を同時に達成できる方向にある。
放熱性の良!ヽ窒化珪素配線基板を得るためには、金属回路板及び金属放熱板に 熱伝導率の高い銅板を用いることが望ましい。し力しながら、接合温度 (約 800°C)か らの冷却過程又は、半導体モジュールを稼動する時の加熱冷却サイクルにお!/ヽて、 銅と窒化珪素の熱膨張率の差に起因して熱応力が発生し、特に、窒化珪素基板の 金属回路板外周部付近に、厚さ方向にクラックが進展しやすい。このクラックの進展 を抑制するためには上記厚さ方向の破壊靱性が 6. 0MPam1/2以上にする必要があ り、また、同時に面内方向の破壊靭性が極端に低い場合、クラックの厚さ方向への進 展を抑えられても、面内方向に進展してしまうため、上記面内方向の破壊靱性は 3. 0MPam1/2以上とする必要がある。
また、より放熱性の良い窒化珪素配線基板を得るためには、厚さ方向の熱伝導率 が lOOWZm'K以上の窒化珪素基板を用い、厚さが 0. 5mm以上の銅板を金属回 路板及び金属放熱板に用いることが望ましい。厚さ方向の熱伝導率を lOOWZm'K 以上とするためには面内配向度 faを 0. 7以下にすることが望ましい。また、厚さが 0. 5mm以上の銅板を金属回路板及び金属放熱板に用いた場合、より大きな応力が窒 化珪素基板に加わるため、厚さ方向の破壊靭性値を 6. 5MPam1/2以上とすること が望ましぐそのためには、面内配向度 faを 0. 5以上にすることが望ましい。これらの 点から面内配向度 faは、 0. 5〜0. 7とすることがより望ましい。
[0021] また、本発明の実施の形態に係る窒化珪素基板は、 β型窒化珪素を主成分とし、 焼結助剤として、 Mgとルテチウム (Lu)及び Yを含む希土類元素 (RE)から選択され た少なくとも 1種の希土類元素を含んでいる。焼結助剤として、 Mgを含有する場合、 原料粉に焼結助剤として MgO、 Y O、 Yb Oが用いられることが多い。上述した面
2 3 2 3
内配向度 faと熱伝導率及び破壊靭性に係る特徴的な作用効果につ 、て、前記した 焼結助剤成分によって影響を受けるものではないと考えている。しかしながら、一方 で更なる熱伝導率及び曲げ強度の向上を図る必要があること、また製造方法の観点 力も焼結助剤成分についても検討を行った。この点について特に、出発原料におい て添加する焼結助剤は、 Mgを主とする酸ィ匕マグネシウム (MgO)基とすることにより、 その後の焼結性が向上し、かつ、 MgOと酸化ルテチウム (Lu O )
2 3が特定量と特定比 を持って複合的に介在することで高熱伝導、高靱性かつ高強度な窒化珪素基板を 得ることができることがわ力つた。この理由は、粒界相に特定の組成比力もなるガラス 相を生成することで、粒界に沿ったクラックの進展を抑制することができるからである。 ここで、焼結体中に含有する Luは、 Lu O換算で 0. 14〜： L 30mol%である。 Luが
2 3
Lu O換算で 0. 14mol%未満では、粒界相の組成が変動し、熱伝導率が低下する
2 3
。一方、 Luが Lu O換算で 1. 30mol%以上となると、焼結性が悪くなり強度不足と
2 3
なる。 Luは、 Lu O換算で、望ましくは、 0. 15-1. OOmol%、さらに望ましくは 0. 2
2 3
〜0. 6mol%である。
[0022] 窒化珪素基板中に含有する Mgは、 MgO換算で 0. 03-8. Omol%とする。 Mgが MgO換算で 0. 03mol%未満では、焼結助剤の作用として不十分で、焼結体密度 が低密度となり、 Mgが MgO換算で 8. Omol%以上では、粒界ガラス相が多く残り低 熱伝導率となる。 Mgは、 MgO換算で、望ましくは 0. 04〜5. 00mol%、さらに望ま しくは 0. 05〜： L 5mol%である。希土類酸ィ匕物とともに MgOを添加する利点は、液 相生成温度を低下させ、焼結性を改善できることにある。そして、本発明の実施の形 態では、出発原料中の MgOの添加量は 1. 70〜： L0mol%とし、希土類酸化物との 添加比 (RE O ) ZMgOを 1以下、望ましくは 0. 3〜0. 5とする。これにより、焼成過 程の 1700°C前後では、 Mg— Si— O— Nより成るガラス相を形成し、窒化珪素の焼 結を促進する。その後 1800〜2000°Cの最高保持温度では、窒化珪素の緻密化が 進むのと同時に、粒界相中の Mgは、 MgOとなり窒化珪素基板から揮発する。また、 このとき、 Siも SiOとなって揮発する。焼結の進行に従い、粒界相中の Mg、 Siが減
2
少するため、融点の低い液相が減少する一方、 Luが存在するため、高融点の粒界 相が生成しやすくなる。
従って、焼結後の窒化珪素基板中の MgOの含有量が減少した結果、 0. 03〜8. 0mol%となし、希土類酸化物との含有量比（RE O ) ZMgOは、 0. 3〜9. 5となす ことが良い。
焼結助剤としては、 Mgと Luの複合添カ卩が有用である力 さらに、窒化珪素粒子に 対する固溶度が小さぐ熱伝導率を高い水準に保つことができる元素を、イットリウム（ Y)又はランタノイド属の希土類元素 (RE)力も選択して添加することが望ま 、。例え ば、イットリウム（Y)、ランタン（La)、セリウム（Ce)、プラセオジム（Pr)、ネオジム（Nd) 、プロメチウム（Pm)、サマリウム（Sm)、ユウ口ピウム（Eu)、ガドリニウム（Gd)、テルビ ゥム（Tb)、ジスプロシウム（Dy)、ホルミウム（Ho)、エルビウム（Er)、ツリウム（Tm)、 イッテルビウム (Yb)力 選択される少なくとも 1種の希土類元素が挙げられる。そのう ち、温度及び圧力が高くなり過ぎずに焼成ができる点で、 Y、 La、 Ce、 Nd、 Sm、 Gd 、 Dy、 Er及び Ybが好ましぐ特に、窒化珪素粒子内でナノ粒子化しやすぐそのナノ 粒子が固溶しにくい点で Gdが好ましい。上記希土類元素が Gdである場合、窒化珪 素基板中の Gdの含有量は、酸化ガドリニウム（Gd O )換算で、 0. 12-1. 30mol
2 3
%である。 Gdの含有量が Gd O換算で 0. 12mol%未満では、窒化珪素粒子内で
2 3
のナノ粒子の生成数が小さいため熱伝導率が低ぐ Gdの含有量力Gd O換算で 1.
2 3
30mol%以上では、窒化珪素が焼結し難ぐ低強度となる。 Gdの含有量は、 Gd O 換算で、望ましくは 0. 2〜1. 2mol%、さらに望ましくは、 0. 2〜1. Omol%である。
[0024] 次に、この実施の形態に係る窒化珪素基板の製造方法について説明する。
まず、含有酸素量 2. 0質量％以下の α型窒化珪素原料粉を用いたのは、一般に、 原料粉末の酸素量が高いほど窒化珪素質粒子内に固溶する酸素量が高くなるため である。即ち、窒化珪素粒子中に含有される酸素により熱伝導媒体であるフオノンの 散乱が発生し、窒化珪素基板の熱伝導率が低下するため、 α型窒化珪素原料粉の 含有酸素量は、極力少なくし、 2. 0質量％以下、望ましくは、 1. 5質量％以下に抑え る必要がある。さらに、この実施の形態では、種結晶として |8型窒化珪素原料粉末を 混合するが、窒化珪素質粒子内に固溶する酸素量は、成長核として用いる )8型窒化 珪素原料粉末の酸素量に強く依存し、この酸素量が高いほど窒化珪素粒子内に固 溶する酸素量が高くなる。よって、この実施の形態では、 α型窒化珪素原料粉の含 有酸素量を 0. 5質量％以下に抑えることが重要である。
また、窒化珪素質原料粉末中の Fe含有量及び A1含有量がそれぞれ lOOppmを超 えた場合には、窒化珪素粒子内に Fe又は A1が顕著に固溶し、固溶部分で熱伝導媒 体であるフオノンの散乱を生じ、窒化珪素基板の熱伝導率を著しく低下させる。従つ て、原料粉末中の Fe含有量及び A1含有量をそれぞれ lOOppm以下に制御すること も重要である。
[0025] 原料粉に添カ卩する焼結助剤としては、 Lu Oを 0. 35〜： L 60mol%
2 3 、 MgOを 1. 7
0〜： LOmol%、 Lu O以外で Yを含む希土類元素 (RE)から選択された少なくとも 1
2 3
種の元素の酸ィ匕物を 0. 39-1. 5mol%の所定量を秤量し、これを上記窒化珪素原 料粉に添加する。この原料粉に有機バインダー、可塑剤等を混入しボールミル等で 均一に混合する。混合した原料スラリーを脱泡 ·増粘した後、これを従来公知のドクタ 一ブレード法で所定板厚にシート成形して成形体を得る。このシート成形体を焼結炉 内で 1700〜2000°Cの温度、 0. 5〜： LMPaの窒素加圧雰囲気中で焼結する。焼成 温度は、 1500°C以下の場合には、緻密化不足を起こし、 2000°Cより高い場合には 、粒成長が進みすぎてどちらにしても強度不足となる。最終的な焼成温度は、 1800 〜2000°C力望ましく、さらには 1850〜1950°Cである。また、焼成雰囲気に関して は、窒化珪素の分解を抑えるため、窒素圧が高い方が好ましいが IMPa以上では焼 成炉の設備上のコスト負担が大きく好ましくない。他方 0. 5MPa以下では窒化珪素 の分解が起きる。それ以上であれば良いが 0. 6〜0. 95MPaの窒素加圧中が望まし い。
[0026] 焼成時間に関しては、 5時間未満では緻密化不足が発生しやすぐ 50時間を超え る長時間の焼成はコスト的に問題がある。以上によって得られた焼結体を適宜力卩ェし て基板となしている。尚、焼結過程での揮発酸素量の調整は、焼結炉を 2重に構成し たり、その大きさを変化させて密閉度を調節する手段、また焼結時間を長くするほど 酸素量は減少するので焼結時間で調節する手段、またあるいは詰め粉と言われる焼 結雰囲気制御剤の投入量により調節する手段、またこれらの手段の組合わせをとる ことが考えられる。
[0027] また、上記した製造方法において、 j8分率が 30〜： LOO%の窒化珪素粉末を 1〜50 質量％添加する方法をとることが望ましい。 β分率が 30〜100%の窒化珪素質粉末 の比率が 1質量％未満では成長核としての効果はあるものの、添加量が少ないため に作用する成長核の数が少なぐ異常粒成長が起こりミクロ組織中に大きな粒子を均 一分散できなくなり、曲げ強度が低下する。また、 j8分率が 30〜100%の窒化珪素 質粉末の比率が 50質量％を超えては成長核の数が多くなり過ぎ、粒成長の過程で 粒子同士が互いに衝突するため成長阻害が起こり、強度は維持できるものの発達し た柱状粒子からなる窒化珪素基板のミクロ組織を得られず、高!ヽ熱伝導率は困難と なる。また、窒化珪素質原料粉末の平均粒子径が 0. 2 m未満では柱状粒子が均 一に発達したミクロ組織を得られず、熱伝導率及び曲げ強度を高めることが困難であ る。窒化珪素質原料粉末の平均粒子径が 10 mより大きいと焼結体の窒化珪素質 の緻密化が阻害される。アスペクト比は 10を超えると窒化珪素基板の緻密化が阻害 される。
本発明の実施の形態における特徴は、以上説明した焼結温度及び焼結時間から なる焼結条件、）8型窒化珪素原料粉末の添加量、焼結助剤の出発組成を適宜調整 することにより、本発明の実施の形態に係る窒化珪素基板の面内配向度 faを 0. 4〜 0. 8に任意に設定することができることにある。より具体的には実施例により説明する [0028] そして、このようにして作製した窒化珪素基板は、高強度、高靭性ならびに高熱伝 導率の特性を生力して、高周波トランジスタ、パワー IC等の回路用基板又はマルチ チップモジュール用基板などの各種基板、あるいはペルチェ素子用熱伝板、または 各種発熱素子用ヒートシンクなどの電子部品用部材に用いて好適である。窒化珪素 基板は、例えば、半導体素子搭載用基板として用いた場合、半導体素子の作動に 伴う繰り返しの熱サイクルを受けたとき基板のクラックの発生が抑えられ、耐熱衝撃性 並びに耐熱サイクル性が向上し、信頼性に優れたものとなる。また、高出力化及び高 集積化を指向する半導体素子を搭載した場合でも、熱抵抗特性の劣化が少なぐ優 れた放熱特性を発揮する。
[0029] この窒化珪素基板の一面又は両面に Cu回路板や A1回路板を DBC (Direct Bondi ng Cupper)法や活性金属ろう材法等を用いて接合することにより、窒化珪素配線基 板が作製される。ここで、 DBC法とは、窒化珪素基板と、 Cu回路板又は A1回路板と を不活性ガス又は窒素雰囲気中で共晶温度以上の温度に加熱し、生成した Cu— O 、A1— O共晶化合物液相を接合剤として回路板を窒化珪素基板の一面又は両面に 酸ィ匕膜相を介して直接接合するものである。一方、活性金属ろう材法とは、チタン (Ti )、ジルコニウム (Zr)又はハフニウム (Hf)等の活性金属と低融点合金を作る銀 (Ag) 、 Cu等の金属を混合又は合金としたろう材を用いて Cu回路板や A1回路板を窒化珪 素基板の一面又は両面にろう材相を介して不活性ガス又は真空雰囲気中で加熱圧 着接合するものである。回路板を接合した後、窒化珪素基板上の Cu回路板等をエツ チング処理して回路パターンを形成し、さらに回路パターン形成後の Cu回路板等に Nト Pメツキを施し、窒化珪素配線基板が作製される。
[0030] (実施例）
以下、本発明の実施例について説明する。ただし、これらの実施例により本発明が 限定されるものではない。
平均粒径が 0. 7〜1. 2 /ζ πι、酸素量が 0. 5〜2. 0質量％の α型窒化珪素質粉末 を用意し、これに j8型窒化窒化珪素粉末を図 2に示す量だけ添加した。添加した |8 型窒化窒化珪素粉末の酸素含有量は 0. 5質量％以下、平均粒子径は 0. 2〜： LO /z m、アスペクト比は 10以下とし、上記の範囲であれば得られた窒化珪素基板の面内 配向度 faは同等であった。さらに、焼結助剤として MgO及び Lu O、適宜 Gd O又
2 3 2 3 は Y Oをそれぞれ酸ィ匕物換算で図 2に示す量だけ添加して 100%となした出発原
2 3
料を作製した。これに 2質量％の分散剤 (商品名：レオガード GP)を配合し、エタノー ルを満たしたボールミル容器中に投入し、混合した。得られた混合物を真空乾燥し、 次 、で目開き 150 mの篩を通して造粒した。
[0031] 次に、ァミン系の分散剤を 2質量％添加したトルエン'ブタノール溶液を満たしたボ ールミルの榭脂製ポット中に作製した混合粉末及び粉砕媒体の窒化珪素製ボール を投入し、 48時間湿式混合した。次に、上記ポット中の混合粉末 100質量％に対し ポリビニル系の有機ノインダーを 15質量0 /0及び可塑剤（ジメチルフタレート）を 5質量 %添加し、次いで 48時間湿式混合しシート成形用スラリーを得た。この成形用スラリ 一を調整後、ドクターブレード法により、図 3に断面図を示すように、球状の α型窒化 珪素粒子 62と柱状の β型窒化珪素粒子 61及びバインダーと分散剤を主成分とした グリーンシート 6を成形した。
次いで、成形したグリーンシート 6を空気中 400〜600°Cで 2〜5時間加熱すること により、予め添加した有機バインダー成分を十分に脱脂（除去)した。次いで、脱脂体 を 0. 9MPa (9気圧）の窒素雰囲気中で 1700°C以上 2000°C以下の焼成温度で 5 〜50時間の焼成を行い、その後室温に冷却した。焼結工程においては、昇温時 14 00°C〜1900°Cの温度で 1〜10時間にわたる保持工程を設け、かっこの保持温度 から上記焼結温度までの昇温速度を 1. 0〜5. 0°CZminとした。得られた窒化珪素 焼結体シートに機械加工を施し、縦 50mm X横 50mm X厚さ 0. 6mmの半導体モジ ユール用の窒化珪素基板を製造した。個々の試料の製造条件は、図 2の実施例 1〜 10の欄に示す。窒化珪素基板の厚さは、 0. 2〜2. 0mmであることが望ましい。
[0032] 得られた窒化珪素基板中の Lu、 Gd、 Y、 Mgの含有量を ICP分析により測定し、そ れぞれ Lu O
3、 Gd O
2 3、 Y O
2 2 3、 MgO換算での含有量を計算した。得られた窒化珪 素基板の面内配向度 faを調べるために、 Cu-Κ α線で X線回折線を行い、各回折線 の強度を測定した (理学電気製、 RINT-2500) oこの測定結果を図 4に示す。
また、得られた窒化珪素基板について、以下に示すように、（1)破壊靭性 (K )及 lc び（2)熱伝導率につ!/、て測定した。 (1)破壊靭性 (κ )
lc
JIS— 1607に準拠して、窒化珪素質基板の側面にビッカース圧子を所定荷重 (例 えば、 2kgf)で押し込む IF法で測定した。このとき、ビッカース圧子はビッカース圧痕 の一方の対角線が基板の厚さ方向と垂直になるように押し込んだ。そして、図 5に示 すように、ビッカース圧痕の厚さ方向の対角線の長さ、上端部及び下端部から伸びる クラックの長さにより窒化珪素質基板の厚さ方向の破壊靱性を評価し、ピッカース圧 痕の面内方向の対角線の長さ、左端部及び右端部力 伸びるクラックの長さにより窒 化珪素質基板の面内方向の破壊靱性を評価する。
(2)熱伝導率
窒化珪素基板から 5mm角の測定用試料を切り出し、 JIS— 1611に準拠して、測定 した。
[0033] 次に、得られた窒化珪素基板を用いて窒化珪素配線基板及び半導体モジュール を作製した。窒化珪素配線基板の製造方法の二三の例は、以下のとおりである。ま ず、窒化珪素基板の両面に活性金属ろう材を印刷形成し、窒化珪素基板とほぼ同じ 長方形状の銅板を両面に 750°Cで加熱接合し、冷却後、金属回路板及び金属放熱 板が所定のパターンとなるように銅板をエッチングする。また、プレスカ卩ェにより回路 パターンとなる部分を一部の連結部で繋 、だ一体ものの銅板を製造し、このパターン 成形板を上記と同様に活性金属ろう材を印刷形成した窒化珪素基板に加熱接合し、 最後に回路パターン間を繋ぐ連結部を切断して取り除き、窒化珪素配線基板となす 。得られた窒化珪素配線基板の金属回路板上に半導体素子を半田接合した後、ヮ ィャボンディングを施し、半導体モジュールを得た。この半導体モジュールについて
、以下に示すように（3)ヒートサイクル試験を行い、（4)熱抵抗を測定した。
[0034] (3)ヒートサイクル試験 (信頼性評価）
55°Cでの冷却を 20分、室温での保持を 10分及び 150°Cにおける加熱を 20分と する昇温 Z降温サイクルを 1サイクルとし、これを 3000サイクル繰り返し付与し、窒化 珪素基板のクラックや金属回路板の剥離が発生するか否かを評価する。クラックの発 生は蛍光探傷法を用いて行った。
(4)熱抵抗 半導体モジュールを高熱伝導グリースを介して 20°Cに設定した水冷銅ジャケット上 に設置し、半導体モジュールに電流 14Aを投入し 1秒後の半導体素子に力かる電圧 の変化を測定した。予め測定しておいた半導体素子の温度と電圧の関係力 素子温 度の上昇値を求めることにより熱抵抗を測定した。
図 6には、上記した図 2に示す実施例 1〜10の製造条件に対応した評価結果を示 す。
[0035] (比較例）
図 2の比較例 1〜11に示す焼結助剤の組成とした出発原料を用いて、それ以後の 製造条件は実施例 1〜10と同様にして製造した。また、評価方法も実施例 1〜10と 同様に行った。以上の製造条件により製造された試料の評価結果を、図 6の比較例 1〜： L 1に示す。
[0036] 図 2において、実施例 1は、焼結助剤の出発組成を Lu O； 1. lmol%、 Gd O； 1
2 3 2 3
. 2mol%、 MgO ; 7mol%とし、焼結条件を温度 1950°C、時間を 50Hr、 j8型窒化 珪素粉末添加量； 10質量％として焼結を行った。その結果、図 6に示すように、面内 配向度 fa; 0. 75、面内方向の破壊靱性 K ; 3. 3MPam1/2、厚さ方向の破壊靱性
1C
K ; 8. 3MPam1/2、厚さ方向の熱伝導率； 90WZm'K、信頼性評価;合格（〇）、
1C
熱抵抗; 0. 20°CZWがそれぞれ得られた。
面内方向の破壊靭性 K が 3. 0MPam1/2以上、厚さ方向の破壊靭性 K が 6. 0
1C 1C
MPam1/2以上であるため、窒化珪素配線基板の作製時やヒートサイクル試験で発 生する窒化珪素基板への熱応力によるクラックの進展を抑制でき、信頼性の高 、半 導体モジュールを構成することができた。また、厚さ方向の熱伝導率が 90WZm'K 以上と高!、熱伝導率の窒化珪素基板を用いて!/、るため、半導体モジュールを構成し た際の熱抵抗が 0. 2°CZW以下となり、パワー半導体用の放熱基板とし十分に使用 可能である値となった。
[0037] 実施例 2は、焼結助剤の出発組成を Lu O ; 1. lmol%、 Gd O ; 1. 2mol%、 Mg
2 3 2 3
0 ; 7mol%とし、焼結条件を温度 1950°C、時間を 30Hr、 j8型窒化珪素粉末添加量 ; 10質量％として焼結を行った。その結果、図 6に示すように、面内配向度 fa ;0. 62 、面内方向の破壊靱性 K ;4. 2MPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ; 7. 2MPam1 /2、厚さ方向の熱伝導率； 120WZm'K、信頼性評価;合格 (〇）、熱抵抗; 0. 15°C /Wがそれぞれ得られた。
[0038] また、実施例 3は、焼結助剤の出発組成を Lu O； 1. lmol%、 Y O； 1. 2mol%、
2 3 2 3
MgO ; 7mol%とし、焼結条件を温度 1950°C、時間を 5Hr、 j8型窒化珪素粉末添加 量； 5質量％として焼結を行った。その結果、図 6に示すように、面内配向度 fa ; 0. 44 、面内方向の破壊靱性 K ;4. 3MPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ; 6. SMPam1
1C 1C
/2、厚さ方向の熱伝導率； 125WZm'K、信頼性評価;合格 (〇）、熱抵抗; 0. 20°C /Wがそれぞれ得られた。
実施例 4は、焼結助剤の出発組成を Lu O ; 1. 5mol%、 Gd O ; 1. 5mol%、 Mg
2 3 2 3
O ; 10mol%とし、焼結条件を温度 1900°C、時間を 5Hr、 j8型窒化珪素粉末添加量 ;40質量％として焼結を行った。その結果、図 6に示すように、面内配向度 fa ;0. 42 、面内方向の破壊靱性 K ;4. 3MPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ; 6. SMPam1
1C 1C
/2、厚さ方向の熱伝導率； 100WZm'K、信頼性評価;合格 (〇）、熱抵抗; 0. 20°C /Wがそれぞれ得られた。
[0039] さらに、実施例 5は、焼結助剤の出発組成を Lu O； 1. lmol%、 Y O； 1. 4mol
2 3 2 3
%、 MgO ; 7mol%とし、焼結条件を温度 1900°C、時間を 30Hr、 j8型窒化珪素粉 末添加量； 5質量％として焼結を行った。その結果、図 6に示すように、面内配向度 fa ;0. 48、面内方向の破壊靱性 K ;4. 5MPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ; 6. 7
1C 1C
MPam1/2、厚さ方向の熱伝導率； 105WZm'K、信頼性評価;合格 (〇）、熱抵抗； 0. 20°CZWがそれぞれ得られた。
実施例 6は、焼結助剤の出発組成を Lu O ;0. 4mol%、 Gd O ;0. 4mol%、 Mg
2 3 2 3
0 ; 1. 7mol%とし、焼結条件を温度 1950°C、時間を 30Hr、 j8型窒化珪素粉末添 加量； 10質量％として焼結を行った。その結果、図 6に示すように、面内配向度 fa ;0 . 51、面内方向の破壊靱性 K ;4. 3MPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ; 6. 4M
1C 1C
Pam1/2、厚さ方向の熱伝導率； 110WZm'K、信頼性評価;合格 (〇）、熱抵抗; 0. 20°CZWがそれぞれ得られた。
[0040] さらに、実施例 7は、焼結助剤の出発組成を Gd O ; 3. 6mol%、 MgO ; 7mol%と
2 3
し、焼結条件を温度 1950°C、時間を 50Hr、 j8型窒化珪素粉末添加量； 30質量％と して焼結を行った。その結果、図 6に示すように、面内配向度 fa;0. 45、面内方向の 破壊靱性 K ;4. 2MPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ; 6. 5MPam1/2、厚さ方向
1C 1C
の熱伝導率； 95WZm'K、信頼性評価;合格（〇）、熱抵抗; 0. 20°CZWがそれぞ れ得られた。
実施例 8は、焼結助剤の出発組成を Y O ; 3. 8mol%、 MgO ; 7mol%とし、焼結
2 3
条件を温度 1950°C、時間を 50Hr、 j8型窒化珪素粉末添加量； 30質量％として焼 結を行った。その結果、図 6に示すように、面内配向度 fa;0. 44、面内方向の破壊靱 性 K ;4. 3MPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ; 6. 4MPam1/2、厚さ方向の熱伝
1C 1C
導率; 95WZm'K、信頼性評価;合格 (〇）、熱抵抗; 0. 20°CZWがそれぞれ得ら れた。
[0041] さらに、実施例 9は、焼結助剤の出発組成を Lu O ; 2. 2mol%、 Gd O ; 2. 3mol
2 3 2 3
%、 MgO ; 7mol%とし、焼結条件を温度 1975°C、時間を 30Hr、 j8型窒化珪素粉 末添加量; 0質量％として焼結を行った。その結果、図 6に示すように、面内配向度 fa ;0. 42、面内方向の破壊靱性 K ;4. lMPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ; 6. 2
1C 1C
MPam1/2、厚さ方向の熱伝導率; 90WZm'K、信頼性評価;合格 (〇）、熱抵抗; 0 . 25°CZWがそれぞれ得られた。
実施例 10は、焼結助剤の出発組成を Lu O ; 2. 2mol%、 Y Ο ; 2. 4mol%、 Mg
2 3 2 3
0 ; 7mol%とし、焼結条件を温度 1950°C、時間を 50Hr、 j8型窒化珪素粉末添加量 ;0質量％として焼結を行った。その結果、図 6に示すように、面内配向度 fa ;0. 41、 面内方向の破壊靱性 K ;4. 2MPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ; 6. lMPam^
1C 1C
厚さ方向の熱伝導率; 90WZm'K、信頼性評価;合格 (〇）、熱抵抗; 0. 25°C/ Wがそれぞれ得られた。
[0042] これに対し、比較例 1は、焼結助剤の出発組成を Lu O ; 2. 2mol%、 Gd O ; 2. 3
2 3 2 3 mol%、 MgO ; 7mol%とし、焼結条件を温度 1975°C、時間を 30Hr、 j8型窒化珪素 粉末添加量； 30質量％として焼結を行った。その結果、図 6に示すように、面内配向 度 fa; 0. 90、面内方向の破壊靱性 K ; 2. 7MPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ；
1C 1C
9. 0MPam1/2、厚さ方向の熱伝導率; 43WZm'K、信頼性評価；不合格（X )、熱 抵抗; 0. 30°CZWがそれぞれ得られた。比較的多量の j8型窒化珪素粉末を添加し 、焼結温度が 1975°C、焼結時間が 30Hrという比較的高温で長時間の焼結条件に より焼成したことにより、添加した j8型窒化珪素粉末粒子を核として、面内方向への 柱状粒子の成長が促進されたため面内配向度 faが高くなつた。その結果、厚さ方向 の破壊靭性を高くすることができたが、面内方向の破壊靭性が極端に低くなり、ヒート サイクル試験により窒化珪素基板にクラックが発生した。また、面内配向度 faが高い ため、厚さ方向の熱伝導率も低い値となり、半導体モジュールを構成した際の熱抵抗 も高 、値となってしまった。
[0043] 比較例 2は、焼結助剤の出発組成を Lu O ; 1. 6mol%、 Gd O ; 1. 6mol%、 Mg
2 3 2 3
0 ; 13mol%とし、焼結条件を温度 1975°C、時間を 30Hr、 j8型窒化珪素粉末添カロ 量； 30質量％として焼結を行った。その結果、図 6に示すように、面内配向度 fa ;0. 8 8、面内方向の破壊靱性 K ; 3. 2MPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ; 9. OMPa
1C 1C
m1/2、厚さ方向の熱伝導率; 52WZm'K、信頼性評価;合格 (〇）、熱抵抗; 0. 30 °CZWがそれぞれ得られた。比較的多量の β型窒化珪素粉末を添加し、高温で焼 成したことにより、面内配向度 faが高くなり、厚さ方向の熱伝導率も低い値となり、半 導体モジュールを構成した際の熱抵抗も高い値となってしまった。
[0044] また、比較例 3は、焼結助剤の出発組成を Lu O ； 1. lmol%、 Y O ； 1. 2mol%、
2 3 2 3
MgO ; 10mol%とし、焼結条件を温度 1900°C、時間を 5Hr、 j8型窒化珪素粉末添 加量； 5質量％として焼結を行った。その結果、図 6に示すように、面内配向度 fa ; 0. 38、面内方向の破壊靱性 K ;4. 5MPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ; 5. 5MPa
1C 1C m1/2、厚さ方向の熱伝導率； 130WZm'K、信頼性評価;不合格（X )、熱抵抗; 0. 20°CZWがそれぞれ得られた。比較的少量の β型窒化珪素粉末を添加し、また、 比較的低温で短時間で焼成したことにより、面内配向度 faが低くなり、厚さ方向の破 壊靭性が低い値となり、ヒートサイクル試験により窒化珪素基板にクラックが発生した
[0045] 比較例 4は、焼結助剤の出発組成を Gd O ； 2. 3mol%、 MgO； 7mol%とし、焼結
2 3
条件を温度 1950°C、時間を 5Hr、 j8型窒化珪素粉末添加量; 0質量％として焼結を 行った。その結果、図 6に示すように、面内配向度 fa ; 0. 35、面内方向の破壊靱性 K ;4. 2MPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ; 5. 4MPam1/2、厚さ方向の熱伝導率 ; 110W/m-K,信頼性評価;不合格（X )、熱抵抗; 0. 20°CZWがそれぞれ得られ た。 j8型窒化珪素粉末を添加せずに、また Lu Oを添加しな力つたことにより、高温
2 3
での液相の生成量が少なぐ粒成長が抑制されたため、面内配向度 faが低くなり、厚 さ方向の破壊靭性が低 ヽ値となり、ヒートサイクル試験により窒化珪素基板にクラック が発生した。
[0046] さらに、比較例 5は、焼結助剤の出発組成を Lu O ;0. 2mol%、 Gd O ;0. 2mol
2 3 2 3
%、 MgO ;0. 9mol%とし、焼結条件を温度 1950°C、時間を 5Hr、 j8型窒化珪素粉 末添加量; 0質量％として焼結を行った。その結果、図 6に示すように、面内配向度 fa ;0. 15、面内方向の破壊靱性 K ;4. 8MPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ;4. 7
1C 1C
MPam1/2、厚さ方向の熱伝導率； 115WZm'K、信頼性評価;不合格（ X )、熱抵 抗; 0. 20°CZWがそれぞれ得られた。 j8型窒化珪素粉末を添加せずに、また焼結 時間も比較的短いため、粒成長が抑制されたため、面内配向度 faが低くなり、厚さ方 向の破壊靭性が低い値となり、ヒートサイクル試験により窒化珪素基板にクラックが発 生した。
[0047] 比較例 6は、焼結助剤の出発組成を Y O； 1. 9mol%、 MgO； 22mol%とし、焼結
2 3
条件を温度 1950°C、時間を 5Hr、 j8型窒化珪素粉末添加量; 0質量％として焼結を 行った。その結果、図 6に示すように、面内配向度 fa ; 0. 32、面内方向の破壊靱性 K ;4. 0MPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ; 5. 5MPam1/2、厚さ方向の熱伝導率
1C 1C
; 110W/m-K,信頼性評価;不合格（X )、熱抵抗; 0. 20°CZWがそれぞれ得られ た。比較例 4と同様の理由で、面内配向度 faが低くなり、厚さ方向の破壊靭性が低い 値となり、ヒートサイクル試験により窒化珪素基板にクラックが発生した。
[0048] また、比較例 7は、焼結助剤の出発組成を Y O； 1. 9mol%、 MgO； 22mol%とし
2 3
、焼結条件を温度 1850°C、時間を 5Hr、 j8型窒化珪素粉末添加量; 0質量％として 焼結を行った。その結果、図 6に示すように、面内配向度 fa;0. 11、面内方向の破壊 靱性 K ;4. 7MPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ； 5. 6MPam1/2、厚さ方向の熱
1C 1C
伝導率; 95WZm'K、信頼性評価;不合格（X )、熱抵抗; 0. 20°CZWがそれぞれ 得られた。 |8型窒化珪素粉末及び Lu Oを添加せずに、また、焼結条件も比較的低
2 3
温で短時間であるため、焼成時の液相の生成量が少なぐ粒成長が抑制されたため 、面内配向度 faが低くなり、厚さ方向の破壊靭性が低い値となり、ヒートサイクル試験 により窒化珪素基板にクラックが発生した。
[0049] 比較例 8は、焼結助剤の出発組成を Lu O ; 1. lmol%、 Gd O ; 1. 2mol%、 Mg
2 3 2 3
0 ; 22mol%とし、焼結条件を温度 1975°C、時間を 30Hr、 j8型窒化珪素粉末添カロ 量； 30質量％として焼結を行った。その結果、図 6に示すように、面内配向度 fa;0. 8 5、面内方向の破壊靱性 K ; 3. 0MPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ;8. 2MPa
1C 1C
m1/2、厚さ方向の熱伝導率; 60WZm'K、信頼性評価;合格 (〇）、熱抵抗; 0. 25 °CZWがそれぞれ得られた。比較例 1と同様の理由で面内配向度 faが高いため、厚 さ方向の熱伝導率も低い値となり、半導体モジュールを構成した際の熱抵抗も高い 値となってしまった。
[0050] さらに、比較例 9は、焼結助剤の出発組成を Gd O ; 2mol%、 MgO; 7mol%とし、
2 3
焼結条件を温度 1900°C、時間を 5Hr、 j8型窒化珪素粉末添加量； 1質量％として焼 結を行った。その結果、図 6に示すように、面内配向度 fa;0. 13、面内方向の破壊靱 性 K ; 3. 8MPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ;4. 3MPam1/2、厚さ方向の熱伝
1C 1C
導率; 90WZm'K、信頼性評価;不合格（X )、熱抵抗; 0. 20°CZWがそれぞれ得 られた。 Lu Oを添加せずに、また、 13型窒化珪素粉末の添加量も比較的少量であ
2 3
り、さらには、焼結条件も比較的低温で短時間であるため、焼成時の液相の生成量 が少なぐ粒成長が抑制されたため、面内配向度 faが低くなり、厚さ方向の破壊靭性 が低い値となり、ヒートサイクル試験により窒化珪素基板にクラックが発生した。
[0051] 比較例 10は、焼結助剤の出発組成を Lu O ； 1. 2mol%、 MgO； 7mol%とし、焼
2 3
結条件を温度 1900°C、時間を 5Hr、 j8型窒化珪素粉末添加量； 1質量％として焼結 を行った。その結果、図 6に示すように、面内配向度 fa;0. 15、面内方向の破壊靱性 K ;4. 0MPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ;4. 5MPam1/2、厚さ方向の熱伝導
1C 1C
率; 90WZm'K、信頼性評価;不合格（X )、熱抵抗; 0. 20°CZWがそれぞれ得ら れた。 |8型窒化珪素粉末の添加量が比較的少量であり、さらには、焼結条件も比較 的低温で短時間であるため、焼成時の液相の生成量が少なぐ粒成長が抑制された ため、面内配向度 faが低くなり、厚さ方向の破壊靭性が低い値となり、ヒートサイクル 試験により窒化珪素基板にクラックが発生した。 [0052] 比較例 11は、焼結助剤の出発組成を Lu O ; 1. lmol%、 Gd O ; 1. 2mol%、 M
2 3 2 3
gO ; 7mol%とし、焼結条件を温度 1975°C、時間を 30Hr、 j8型窒化珪素粉末添カロ 量； 10質量％として焼結を行った。その結果、図 6に示すように、面内配向度 fa ;0. 3 1、面内方向の破壊靱性 K ;4. lMPam1/2、厚さ方向の破壊靱性 K ; 5. 4MPa
1C 1C
m1/2、厚さ方向の熱伝導率; 95WZm'K、信頼性評価;不合格（X )、熱抵抗; 0. 2 0°CZWがそれぞれ得られた。 MgOの添加量が比較的少なぐかつ焼結条件が比 較的高温で長時間であるため、焼結時に MgOの揮発量が多ぐ焼成時の液相の生 成量が少なぐ粒成長が抑制されたため、面内配向度 faが低くなり、厚さ方向の破壊 靭性が低い値となり、ヒートサイクル試験により窒化珪素基板にクラックが発生した。
[0053] 以上のように、実施例 1〜3については、 j8型窒化珪素粉末を 5〜： L0質量％添加し 、さらには Lu Oを 1. lmol%添カ卩し、 1950°Cで焼成することによって、焼結時に多
2 3
量の液相が生成し、添加した j8型窒化珪素粉末粒子を核として、面内方向への柱状 粒子の成長が適度に促進されたため面内配向度 faは 0. 4〜0. 8となった。
また、実施例 4のように焼結温度が 1900°Cと比較的低温でも j8型窒化珪素粉末を 40質量％と十分に添カ卩し、さらには Lu Oを 1. 5mol%添加することで、面内配向
2 3
度 faは 0. 4以上の高い値となった。
また、実施例 6〜8のように Lu Oの添カ卩量力^〜 0. 4mol%と少ない場合でも、 19
2 3
50°Cの高温で 30〜50Hrの長時間焼成することで、面内配向度 faは 0. 4以上の高 い値となった。
また、実施例 5、 9、 10のように |8型窒化珪素粉末の添加量が 0〜5質量％と比較 的少ない場合でも、 Lu Oを 1. lmol%以上添カ卩し、さらには 30Hr以上の長時間焼
2 3
成することによって、面内配向度 faは 0. 4以上の高い値となった。
[0054] 面内配向度 faが 0. 4〜0. 8である実施例については、いずれも、厚さ方向の破壊 靱性 K が面内方向の破壊靱性 K より大きぐ 6. 0MPam1/2以上の厚さ方向の破
1C 1C
壊靭性 K 、 3. 0MPam1/2以上の面内方向の破壊靭性 K 、 90WZm'K以上の
1C 1C
厚さ方向の熱伝導率が得られた。
[0055] 以上、この実施の形態を図面を参照して詳述してきたが、具体的な構成はこの実施 の形態に限られるものではなぐ本発明の要旨を逸脱しない範囲の設計の変更等が あっても本発明に含まれる。
図面の簡単な説明
[0056] [図 1] β型窒化珪素粒子の格子面を説明するための概念図である。
[図 2]実施例及び比較例の製造条件及び窒化珪素基板における助剤組成の一例を 示す図である。
[図 3]グリーンシートの外観構成を示す概略断面図である。
[図 4]本発明の実施の形態に係る窒化珪素基板の粒界相の X線回折結果を示す図 である。
[図 5]破壊靭性の評価方法を説明するための概略図である。
[図 6]実施例及び比較例の評価結果の一例を示す図である。
[図 7]面内配向度 faが約 1である窒化珪素基板の概略断面図である。
[図 8]面内配向度 faが約 1である窒化珪素基板の概略断面図である。
[図 9]半導体モジュールにおいて窒化珪素基板にクラックが発生する様子を説明する ための概念図 (側面断面図）である。
符号の説明
[0057] 1, 2, 31 窒化珪素基板
3 半導体モジュール
32 金属回路板
33 金属放熱板
34 窒化珪素配線基板
35 半導体素子
4 |8型窒化珪素粒子
6 グリーンシート
61 |8型窒化珪素粒子
62 α型窒化珪素粒子

Claims

請求の範囲
[1] β型窒化珪素と、少なくとも 1種類の希土類元素 (RE)とを含有し、前記 β型窒化 珪素の所定格子面のそれぞれの X線回折線強度の割合から定まる厚さ方向に垂直 な面内における配向割合を示す面内配向度 faが 0. 4〜0. 8であることを特徴とする 窒化珪素基板。
[2] 前記面内配向度 faは、式（1)で表されることを特徴とする請求項 1記載の窒化珪素 基板。
fa= (P-P ) / (l -P ) · ' · (1)
0 0
式（1)において、 Ρは、式（2)で表され、前記窒化珪素基板における前記 j8型窒化 珪素の（110)面、（200)面、（210)面、（310)面及び（320)面のそれぞれの X線回 折線強度の割合を意味し、 P
0は、式（3)で表され、 j8型窒化珪素粉末における前記 j8型窒化珪素の（110)面、（200)面、（210)面、（310)面及び（320)面のそれぞ れの X線回折線強度の割合を意味して 、る。
P= (I +1 +1 +1 +1 +1 +1 +1 +1 +1
(110) (200) (210) (310) (320) (110) (200) (101) (210) (201) (
+ 1 +1 ) " ' {2)
310) (320) (002)
P = (1' + + + + + + + +1，
0 (110) (200) (210) (310) (320) (110) (200) (101) (210)
+ + + ) … ）
(201) (310) (320) (002)
[3] 厚さ方向の破壊靱性が面内方向の破壊靱性より大きぐかつ、前記厚さ方向の破 壊靱性が 6. 0MPam1/2以上、前記面内方向の破壊靱性が 3. 0MPam1/2以上、厚 さ方向の熱伝導率が 90WZm'K以上であることを特徴とする請求項 1又は 2記載の 窒化珪素基板。
[4] 前記少なくとも 1種類の REは、ルテチウム (Lu)と、イットリウム (Y)を含む前記ルテ チウム（Lu)以外の REから選択された少なくとも 1種類の REであり、マグネシウム（M g)を酸ィ匕マグネシウム換算で 0. 03〜8. Omol%、前記 Luを酸化ルテチウム換算で 0. 14-1. 30mol%、前記 Yを含む前記 Lu以外の前記 REから選択された少なくと も 1種類の REを酸ィ匕物換算で 0. 12〜1. 30mol%それぞれ含有することを特徴と する請求項 1乃至 3の何れかに記載の窒化珪素基板。
[5] 前記 Yを含む前記 Lu以外の前記 REカゝら選択された少なくとも 1種類の REは、ガド リュウム（Gd)であり、酸ィ匕ガドリニウム換算で 0. 12〜： L 30mol%含有していること を特徴とする請求項 4記載の窒化珪素基板。
[6] 含有酸素量 2. 0質量％以下の α型窒化珪素原料粉 99〜50質量％に、 β分率が 30〜100%で、酸素含有量が 0. 5質量％以下、平均粒子径が 0. 2-10 ^ m,ァス ぺクト比が 10以下である |8型窒化珪素質粉末 1〜50質量％を添加するとともに、酸 化ルテチウムを 0. 35〜： L 60mol%、酸化マグネシウムを 1. 70〜10mol%、前記 酸化ルテチウム以外でイットリウム (Y)を含む希土類元素 (RE)から選択された少なく とも 1種の元素の酸化物を 0. 39〜： L 5mol%配合し、成形体となした後、 1700〜2 000°Cの温度で 0. 5〜1. OMPaの窒素加圧雰囲気にて 5〜50時間焼結することを 特徴とする窒化珪素基板の製造方法。
[7] 請求項 1乃至 5の何れかに記載の窒化珪素基板と、前記窒化珪素基板の一面に接 合された金属回路板と、前記窒化珪素基板の他の面に接合された金属放熱板とから なることを特徴とする窒化珪素配線基板。
[8] 請求項 7記載の窒化珪素配線基板と、前記窒化珪素配線基板に搭載された半導 体素子とからなることを特徴とする半導体モジュール。
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