WO2019021919A1 - 窒化アルミニウム焼結体およびその製造方法 - Google Patents

窒化アルミニウム焼結体およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2019021919A1
WO2019021919A1 PCT/JP2018/027008 JP2018027008W WO2019021919A1 WO 2019021919 A1 WO2019021919 A1 WO 2019021919A1 JP 2018027008 W JP2018027008 W JP 2018027008W WO 2019021919 A1 WO2019021919 A1 WO 2019021919A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
aluminum nitride
sintered body
aln
crystal grains
nitride sintered
Prior art date
Application number
PCT/JP2018/027008
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
宮本　大輔
塩井　恒介
Original Assignee
昭和電工株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 昭和電工株式会社 filed Critical 昭和電工株式会社
Priority to CN201880043911.9A priority Critical patent/CN110809568A/zh
Priority to US16/631,046 priority patent/US10787392B2/en
Priority to KR1020197037951A priority patent/KR102141812B1/ko
Priority to JP2019532542A priority patent/JP6721793B2/ja
Priority to EP18839306.0A priority patent/EP3659991A4/en
Publication of WO2019021919A1 publication Critical patent/WO2019021919A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/58—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides
    • C04B35/581—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on aluminium nitride
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C04B35/10—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on aluminium oxide
    • C04B35/111—Fine ceramics
    • C04B35/117—Composites
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/50—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on rare-earth compounds
    • C04B35/505—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on rare-earth compounds based on yttrium oxide
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/62605—Treating the starting powders individually or as mixtures
    • C04B35/62625—Wet mixtures
    • C04B35/6264—Mixing media, e.g. organic solvents
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/62605—Treating the starting powders individually or as mixtures
    • C04B35/62645—Thermal treatment of powders or mixtures thereof other than sintering
    • C04B35/62675—Thermal treatment of powders or mixtures thereof other than sintering characterised by the treatment temperature
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/62605—Treating the starting powders individually or as mixtures
    • C04B35/62645—Thermal treatment of powders or mixtures thereof other than sintering
    • C04B35/6268—Thermal treatment of powders or mixtures thereof other than sintering characterised by the applied pressure or type of atmosphere, e.g. in vacuum, hydrogen or a specific oxygen pressure
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/62605—Treating the starting powders individually or as mixtures
    • C04B35/62685—Treating the starting powders individually or as mixtures characterised by the order of addition of constituents or additives
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/63—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B using additives specially adapted for forming the products, e.g.. binder binders
    • C04B35/6303—Inorganic additives
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/63—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B using additives specially adapted for forming the products, e.g.. binder binders
    • C04B35/632—Organic additives
    • C04B35/634—Polymers
    • C04B35/63404—Polymers obtained by reactions only involving carbon-to-carbon unsaturated bonds
    • C04B35/6342—Polyvinylacetals, e.g. polyvinylbutyral [PVB]
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/63—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B using additives specially adapted for forming the products, e.g.. binder binders
    • C04B35/638—Removal thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/64—Burning or sintering processes
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/04—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer
    • H01L21/48—Manufacture or treatment of parts, e.g. containers, prior to assembly of the devices, using processes not provided for in a single one of the subgroups H01L21/06 - H01L21/326
    • H01L21/4803—Insulating or insulated parts, e.g. mountings, containers, diamond heatsinks
    • H01L21/4807—Ceramic parts
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L23/00—Details of semiconductor or other solid state devices
    • H01L23/12—Mountings, e.g. non-detachable insulating substrates
    • H01L23/14—Mountings, e.g. non-detachable insulating substrates characterised by the material or its electrical properties
    • H01L23/15—Ceramic or glass substrates
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L23/00—Details of semiconductor or other solid state devices
    • H01L23/34—Arrangements for cooling, heating, ventilating or temperature compensation ; Temperature sensing arrangements
    • H01L23/36—Selection of materials, or shaping, to facilitate cooling or heating, e.g. heatsinks
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L23/00—Details of semiconductor or other solid state devices
    • H01L23/34—Arrangements for cooling, heating, ventilating or temperature compensation ; Temperature sensing arrangements
    • H01L23/36—Selection of materials, or shaping, to facilitate cooling or heating, e.g. heatsinks
    • H01L23/373—Cooling facilitated by selection of materials for the device or materials for thermal expansion adaptation, e.g. carbon
    • H01L23/3731—Ceramic materials or glass
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3217—Aluminum oxide or oxide forming salts thereof, e.g. bauxite, alpha-alumina
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3224—Rare earth oxide or oxide forming salts thereof, e.g. scandium oxide
    • C04B2235/3225—Yttrium oxide or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3852—Nitrides, e.g. oxynitrides, carbonitrides, oxycarbonitrides, lithium nitride, magnesium nitride
    • C04B2235/3865—Aluminium nitrides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/40—Metallic constituents or additives not added as binding phase
    • C04B2235/402—Aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
    • C04B2235/54—Particle size related information
    • C04B2235/549—Particle size related information the particle size being expressed by crystallite size or primary particle size
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/60—Aspects relating to the preparation, properties or mechanical treatment of green bodies or pre-forms
    • C04B2235/602—Making the green bodies or pre-forms by moulding
    • C04B2235/6025—Tape casting, e.g. with a doctor blade
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes characterised by specific heating conditions during heat treatment
    • C04B2235/6567—Treatment time
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/658—Atmosphere during thermal treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/658—Atmosphere during thermal treatment
    • C04B2235/6583—Oxygen containing atmosphere, e.g. with changing oxygen pressures
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/72—Products characterised by the absence or the low content of specific components, e.g. alkali metal free alumina ceramics
    • C04B2235/721—Carbon content
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/77—Density
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/78—Grain sizes and shapes, product microstructures, e.g. acicular grains, equiaxed grains, platelet-structures
    • C04B2235/782—Grain size distributions
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/78—Grain sizes and shapes, product microstructures, e.g. acicular grains, equiaxed grains, platelet-structures
    • C04B2235/786—Micrometer sized grains, i.e. from 1 to 100 micron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/80—Phases present in the sintered or melt-cast ceramic products other than the main phase
    • C04B2235/85—Intergranular or grain boundary phases

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum nitride sintered body and a method of manufacturing the same.
  • a circuit board excellent in heat dissipation and mechanical strength is required. If the heat dissipation is good, the heat generated by the circuit can be efficiently released to suppress the overheating of the semiconductor element. If the mechanical strength is excellent, the circuit board can withstand thermal stress due to the difference in thermal expansion coefficient with the metal circuit layer.
  • a ceramic insulating substrate using a sintered body of aluminum nitride (hereinafter sometimes referred to as AlN) having high electrical insulation and high thermal conductivity has attracted attention as a circuit substrate meeting such requirements. .
  • Non-patent Document 1 Since AlN is a substance having strong covalent bonding and being difficult to sinter, addition of a sintering aid such as yttrium oxide (Y 2 O 3 ) is necessary to obtain a dense AlN sintered body. Yttrium as a sintering aid reacts with impurity oxygen solid-solved on the surface and inside of the AlN crystal grains during sintering to form a Y-Al-O-based liquid phase, and the impurity oxygen becomes a grain boundary And promote the densification of crystals (Non-patent Document 1).
  • Yttrium oxide Y 2 O 3
  • Non-Patent Document 2 when impurity oxygen is solid-solved in the AlN crystal grains in the obtained AlN sintered body, lattice defects occur in the AlN crystal grains, which become phonon scattering centers, and the thermal conductivity drops dramatically.
  • lattice defects in AlN crystal grains may lead to a decrease in mechanical strength and an increase in dielectric loss, and the reduction of impurity oxygen in AlN crystal grains is an important technical issue.
  • Non-Patent Document 3 there is also a method of removing impurity oxygen from an AlN sintered body by sintering at a high temperature for a long time in a reducing atmosphere, but this method Since this time is long, there is a concern that productivity may be reduced.
  • Non-patent Document 4 The mechanical strength of the ceramics depends on the grain size, and the mechanical strength decreases with the increase of the grain size.
  • Non-patent Document 4 In the above-described method of sintering at high temperature for a long time, the crystal grains in the AlN sintered body inevitably become coarse and the strength is reduced, so AlN sintering satisfying both high thermal conductivity and high mechanical strength The preparation of the body was difficult.
  • Patent Document 1 discloses that by adding aluminum nitride obtained by vapor phase chemical synthesis, an aluminum nitride sintered body having high heat conductivity and high strength can be obtained. It is done. Further, Patent Document 2 discloses that an aluminum nitride sintered body having an excellent Weibull coefficient can be obtained by reducing the content of impurities.
  • the aluminum nitride sintered body disclosed in Patent Document 1 has a large particle size distribution in the aluminum nitride sintered body because it is mixed with a plurality of aluminum nitride powders having large particle diameters in addition to high cost. It becomes uneven and the variation in strength in the aluminum nitride sintered body becomes large. Moreover, although the aluminum nitride sintered compact disclosed by patent document 2 is excellent in the Weibull coefficient, that whose intensity
  • the present invention has the following configuration.
  • An aluminum nitride sintered body containing aluminum nitride crystal grains and complex oxide crystal grains containing a rare earth element and an aluminum element In the aluminum nitride sintered body, 10 to 200 interparticle voids having a longest diameter of 0.2 to 1 ⁇ m are dispersed in a 100 ⁇ m square cross section, and the median diameter of the aluminum nitride crystal grains is 2 ⁇ m or less, and An aluminum nitride sintered body characterized by having a carbon atom content of less than 0.10% by mass.
  • the aluminum nitride sintered body according to the above item 1 or 2 wherein the median diameter of the complex oxide crystal grains is 1.5 ⁇ m or less.
  • the rare earth element is one or more elements selected from the group consisting of yttrium and lanthanide rare earth elements.
  • a method for producing an aluminum nitride sintered body according to any one of the preceding items 1 to 4 A primary mixing step of mixing a raw material powder containing aluminum nitride powder and a sintering aid with an organic solvent to obtain a raw material slurry, filtering a mixed liquid obtained by mixing the raw material slurry and the binder solution Obtaining the secondary mixing step, forming the mixed slurry to obtain an aluminum nitride molded body, heating the aluminum nitride molded body to less than 600 ° C.
  • a method of producing an aluminum nitride sintered body comprising a sintering step of sintering the aluminum nitride degreased body to obtain an aluminum nitride sintered body.
  • the sintering aid contains a compound having one or two or more elements selected from the group consisting of yttrium and lanthanide rare earth elements. Production method.
  • the aluminum nitride sintered body of the present invention is higher than the conventional aluminum nitride sintered body by suppressing the growth of aluminum nitride crystal grains and having interparticle voids uniformly dispersed among the aluminum nitride crystal grains.
  • the strength and the variation in strength in the aluminum nitride sintered body are small.
  • FIG. 1 is a scanning electron microscope (SEM) image of 10,000 times the fracture surface of the aluminum nitride sintered body produced in Example 1.
  • SEM scanning electron microscope
  • black portions are interparticle voids.
  • the portions that appear relatively dark are aluminum nitride grains, and the portions that appear relatively bright are complex oxide grains.
  • FIG. 2 is a 1,000 times SEM image of the fractured surface of the aluminum nitride sintered body produced in Example 1.
  • FIG. 3 is a 1,000 times SEM image of the fractured surface of the aluminum nitride sintered body produced in Comparative Example 1.
  • the aluminum nitride sintered body of the present invention contains aluminum nitride (hereinafter also referred to as AlN) crystal grains and complex oxide crystal grains containing a rare earth element and an aluminum element, and the median diameter of the aluminum nitride crystal grains is 2 ⁇ m or less
  • AlN aluminum nitride
  • 10 to 200 voids having a longest diameter of 0.2 to 1 ⁇ m are dispersed in a region of 100 ⁇ m in cross section, and the carbon atom content is less than 0.10 mass% It is characterized by being.
  • the AlN sintered body is a polycrystalline body containing AlN crystal grains as the main component, contains complex oxide crystal grains as a secondary component, and the interparticle voids are uniformly dispersed in the AlN sintered body without being adjacent to each other. Exists.
  • AlN grain In the present specification, the size of AlN crystal grains is defined by the median diameter.
  • the median diameter is a value corresponding to 50% of the cumulative particle size distribution on a number basis.
  • the median diameter of the AlN crystal grains contained in the AlN sintered body of the present invention is 2 ⁇ m or less. The smaller the median diameter of the AlN crystal grains, the higher the strength of the AlN sintered body, preferably 1.7 ⁇ m or less, and more preferably 1.5 ⁇ m or less. If the median diameter of the AlN crystal grains is within these ranges, the resulting sintered body becomes sufficiently high in mechanical strength.
  • the median diameter of the AlN crystal grains contained in the AlN sintered body according to the present invention is observed at a magnification of 1000 times or more by a scanning electron microscope (SEM) of the fractured surface of the AlN sintered body, and at least in any 100 ⁇ m square region
  • SEM scanning electron microscope
  • the grain sizes of 500 AlN crystal grains are measured and determined. Since the AlN crystal grains are not perfectly spherical, the longest diameter is taken as the grain size of the AlN crystal grains. In the present specification, the longest diameter of a crystal grain means the length of the longest diagonal of the polygon that constitutes the contour of the crystal grain determined as follows.
  • the outline of the AlN crystal grain is observed as a convex polygon in the field plane.
  • the longest diagonal of the plurality of diagonals of the convex polygon has the longest diameter of the crystal grain.
  • the AlN crystal grain which can not be measured the length of the longest diagonal of the polygon which overlaps with other AlN crystal grain etc. and which constitutes the outline of a crystal grain although it is observed as AlN crystal grain in the view of a SEM image. Is not included in the particle size measurement targets.
  • the AlN crystal grains and the complex oxide crystal grains are observed in the SEM image of the fractured surface of the AlN sintered body, the grains that appear relatively dark are the AlN crystal grains, and the relatively The particles that appear bright are complex oxide crystal grains described later.
  • the distinction between AlN crystal grains and complex oxide crystal grains can also be confirmed from differences in the elements contained in the crystal grains using an energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) analyzer attached to the SEM apparatus. This method may be hereinafter referred to as SEM-EDS analysis.
  • EDS energy dispersive X-ray spectroscopy
  • the complex oxide crystal grains contained in the AlN sintered body of the present invention are crystal grains of a complex oxide containing a rare earth element (hereinafter also referred to as RE) and an aluminum element.
  • the AlN sintered body of the present invention contains complex oxide crystal grains as a minor component.
  • a crystal phase of the complex oxide As a crystal phase of the complex oxide, a crystal phase of monoclinic system (RE 4 Al 2 O 9 ), orthorhombic perovskite structure (REAlO 3 ) or cubic garnet structure (RE 3 Al 5 O 12 ) Wherein RE represents one or more elements selected from the group consisting of yttrium and lanthanide rare earth elements.
  • the complex oxide crystal grains preferably contain at least one or two or more crystal phases of RE 4 Al 2 O 9 , REAlO 3 and RE 3 Al 5 O 12 , and REAlO 3 and RE 3 Al 5 It is preferred to include two crystalline phases of O 12 . But not including those consisting of RE 3 Al 5 O 12 single crystal phase.
  • the AlN sintered body contains crystal grains other than the AlN crystal grains and the complex oxide crystal grains containing a rare earth element and an aluminum element, it is highly likely to lower the thermal conductivity of the AlN sintered body.
  • the crystal grains contained in the sintered body are preferably composed of only AlN crystal grains and complex oxide crystal grains containing a rare earth element and an aluminum element.
  • the crystal phase of the complex oxide can be identified by X-ray diffraction.
  • rare earth elements include Y, La, Ce, Pr, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb and Lu, among which the smaller the ion radius, the easier it is to enhance the thermal conductivity. Among them, Y, Lu, Yb, Tm, Er and Ho are preferable.
  • YAP YAlO 3
  • YAG Y 3 Al 5 O 12
  • the peak height I YAG and the diffraction peak height I YAP ratio of diffraction angle 2 ⁇ 34.3 ° derived from the plane index (121) of YAlO 3
  • the ratio I YAG / I YAP when expressed as I YAG / I YAP Is preferably 0.1 to 10, more preferably 0.1 to 7, and still more preferably 0.2 to 0.5.
  • I YAG / I YAP is in this range, the crystal phase of the complex oxide is present in the form of grains,
  • X-ray diffraction measurement apparatus for example, PANALYTIC MPD manufactured by Spectris Inc. can be used.
  • measurement conditions for example, X-ray output (Cu-K ⁇ ): 45 kV, 40 mA, scan axis: ⁇ / 2 ⁇ , measurement range (2 ⁇ ): 10 ° to 90 °.
  • the size of the complex oxide crystal grains contained in the AlN sintered body of the present invention is defined as the number-based median diameter, as in the case of the above-mentioned AlN crystal grains.
  • the complex oxide crystal grains are larger than the AlN crystal grains, the complex oxide crystal grains themselves become the starting point of the fracture, and therefore the median diameter of the complex oxide crystal grains is smaller than the median size of the AlN crystal grains. Is preferred.
  • the median diameter of the complex oxide crystal grains is preferably 1.5 ⁇ m or less, more preferably 1.0 ⁇ m or less.
  • the median diameter of the complex oxide crystal grains is at least 200 grains of complex oxide crystal grains in an arbitrary 100 ⁇ m square area when the fracture surface of the AlN sintered body is observed at a magnification of 1000 times or more with a scanning electron microscope The diameter can be measured and determined. Since the complex oxide crystal grains are not completely spherical, the longest diameter is taken as the grain size of the complex oxide crystal grains, as in the case of the aforementioned AlN crystal grains. As described above, for example, in the SEM image shown in FIG. 1, the particles that appear relatively bright are complex oxide crystal grains.
  • inter-particle space In the AlN sintered body of the present invention, inter-particle voids are dispersed, and when the fractured surface of the AlN sintered body is observed by a scanning electron microscope, the visual field region of 100 ⁇ m square of the AlN sintered body is most There are 10 to 200, preferably 20 to 170, and more preferably 50 to 130 interparticle voids having a major axis of 0.2 to 1 ⁇ m.
  • the interparticle voids appear basically black in the SEM image and are not observed brightly even if the contrast is changed.
  • the dispersion of the interparticle voids means that the interparticle voids having a longest diameter of 0.2 to 1 ⁇ m are not continuous to form an interparticle void having a longest diameter exceeding 1 ⁇ m. Further, from another viewpoint, the interparticle voids having a longest diameter of 0.2 to 1 ⁇ m are each isolated and surrounded by AlN crystal grains or complex oxide crystal grains and separated from each other. In the AlN sintered body of the present invention, the interparticle voids are dispersed in the above-described manner, so the mechanical strength is high and the variation in strength in the AlN sintered body is small.
  • the size of the interparticle voids is obtained by observing the fractured surface of the AlN sintered body with a scanning electron microscope at a magnification of 1000 and measuring the longest diameter. If the interparticle space is close to a sphere, the diameter is the diameter, if it is close to a convex polygon, the length of the longest diagonal line is otherwise irregular, then the perimeter of the interparticle space is half the length of the interparticle space and Do.
  • the number of interparticle voids is an arithmetic mean of the measurement values of at least two SEM image fields in any 100 ⁇ m square field of view.
  • the portion where the bottom is observed in the space is defined as the dropout portion, and the portion where the bottom is not observed in the space is determined as an interparticle void .
  • voids having a longest diameter of less than 0.2 ⁇ m are not counted as interparticle voids in the present specification. Even if voids having a longest diameter smaller than 0.2 ⁇ m are further finely dispersed in the AlN sintered body, it is considered that no problem will occur if mechanical strength is obtained as shown in the examples.
  • the interparticle space whose longest diameter exceeds 10 ⁇ m does not exist Furthermore, it is more preferable that there is no large interparticle space whose longest diameter exceeds 1 ⁇ m.
  • the carbon atom content of the AlN sintered body of the present invention is less than 0.10 mass%, preferably not more than 0.09 mass%. When the carbon atom content contained in the AlN sintered body is in this range, the mechanical strength of the AlN sintered body can be increased.
  • the carbon atom content contained in the AlN sintered body is determined by the method described in the examples.
  • the mechanical strength of the AlN sintered body is obtained by measurement according to the normal temperature three-point bending strength measurement method (JIS-R-1601: 2008) of JIS standard. Specifically, it is carried out as described in the examples, but 3-point bending strength is measured under predetermined conditions for 100 test pieces prepared from 10 sheets of sheet-like AlN sintered body, and the arithmetic mean is determined.
  • the arithmetic mean value of the three-point bending strength determined by the above method is preferably 600 MPa or more, and more preferably 650 MPa or more.
  • the variation in strength in the AlN sintered body can be represented by a Weibull coefficient, and the variation in strength in the AlN sintered body becomes smaller as the Weibull coefficient is larger.
  • the Weibull coefficient of the AlN sintered body is said to be about 10 ("Ceramics material technology assembly” issued by the Industrial Technology Center, April, 1979).
  • the Weibull coefficient is required to be greater than 10 in order to reduce the probability of defective products due to lack of mechanical strength.
  • the Weibull coefficient in the present specification is determined according to the later-described equation described in the examples, using 100 measured values of the above-described normal temperature three-point bending strength.
  • the Weibull coefficient of the AlN sintered body of the present invention is preferably more than 10, and more preferably 15 or more.
  • the AlN sintered body of the present invention particles having a three-point bending strength of more than 600 MPa and having a longest diameter of 0.2 to 1 ⁇ m in the AlN sintered body, because the median diameter of the AlN crystal grains is 2 ⁇ m or less
  • the interspaces are uniformly dispersed in an area of 100 ⁇ m in cross section in a range of 10 to 200, and the carbon atom content is less than 0.10% by mass, and the Weibull coefficient is greater than 10.
  • the method for producing an aluminum nitride sintered body according to the present invention comprises a primary mixing step of mixing a raw material powder containing an aluminum nitride powder and a sintering aid with an organic solvent to obtain a raw material slurry, mixing the raw material slurry and a binder solution.
  • the mixed solution obtained by filtration is filtered to obtain a mixed slurry, the mixed slurry is formed to form an aluminum nitride molded body, and the aluminum nitride molded body is heated to less than 600 ° C. in an oxidizing atmosphere.
  • a degreasing step for obtaining an aluminum nitride degreased body and a sintering step for sintering the aluminum nitride degreased body to obtain an aluminum nitride sintered body.
  • a degreasing step for obtaining an aluminum nitride degreased body and a sintering step for sintering the aluminum nitride degreased body to obtain an aluminum nitride sintered body.
  • a raw material powder containing AlN powder and a sintering aid and an organic solvent are mixed to obtain a raw material slurry.
  • the size of the AlN powder used is preferably 2 ⁇ m or less, more preferably 1 ⁇ m or less, as represented by the median diameter measured on the SEM image, as in the case of the above-mentioned AlN crystal grains.
  • the oxygen atom content of the AlN powder is preferably 0.5 to 3% by mass, from the viewpoint of making the oxygen atom content contained in the AlN degreased body obtained in the degreasing step described later into a suitable range, and 1 to 2 mass%. % Is preferred.
  • the sintering aid preferably contains a compound having one or more elements selected from the group consisting of yttrium and lanthanide rare earth elements. Specifically, an oxide of one or two or more elements selected from the group consisting of yttrium and lanthanide rare earth elements can be used as the compound, preferably yttrium oxide (Y 2 O 3 ). For yttrium oxide, commercially available particles having a particle diameter of about 1 ⁇ m can be used, which is preferable.
  • the sintering aid may further contain a compound having an aluminum element from the viewpoint of adjusting the oxygen atom content contained in the AlN degreased body in the AlN degreased body described later.
  • an oxide of an aluminum element may be added to the sintering aid as a compound having an aluminum element, and aluminum oxide (Al 2 O 3 ) having a commercially available particle size of about 1 ⁇ m should be used. Is preferable.
  • a precursor can be used which forms an oxide of one or more elements selected from the group consisting of an aluminum element, yttrium and a lanthanide rare earth element by heating.
  • the addition amount of the sintering aid is preferably 0.01 to 15% by mass with respect to the total of the AlN powder and the sintering aid. When the addition amount of the sintering aid is in this range, the AlN sintered body is effectively densified in the sintering step described later.
  • the addition amount of the sintering aid is more preferably 0.1 to 15% by mass, and still more preferably 0.5 to 10% by mass. When the addition amount of the sintering aid is within this range, the impurity oxygen in the AlN crystal particles is efficiently removed and the complex oxide crystal grains become an appropriate amount, and the heat conduction of the obtained AlN sintered body The rate is high.
  • the amount of aluminum oxide relative to the amount of the oxide of one or more elements selected from the group consisting of yttrium and lanthanide rare earth elements is the complex oxide described above. It can be calculated and mixed so that the ratio of the amount of REAlO 3 and RE 3 Al 5 O 12 contained in the crystal phase in the crystal grain is obtained.
  • the ratio of the amount of REAlO 3 and RE 3 Al 5 O 12 contained in the crystal phase in the crystal grain is obtained.
  • the AlN powder to be used contains impurity oxygen, and oxygen is mixed in from the air in the mixing step and the like at the time of production. Therefore, the experiment is repeated according to the oxygen atomic weight trapped by the complex oxide crystal grains. adjust.
  • organic solvent examples include methanol, 1-butanol, 2-butanone, methyl ethyl ketone (MEK), xylene and the like, and 1-butanol and 2-butanone are preferable, and 1-butanol and 2-butanone are used by mixing Is more preferred.
  • polyethylene glycol-based nonionic dispersants such as polyoxyethylene lauryl ether, and plasticizers such as dibutyl phthalate and butyl phthalyl butyl glycolate may be further added.
  • the mixing in the primary mixing step can be performed using a ball mill, a vibration mill, an attritor, or the like.
  • the material of the mixing container is preferably resin or high purity alumina
  • the material of the pulverized balls is preferably high purity alumina.
  • high-purity alumina having a purity of 99.9% by mass or more is suitable for the grinding balls.
  • the AlN powder is finely ground.
  • the average particle diameter of the AlN powder particles be ground in the primary mixing step with the particle diameter of the AlN powder particles contained in the AlN degreased body obtained in the degreasing step described later as a target value.
  • the particle size of the AlN powder particles contained in the AlN degreased body can be confirmed by the median diameter measured from the SEM image.
  • the raw material slurry obtained in the primary mixing step and the separately prepared binder solution are mixed to obtain a mixed solution, and the mixed solution is filtered to obtain a mixed slurry.
  • the binder solution is obtained by dissolving the binder component in an organic solvent.
  • organic compounds such as polyvinyl butyral, paraffin wax, ethyl cellulose, acrylic resin and the like are preferable, and polyvinyl butyral is more preferable. It is preferable to use the organic solvent of the same kind as what was used for preparation of the above-mentioned raw material slurry as an organic solvent used for preparation of a binder solution. When a plurality of organic solvents are mixed and used, the mixing ratio can be appropriately changed in accordance with the characteristics of the solute.
  • the mixing amount of the binder solution to the raw material slurry is preferably such that the binder solution is added in an amount of 3 to 15 parts by mass with respect to a total of 100 parts by mass of AlN powder and sintering aid contained in the raw material slurry. It is more preferable to mix so as to be added 3 to 10 parts by mass.
  • polyethylene glycol-based nonionic dispersants such as polyoxyethylene lauryl ether and plasticizers such as dibutyl phthalate and butyl phthalyl butyl glycolate may be further added.
  • the mixing in the secondary mixing step can be performed using the same method as the method used in the above-mentioned primary mixing step.
  • filtration when the mixed solution is filtered to obtain a mixed slurry, methods such as natural filtration, pressure filtration, reduced pressure filtration and the like can be used, and the time is taken not to cause the components in the mixed liquid to settle and become uneven. It is preferable to carry out pressure filtration from the viewpoint of In the case of pressure filtration, compressed air can also be used as the pressurized gas, but from the viewpoint of suppressing unnecessary oxidation of the AlN powder in the mixed liquid, pressurizing with an inert gas such as nitrogen gas Is preferred.
  • the pressure to be applied is appropriately adjusted in accordance with the amount and viscosity of the liquid mixture and the characteristics of the pressure filtration apparatus used.
  • the filter medium is selected according to the particle size of the powder contained in the mixture to be filtered, and is selected, for example, by the particle size of the filter medium.
  • the retention particle diameter of the filter medium is preferably 0.8 to 4 ⁇ m, more preferably 0.8 to 2 ⁇ m, and still more preferably 0.8 to 1 ⁇ m.
  • a type of filter medium for example, cellulose filter paper can be used. By filtering using such a filter medium, it is possible to remove any insoluble lumps generated during the primary mixing step and the secondary mixing step.
  • a commercially available vacuum pump can be used to degas the mixed slurry.
  • the method for producing an aluminum nitride sintered body of the present invention may further include a binder solution preparing step of dissolving a binder component in an organic solvent to obtain a binder solution before the secondary mixing step.
  • the binder solution is preferably filtered.
  • the method of filtering the solution obtained by dissolving the binder component in the organic solvent can be carried out by the same method as the method of filtering the mixture in the above-mentioned secondary mixing step.
  • the retention particle diameter of the filtration material used in the binder solution preparation step is preferably equal to or more than twice the retention particle diameter of the filtration material used in the secondary mixing step.
  • the mixed slurry obtained in the secondary mixing step is formed into a sheet, and if necessary, the solvent is removed by air drying or the like to obtain an AlN compact.
  • the thickness of the sheet-like AlN compact is preferably 0.5 to 2 mm.
  • a forming means a method using a dry press, a rubber press, an extrusion method, an injection method, a doctor blade method and the like can be mentioned.
  • the preparation of the AlN sintered substrate is usually formed by a doctor blade method.
  • the mixed slurry can be dried and granulated and molded by a die molding method.
  • the obtained AlN molded body can be cut into an appropriate size and shape as needed.
  • the AlN compact is heated to less than 600 ° C. in an oxidizing gas atmosphere to obtain an AlN degreased body.
  • the binder component contained in the AlN compact is decomposed.
  • the oxidizing gas it is preferable to use a mixed gas in which oxygen gas is mixed.
  • the content of oxygen gas contained in the mixed gas is preferably 5 to 25% by volume, more preferably 5 to 20% by volume, and, for example, air can be preferably used.
  • Degreasing is preferably performed by heating to a temperature at which the binder component decomposes and less than 600 ° C., and is preferably performed by heating to 400 ° C. to less than 600 ° C.
  • the degreasing for 0.1 to 24 hours, preferably 1 hour to It is more preferable to carry out for 8 hours.
  • the degreasing at less than 600 ° C., the oxidation of AlN crystal grains in the AlN compact can be suppressed.
  • a degreasing furnace for degreasing a commercially available one can be used, and it is preferable to have a wax trap mechanism for trapping removed components derived from the binder component removed from the AlN compact.
  • the size of the AlN powder particles contained in the AlN degreased body can be obtained from the 100 ⁇ m square region by observing the surface of the AlN degreased body with a 1000 ⁇ magnification SEM image, as in the determination of the longest diameter of the AlN crystal grains described above.
  • the median diameter obtained by measuring the longest diameter of at least 500 arbitrary AlN powder particles can be obtained.
  • the AlN powder particles contained in the AlN degreased body are different in elemental composition from particles such as aluminum oxide powder added as a sintering aid, so they can be distinguished in the SEM image, and if necessary, the elemental composition using the above-mentioned SEM-EDS analysis You can also check from.
  • the average particle diameter of the AlN powder contained in the AlN degreased body is preferably 0.8 ⁇ m or less, more preferably 0.5 ⁇ m or less, and still more preferably 0.4 ⁇ m or less.
  • the carbon atom content contained in the AlN degreased body is preferably 0.10 mass% or less, more preferably 0.09 mass% or less.
  • the carbon atom content contained in the AlN degreased body is in this range, the impurity oxygen contained in the AlN powder can be sufficiently removed, and the dispersion mode of the interparticle voids in the aluminum nitride sintered body obtained after the sintering step is described above. It can be in the range of The carbon atom content contained in the AlN degreased body can be determined by the method described in the examples.
  • the AlN degreased body is sintered to obtain an AlN sintered body.
  • Sintering is preferably performed by heating for 24 hours or less in an inert gas atmosphere at 1400 ° C. or more and 1800 ° C. or less, and may be performed at 1400 to 1800 ° C. for 20 minutes to 24 hours in an atmosphere of inert gas atmosphere. More preferable.
  • the sintering temperature is more preferably 1500 to 1800 ° C., further preferably 1650 to 1800 ° C.
  • the sintering time is adjusted in accordance with the sintering temperature, preferably 20 minutes to 18 hours, more preferably 30 minutes to 12 hours, and still more preferably 30 minutes to 6 hours.
  • Nitrogen gas can be preferably used as the inert gas.
  • the carbon atom content of the AlN sintered body becomes less than 0.10 mass%, preferably not more than 0.09 mass%.
  • the carbon atom content contained in the AlN sintered body is determined by the method described in the examples.
  • the median diameter of aluminum nitride crystal grains in the obtained AlN sintered body is 2 ⁇ m or less, preferably 1.7 ⁇ m or less, and more preferably 1.5 ⁇ m or less.
  • the AlN sintered body has high mechanical strength because the AlN crystal grains are not coarsened.
  • the interparticle voids having a longest diameter of 0.2 to 1 ⁇ m dispersed and present in the obtained AlN sintered body are 100 ⁇ m square of the cross section of the AlN sintered body.
  • the number of regions is 10 to 200, preferably 20 to 170, more preferably 50 to 130.
  • the AlN sintered body has high mechanical strength when the number of interparticle voids of the predetermined size is in the above range.
  • Measurement of carbon atom content determination of median diameter of crystal grains, measurement of the number of voids between particles, measurement of the number of carbon-containing substances, identification method of crystal phase, measurement of normal temperature three-point bending strength, and Weibull coefficient The method of determination was as described below.
  • a fractured surface of the AlN sintered body is prepared, and the cross section is observed at a magnification of 1000 with a scanning electron microscope (SEM) JSM-7500FA (manufactured by JEOL Ltd., acceleration voltage 5.0 kV), and the longest diameter of the AlN crystal grain was measured to determine the grain size of AlN crystal grains.
  • the grain size of 500 AlN crystal grains was measured in an arbitrary 100 ⁇ m square area, and the number-based median size of the AlN crystal grains was determined.
  • the fractured surface of the AlN sintered body was observed at a magnification of 1000 with a scanning electron microscope (SEM), and the longest diameter of the complex oxide crystal grains was measured to determine the particle size of the complex oxide crystal grains.
  • the particle diameter of 200 complex oxide crystal grains was measured in an arbitrary 100 ⁇ m square region, and the number-based median diameter of complex oxide crystal grains was determined.
  • the fracture surface of the AlN sintered body is observed at a magnification of 1000 with a scanning electron microscope (SEM), and the longest diameter in the in-plane direction of the SEM image of the interparticle space is measured.
  • the longest diameter is 0.2 to 1 ⁇ m
  • the number of interparticle voids having a size of 1 and the number of interparticle voids having a longest diameter of more than 1 ⁇ m were obtained.
  • the number of interparticle voids was measured for an arbitrary 100 ⁇ m square SEM image 2 field of view, and was taken as an arithmetically averaged value. Rounded off if necessary to be an integer.
  • the fracture surface of the AlN sintered body is observed at a magnification of 1000 with a scanning electron microscope (SEM), the carbon-containing substance is specified by SEM-EDS analysis, and the longest diameter in the in-plane direction of the SEM image is measured.
  • the number of carbon-containing materials having a longest diameter of more than 1 ⁇ m was obtained.
  • the number of carbon-containing substances was measured for an arbitrary 100 ⁇ m square SEM image 2 field of view, and was taken as an arithmetically averaged value. In addition, the average value calculated
  • the X-ray diffraction measurement of the AlN sintered body was performed using a powder X-ray diffraction measurement apparatus PANalytical MPD (manufactured by Spectris Co., Ltd.).
  • test pieces of 40 mm ⁇ 4 mm ⁇ 0.635 mm in thickness were prepared from 10 sheets of sintered AlN sheets, and the obtained test pieces were measured according to JIS standard temperature three-point bending strength (JIS-R-1601).
  • JIS-R-1601 JIS standard temperature three-point bending strength
  • the three-point bending strength was measured at room temperature (20 to 25.degree. C.) under the conditions of an external supporting point distance of 30 mm and a crosshead speed of 0.5 mm / min according to the method described in:
  • the arithmetic mean value of the obtained three-point bending strength of 100 points was calculated.
  • Weibull coefficient It can be described in the Weibull statistical display based on the weakest link model as a probability distribution which describes the strength of a ceramic material statistically.
  • the Weibull coefficient was calculated as follows from the three-point bending strength of 100 test pieces obtained by the above-mentioned three-point bending strength measurement.
  • Example 1 (Primary mixing process) AlN powder (made by Toyo Aluminum Co., Ltd., model number: JC (particle size D 50 : 1.2 ⁇ m, oxygen atom content 0.9 mass%, median diameter 0.9 ⁇ m, Fe atom content: 15 mass ppm, Si atom content Yttrium oxide (Y 2 O 3 ) powder (Shin-Etsu Chemical Co., Ltd.
  • Binder solution preparation process A solution is obtained by mixing 5 parts by mass of polyvinyl butyral as a binder component, 5 parts by mass of dibutyl phthalate as a plasticizer, and 8 parts by mass of 1-butanol and 7 parts by mass of 2-butanone as an organic solvent (2).
  • a multipurpose disk filter holder in which filter paper with a holding particle diameter of 1 ⁇ m (Advantec Toyo Co., Ltd., model number: No. 5C) is set-nitrogen gas 0 using a Advantech Toyo corporation, model number: KST-142-UH
  • the mixture was filtered under a pressure of 0.3 MPa to obtain a binder solution.
  • the amount of polyvinyl butyral added is 5 parts by mass with respect to the total of 100 parts by mass of AlN powder, Y 2 O 3 powder and Al 2 O 3 powder in the raw material slurry in the raw material slurry obtained in the primary mixing step.
  • the amount of binder solution was added and mixed in a nylon ball mill pot for 24 hours using high purity alumina balls of 5 mm in diameter.
  • Multi-purpose disc filter holder (Advantec Toyo Co., Ltd., model number: KST-142-UH) in which the obtained mixed solution is set with filter paper (Advantec Toyo Co., Ltd., No. 5C) having a holding particle diameter of 1 ⁇ m
  • the mixture was filtered under a nitrogen gas pressure of 0.3 MPa to obtain a mixed slurry. Further, the mixed slurry was defoamed by drawing with a vacuum pump while stirring.
  • the mixed slurry was sheet-formed by a doctor blade method, air-dried for 8 hours to remove the solvent, and a sheet of 1 mm thick made of an AlN compact was obtained. Furthermore, this sheet was punched into a square shape of 70 mm ⁇ 70 mm in size.
  • the AlN degreased body obtained in the degreasing step is placed in a vessel made of boron nitride and sintered for 1 hour at 1780 ° C. in an atmosphere of nitrogen gas flow using an internal thermal sintering furnace having a graphitic heating element.
  • An AlN sintered body was obtained.
  • the carbon atom content of the obtained AlN sintered body was 0.07% by mass.
  • the carbon atom content of the AlN sintered body is shown in Table 2.
  • gap whose longest diameter is larger than 1 micrometer, and the carbon containing thing whose largest diameter is larger than 1 micrometer were not observed.
  • the median diameter of each crystal grain, the number of interparticle voids, and the number of carbon-containing materials are shown together in Table 2.
  • Three-point bending strength was measured at room temperature (20 to 25 ° C.) under the conditions of a distance of 30 mm and a crosshead speed of 0.5 mm / min.
  • the arithmetic mean value of the three-point bending strength of 100 test pieces was 653 MPa, and the Weibull coefficient calculated by the above-mentioned method was 15 from the three-point bending strength of 100 points.
  • the average value of 3-point bending strength and the Weibull coefficient are shown together in Table 2.
  • Examples 2 to 4 An AlN sintered body was produced in the same manner as in Example 1 except that the production conditions for the AlN sintered body were changed as described in Table 1. Carbon atom content of AlN degreased body and sintered body of AlN, median diameter of AlN crystal grains and complex oxide crystal grains, number of interparticle voids having longest diameter of 0.2 to 1 ⁇ m and more than 1 ⁇ m, and longest diameter of 1 ⁇ m The number of super carbon-containing materials was determined in the same manner as in Example 1. The obtained results are shown together in Table 2. In any of the examples, the interparticle voids were uniformly dispersed, and the interparticle voids having a longest diameter exceeding 1 ⁇ m were not observed.
  • the crystal phase in the AlN sintered body was also identified in the same manner as in Example 1.
  • the crystal phase of the complex oxide of yttrium and aluminum contained in the complex oxide crystal grains has an orthorhombic perovskite structure (YAlO 3 ) and a cubic garnet structure (Y 3 Al 5 O 12 ). That was confirmed.
  • I YAG / I YAP determined in the same manner as Example 1 is shown in Table 2.
  • the normal temperature three-point bending strength of the AlN sintered body was also measured in the same manner as in Example 1, and the average value of the three-point bending strength and the Weibull coefficient were determined. Further, Table 2 also shows the average value of the three-point bending strength and the Weibull coefficient obtained in the same manner as in Example 1.
  • Comparative Examples 1-2 An AlN sintered body was produced in the same manner as in Example 1 except that the production conditions for the AlN sintered body were changed as described in Table 1. Carbon atom content of AlN degreased body and sintered body of AlN, median diameter of AlN crystal grains and complex oxide crystal grains, number of interparticle voids having longest diameter of 0.2 to 1 ⁇ m and more than 1 ⁇ m, and longest diameter of 1 ⁇ m The number of super carbon-containing materials was determined in the same manner as in Example 1. The obtained results are shown together in Table 2. In any of the examples, the interparticle voids were uniformly dispersed, and the interparticle voids having a longest diameter exceeding 1 ⁇ m were not observed.
  • the crystal phase in the AlN sintered body was also identified in the same manner as in Example 1.
  • the crystal phase of the complex oxide of yttrium and aluminum contained in the complex oxide crystal grains has an orthorhombic perovskite structure (YAlO 3 ) and a cubic garnet structure (Y 3 Al 5 O 12 ). That was confirmed.
  • I YAG / I YAP determined in the same manner as Example 1 is shown in Table 2.
  • the normal temperature three-point bending strength of the AlN sintered body was also measured in the same manner as in Example 1, and the average value of the three-point bending strength and the Weibull coefficient were determined. Further, Table 2 also shows the average value of the three-point bending strength and the Weibull coefficient obtained in the same manner as in Example 1.
  • Comparative example 3 In the degreasing step, an AlN sintered body was produced in the same manner as in Example 1 except that the atmosphere was changed from an air stream to a nitrogen gas stream. Carbon atom content of AlN degreased body and sintered body of AlN, median diameter of AlN crystal grains and complex oxide crystal grains, number of interparticle voids having longest diameter of 0.2 to 1 ⁇ m and more than 1 ⁇ m, and longest diameter of 1 ⁇ m The number of super carbon-containing materials was determined in the same manner as in Example 1. The obtained results are shown together in Table 2.
  • the crystal phase of the composite oxide of yttrium and aluminum contained in the composite oxide crystal grains has an orthorhombic perovskite structure (YAlO 3 ) and a cubic garnet structure (Y 3 Al 5 O 12 ).
  • I YAG / I YAP determined in the same manner as Example 1 is shown in Table 2.
  • the normal temperature three-point bending strength of the AlN sintered body was also measured in the same manner as in Example 1, and the average value of the three-point bending strength and the Weibull coefficient were determined. Further, Table 2 also shows the average value of the three-point bending strength and the Weibull coefficient obtained in the same manner as in Example 1.
  • Comparative example 4 The same as Example 2 except that the solution obtained by dissolving the binder component in the organic solvent (2) in the binder solution preparation step was not filtered, and that the mixed slurry was not filtered in the secondary mixing step. Then, an AlN sintered body was produced. Carbon atom content of AlN degreased body and sintered body of AlN, median diameter of AlN crystal grains and complex oxide crystal grains, number of interparticle voids having longest diameter of 0.2 to 1 ⁇ m and more than 1 ⁇ m, and longest diameter of 1 ⁇ m The number of super carbon-containing materials was determined in the same manner as in Example 1. The obtained results are shown together in Table 2.
  • the interparticle voids are uniformly dispersed, as the interparticle voids having a longest diameter exceeding 1 ⁇ m, there are an average of two irregular interparticle voids having a longest diameter of 10 ⁇ m or more in observation of the SEM image 2 field of view.
  • the crystal phase in the AlN sintered body was also identified in the same manner as in Example 1.
  • the crystal phase of the composite oxide of yttrium and aluminum contained in the composite oxide crystal grains has an orthorhombic perovskite structure (YAlO 3 ) and a cubic garnet structure (Y 3 Al 5 O 12 ).
  • I YAG / I YAP determined in the same manner as Example 1 is shown in Table 2.
  • the normal temperature three-point bending strength of the AlN sintered body was also measured in the same manner as in Example 1, and the average value of the three-point bending strength and the Weibull coefficient were determined. Further, Table 2 also shows the average value of the three-point bending strength and the Weibull coefficient obtained in the same manner as in Example 1.
  • Thermal conductivity of the AlN sintered body prepared in Example 2 was measured using an advance Riko Co., Ltd. measurement device (model: TC-1200RH) under the conditions of an excitation voltage of 2.0 kV of an Nd glass laser (laser flash method (2 It was 150 W / (m ⁇ K) when measured and determined by the dimensional method.
  • the aluminum nitride sintered body of the present invention has high heat dissipation, high strength (for example, normal temperature three-point bending strength of 600 MPa or more), and small variation in strength in the aluminum nitride sintered body (for example, Weibull coefficient of 10 or more) Because of the above reasons, it can be suitably used for circuit boards requiring high reliability, for example, circuit boards for power modules.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Composite Materials (AREA)
  • Ceramic Products (AREA)

Abstract

窒化アルミニウム結晶粒と希土類元素およびアルミニウム元素を含む複合酸化物結晶粒とを含む窒化アルミニウム焼結体であって、前記窒化アルミニウム結晶粒のメジアン径が２μｍ以下であり、前記窒化アルミニウム焼結体中に、最長径が０．２～１μｍの粒子間空隙が断面１００μｍ四方の領域に１０～２００個分散し、ならびに炭素原子含有量が０．１０質量％未満であることを特徴とする窒化アルミニウム焼結体。

Description

窒化アルミニウム焼結体およびその製造方法
　本発明は、窒化アルミニウム焼結体およびその製造方法に関する。
　近年、回路基板の小型化、パワーモジュールの高出力化が進んでいる。パワーモジュール等に使用される回路基板として、セラミックス焼結体表面に金属回路層がろう材で接合され、金属回路層の所定位置に半導体素子が搭載されたものが広く用いられている。
　パワーモジュールが高い信頼性で動作するために、放熱性と機械的強度に優れた回路基板が求められる。放熱性が良好であれば、回路が発生する熱を効率よく放出して、半導体素子の過熱が抑制される。機械的強度が優れていれば、回路基板は、金属回路層との熱膨張係数差に起因する熱応力にも耐えることができる。このような要求に応える回路基板として、高い電気絶縁性と高い熱伝導性とを有する窒化アルミニウム（以下、ＡｌＮと記載することがある。）焼結体を用いたセラミックス絶縁基板が注目されている。
　ＡｌＮは、共有結合性が強く難焼結性物質であるため、緻密なＡｌＮ焼結体を得るには酸化イットリウム（Ｙ２Ｏ３）等の焼結助剤の添加が必要である。焼結助剤としての酸化イットリウムは、焼結時にＡｌＮ結晶粒の表面や内部に固溶している不純物酸素と反応してＹ－Ａｌ－Ｏ系の液相を生成し、不純物酸素を粒界にトラップすると共に結晶の緻密化を促進する（非特許文献１）。
　一方で、得られたＡｌＮ焼結体中のＡｌＮ結晶粒中に不純物酸素が固溶していると、ＡｌＮ結晶粒中に格子欠陥が生じ、フォノン散乱中心となり、劇的に熱伝導率を低下させる（非特許文献２）。
　また、ＡｌＮ結晶粒中の格子欠陥は、機械的強度の低下や誘電損失の増大をもたらすおそれがあり、ＡｌＮ結晶粒中の不純物酸素の低減は重要な技術課題である。
　ＡｌＮ結晶粒中の不純物酸素を低減する手段として、例えば、不純物酸素の少ないＡｌＮ粉を原料として用いることが考えられる。しかし、一般に不純物の少ない原料はコスト上昇の大きな要因となる。また、非特許文献３に開示されているように、還元性雰囲気下、高温で長時間焼結することによりＡｌＮ焼結体から不純物酸素を除去する方法もあるが、この方法は、焼結にかかる時間が長いため、生産性の低下が懸念される。
　セラミックスの機械的強度は結晶粒径に依存し、粒径の増大とともに機械的強度は低下する（非特許文献４）。前述の高温で長時間焼結する方法では必然的にＡｌＮ焼結体中の結晶粒が粗大化して強度が低下してしまうため、高い熱伝導率と高い機械的強度とを共に満たすＡｌＮ焼結体の作製は困難であった。
　上記課題に対して、特許文献１には気相化学合成法で得られた窒化アルミニウムを添加することで、高熱伝導であると同時に、高い強度を有する窒化アルミニウム焼結体が得られることが開示されている。また、特許文献２には不純物含有量を低減することで、優れたワイブル係数を有する窒化アルミニウム焼結体が得られることが開示されている。
特開２００７－８８１３号公報 特開平１－１０３９６１号公報
篠崎和夫、柘植章彦、セラミックス、２１，　ｐ１１３０－１１３５　（１９８６）． Ｇ．　Ａ．　Ｓｌａｃｋ，　Ｒ．　Ａ．　Ｔａｎｚｉｌｌｉ，　Ｒ．　Ｏ．　Ｐｏｈｌ，　Ｊ．　Ｗ．　Ｖａｎｄｅｒｓａｎｄｅ，　Ｊ．　Ｐｈｙｓ．　Ｃｈｅｍ．　Ｓｏｌｉｄｓ，　ｖｏｌ．４８，　ｐ６４１－６４７　（１９８７）． 岡本正英、荒川英夫、土橋正文、萩原覚、日本セラミックス協会学術論文誌、ｖｏｌ．９７，　ｐ１４７８－１４８５　（１９８９）． Ｈ．　Ｐ．　Ｋｉｒｃｈｎｅｒ　ａｎｄ　Ｒ．　Ｍ．　Ｇｒｕｖｅｒ，　Ｊ．　Ａｍ．　Ｃｅｒａｍ．　Ｓｏｃ．，　ｖｏｌ．５３，　ｐ２３２－２３６　（１９７０）．
　しかし、特許文献１に開示された窒化アルミニウム焼結体は、高コストである他にも、粒子径の大きく異なる窒化アルミニウム粉末を複数混合していることから、窒化アルミニウム焼結体内における粒度分布が不均一になり、窒化アルミニウム焼結体内の強度のばらつきが大きくなる。また、特許文献２に開示された窒化アルミニウム焼結体は、ワイブル係数は優れているものの、その強度は６００ＭＰａを超えるものは得られていない。
　本発明は以下に示す構成を備える。
［１］窒化アルミニウム結晶粒と希土類元素およびアルミニウム元素を含む複合酸化物結晶粒とを含む窒化アルミニウム焼結体であって、
　前記窒化アルミニウム結晶粒のメジアン径が２μｍ以下であり、前記窒化アルミニウム焼結体中に、最長径が０．２～１μｍの粒子間空隙が断面１００μｍ四方の領域に１０～２００個分散し、ならびに炭素原子含有量が０．１０質量％未満であることを特徴とする窒化アルミニウム焼結体。
［２］前記複合酸化物結晶粒のメジアン径が前記窒化アルミニウム結晶粒のメジアン径よりも小さいことを特徴とする前項１に記載の窒化アルミニウム焼結体。
［３］前記複合酸化物結晶粒のメジアン径が１．５μｍ以下であることを特徴とする前項１または２に記載の窒化アルミニウム焼結体。
［４］前記希土類元素が、イットリウムおよびランタニド系希土類元素からなる群より選ばれる一種または二種以上の元素であることを特徴とする前項１～３のいずれかに記載の窒化アルミニウム焼結体。
［５］前項１～４のいずれかに記載の窒化アルミニウム焼結体の製造方法であって、
　窒化アルミニウム粉末および焼結助剤を含む原料粉末と有機溶剤とを混合して原料スラリーを得る一次混合工程、前記原料スラリーとバインダー溶液とを混合して得た混合液を濾過して混合スラリーを得る二次混合工程、前記混合スラリーを成形して窒化アルミニウム成形体を得る成形工程、前記窒化アルミニウム成形体を酸化性ガス雰囲気下６００℃未満に加熱して窒化アルミニウム脱脂体を得る脱脂工程、および
　前記窒化アルミニウム脱脂体を焼結して窒化アルミニウム焼結体を得る焼結工程を含むことを特徴とする窒化アルミニウム焼結体の製造方法。
［６］前記焼結助剤が、イットリウムおよびランタニド系希土類元素からなる群より選ばれる一種または二種以上の元素を有する化合物を含むことを特徴とする前項５に記載の窒化アルミニウム焼結体の製造方法。
［７］前記焼結助剤が、さらにアルミニウム元素を有する化合物を含むことを特徴とする前項６に記載の窒化アルミニウム焼結体の製造方法。
［８］バインダー成分を有機溶剤に溶解して得た溶液を濾過して前記バインダー溶液を得るバインダー溶液調製工程を、前記二次混合工程前にさらに含むことを特徴とする前項５～７のいずれかに記載の窒化アルミニウム焼結体の製造方法。
［９］前記脱脂工程において用いる前記酸化性ガスが、酸素ガスを含む混合ガスであることを特徴とする前項５～８のいずれかに記載の窒化アルミニウム焼結体の製造方法。
［１０］前記窒化アルミニウム脱脂体の炭素原子含有量が、０．１０質量％以下であることを特徴とする前項５～９のいずれかに記載の窒化アルミニウム焼結体の製造方法。
［１１］前記焼結工程が、１４００℃以上１８００℃以下の不活性ガス雰囲気下、２４時間以下加熱することを特徴とする前項５～１０のいずれかに記載の窒化アルミニウム焼結体の製造方法。
［１２］前記焼結工程において用いる前記不活性ガスが、窒素ガスであることを特徴とする前項１１に記載の窒化アルミニウム焼結体の製造方法。
　本発明の窒化アルミニウム焼結体は、窒化アルミニウム結晶粒の成長が抑制されるとともに、窒化アルミニウム結晶粒間に均一に分散した粒子間空隙を有することにより、従来の窒化アルミニウム焼結体よりも高強度かつ、窒化アルミニウム焼結体内の強度ばらつきが小さい。
図１は、実施例１で作製した窒化アルミニウム焼結体の破断面の１０,０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像である。該ＳＥＭ像において、黒色部分が粒子間空隙である。比較的暗くみえる部分が窒化アルミニウム結晶粒であり、比較的明るくみえる部分が複合酸化物結晶粒である。 図２は、実施例１で作製した窒化アルミニウム焼結体の破断面の１,０００倍のＳＥＭ像である。 図３は、比較例１で作製した窒化アルミニウム焼結体の破断面の１,０００倍のＳＥＭ像である。
　以下、本発明の窒化アルミニウム焼結体およびその製造方法について詳細に説明する。
（窒化アルミニウム焼結体）
　本発明の窒化アルミニウム焼結体は、窒化アルミニウム（以下、ＡｌＮとも記す。）結晶粒と希土類元素およびアルミニウム元素を含む複合酸化物結晶粒とを含み、前記窒化アルミニウム結晶粒のメジアン径が２μｍ以下であり、前記窒化アルミニウム焼結体中に、最長径が０．２～１μｍの粒子間空隙が断面１００μｍ四方の領域に１０～２００個分散し、ならびに炭素原子含有量が０．１０質量％未満であることを特徴とする。ＡｌＮ焼結体は、ＡｌＮ結晶粒を主成分とする多結晶体であり、副成分として複合酸化物結晶粒を含み、粒子間空隙はＡｌＮ焼結体中に隣接することなく均一に分散して存在する。
（ＡｌＮ結晶粒）
　本明細書においてＡｌＮ結晶粒の大きさは、メジアン径で定義する。メジアン径とは、個数基準の粒度累積分布の累積５０％に相当する値である。本発明のＡｌＮ焼結体が含むＡｌＮ結晶粒のメジアン径は、２μｍ以下である。ＡｌＮ結晶粒のメジアン径は小さいほどＡｌＮ焼結体の強度が高く、好ましくは１．７μｍ以下であり、さらに好ましくは１．５μｍ以下である。ＡｌＮ結晶粒のメジアン径がこれらの範囲内であると機械的強度が十分高いＡｌＮ焼結体となる。
（ＡｌＮ結晶粒のメジアン径）
　本発明のＡｌＮ焼結体が含むＡｌＮ結晶粒のメジアン径は、ＡｌＮ焼結体の破断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により１０００倍以上の倍率で観察し、任意の１００μｍ四方の領域において少なくとも５００個のＡｌＮ結晶粒の粒径を計測して求める。ＡｌＮ結晶粒は完全な球形ではないので、最長径をＡｌＮ結晶粒の粒径とする。本明細書においては、結晶粒の最長径とは、以下のようにして求められる結晶粒の輪郭を構成する多角形が有する最長の対角線の長さを意味する。
　多結晶体からなるＡｌＮ焼結体の破断面をＳＥＭ観察したとき、ＡｌＮ結晶粒の輪郭は視野平面において凸多角形として観測される。凸多角形が有する複数の長さの対角線のうち最長の対角線の長さを結晶粒の最長径とする。なお、ＳＥＭ像の視野においてＡｌＮ結晶粒として観測されるものの、他のＡｌＮ結晶粒等が重なり、結晶粒の輪郭を構成する多角形の最長の対角線の長さを明確に計測できないＡｌＮ結晶粒については、粒径の計測の対象に含めない。
　なお、例えば図１に示すようにＡｌＮ焼結体の破断面のＳＥＭ像においてＡｌＮ結晶粒と複合酸化物結晶粒とが観察されるとき、比較的暗くみえる粒子がＡｌＮ結晶粒であり、比較的明るくみえる粒子が後述する複合酸化物結晶粒である。ＡｌＮ結晶粒と複合酸化物結晶粒との区別は、ＳＥＭ装置に付属するエネルギー分散型Ｘ線分光（ＥＤＳ）分析装置を用いて、結晶粒が含有する元素の違いから確認することもできる。この方法を、以下ＳＥＭ－ＥＤＳ分析と記すこともある。
（複合酸化物結晶粒）
　本発明のＡｌＮ焼結体が含む複合酸化物結晶粒は、希土類元素（以下、ＲＥとも記す。）およびアルミニウム元素を含む複合酸化物の結晶粒である。本発明のＡｌＮ焼結体は、副成分として複合酸化物結晶粒を含む。
　複合酸化物の結晶相としては、単斜晶系構造（ＲＥ４Ａｌ２Ｏ９）、斜方晶系ペロブスカイト構造（ＲＥＡｌＯ３）または立方晶系ガーネット構造（ＲＥ３Ａｌ５Ｏ１２）の結晶相が挙げられ、ここでＲＥは、イットリウムおよびランタニド系希土類元素からなる群より選ばれる一種または二種以上の元素を表す。そして、複合酸化物結晶粒は、ＲＥ４Ａｌ２Ｏ９、ＲＥＡｌＯ３およびＲＥ３Ａｌ５Ｏ１２の少なくともいずれか一種または二種以上の結晶相を含むことが好ましく、ＲＥＡｌＯ３およびＲＥ３Ａｌ５Ｏ１２の二種の結晶相を含むことが好ましい。ただし、ＲＥ３Ａｌ５Ｏ１２単独の結晶相からなるものは含まない。また、ＡｌＮ焼結体は、ＡｌＮ結晶粒と希土類元素およびアルミニウム元素を含む複合酸化物結晶粒以外の結晶粒を含むとＡｌＮ焼結体の熱伝導性を低下させる可能性が高いことから、ＡｌＮ焼結体が含む結晶粒は、ＡｌＮ結晶粒と希土類元素およびアルミニウム元素を含む複合酸化物結晶粒のみからなることが好ましい。なお、複合酸化物の結晶相はＸ線回折法により同定できる。希土類元素としては、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、ＹｂおよびＬｕが挙げられ、中でもイオン半径が小さい方が熱伝導率を高めやすいことからＹ、Ｌｕ、Ｙｂ、Ｔｍ、ＥｒおよびＨｏが好ましい。
　複合酸化物結晶粒が含む結晶相が、ＹＡｌＯ３（以下、ＹＡＰと記すこともある。）およびＹ３Ａｌ５Ｏ１２（以下、ＹＡＧと記すこともある。）である場合には、複合酸化物結晶粒が含むＹＡｌＯ３およびＹ３Ａｌ５Ｏ１２の量の比は、Ｘ線回折図形においてＹ３Ａｌ５Ｏ１２の面指数（５３２）に由来する回折角２θ＝４６．６°の回折ピーク高さＩＹＡＧと、ＹＡｌＯ３の面指数（１２１）に由来する回折角２θ＝３４．３°の回折ピーク高さＩＹＡＰの比ＩＹＡＧ／ＩＹＡＰで表したとき、ＩＹＡＧ／ＩＹＡＰは、好ましくは０．１～１０であり、より好ましくは０．１～７であり、さらに好ましくは０．２～０．５である。ＩＹＡＧ／ＩＹＡＰがこの範囲であると、複合酸化物の結晶相が粒となって存在し、ＡｌＮ焼結体の熱伝導率を高くでき好ましい。
　Ｘ線回折測定装置としては、例えばスペクトリス株式会社製パナリティカルＭＰＤを用いることができる。測定条件としては、例えば、Ｘ線出力（Ｃｕ－Ｋα）：４５ｋＶ、４０ｍＡ、走査軸：θ／２θ、測定範囲（２θ）：１０° ～９０°で行う。
（複合酸化物結晶粒のメジアン径）
　本発明のＡｌＮ焼結体が含む複合酸化物結晶粒の大きさは、前述のＡｌＮ結晶粒の場合と同様に、個数基準のメジアン径で定義する。ＡｌＮ焼結体中の複合酸化物結晶粒のメジアン径は、小さいほどＡｌＮ焼結体の機械的強度が高くなる。また、ＡｌＮ結晶粒よりも複合酸化物結晶粒が大きい場合は、複合酸化物結晶粒自体が破壊の起点となることから、複合酸化物結晶粒のメジアン径はＡｌＮ結晶粒のメジアン径より小さいことが好ましい。複合酸化物結晶粒のメジアン径は好ましくは１．５μｍ以下であり、より好ましくは１．０μｍ以下である。
　複合酸化物結晶粒のメジアン径は、ＡｌＮ焼結体の破断面を走査型電子顕微鏡により１０００倍以上の倍率で観察し、任意の１００μｍ四方の領域において少なくとも２００個の複合酸化物結晶粒の粒径を計測して求めることができる。複合酸化物結晶粒は完全な球形ではないので、前述のＡｌＮ結晶粒の場合と同様に、最長径を複合酸化物結晶粒の粒径とする。前述したように例えば図１に示すＳＥＭ像において、比較的明るくみえる粒子が複合酸化物結晶粒である。
（粒子間空隙）
　本発明のＡｌＮ焼結体中には粒子間空隙が分散しており、ＡｌＮ焼結体の破断面を走査型電子顕微鏡により観察したとき、ＡｌＮ焼結体の断面１００μｍ四方の視野領域に、最長径が０．２～１μｍの粒子間空隙が１０～２００個、好ましくは２０～１７０個、より好ましくは５０～１３０個分散して存在する。粒子間空隙は、ＳＥＭ像において基本的に黒くみえ、コントラストを変えても明るく観測されることはない。粒子間空隙が分散しているとは、最長径が０．２～１μｍの粒子間空隙が連なって１μｍを超える最長径を有する粒子間空隙とはならないことをいう。また、別の見方では、最長径が０．２～１μｍの粒子間空隙は、それぞれがＡｌＮ結晶粒または複合酸化物結晶粒に囲まれて孤立しており、互いに隔てられている。本発明のＡｌＮ焼結体中に、上記の態様で粒子間空隙が分散していることにより、機械的強度が高くＡｌＮ焼結体内の強度ばらつきが小さい。
　本明細書において、粒子間空隙の大きさは、ＡｌＮ焼結体の破断面を走査型電子顕微鏡により１０００倍の倍率で観察し、最長径を計測する。粒子間空隙が球形に近ければ直径を、凸多角形に近ければ最長対角線の長さを、これら以外の不定形であれば、粒子間空隙の周囲長の半分を、粒子間空隙の最長径とする。粒子間空隙の数は、任意の１００μｍ四方の視野において少なくともＳＥＭ像２視野の計測値の算術平均とする。
　ＡｌＮ焼結体の破断面作製の際に結晶粒が脱落することも考えられる。そのとき、破断面の面内方向に結晶粒１個分の大きさで、かつ深さ方向に２個以上の結晶粒が連なって脱落することは考えにくい。そこで、ＳＥＭ像において黒くみえるものの、粒子間空隙であるか脱落部であるか判断しづらい箇所があった場合には、次のように判断する。すなわち、ＡｌＮ焼結体の破断面の倍率１０００倍のＳＥＭ像において黒く空間にみえる箇所があった場合に、倍率を３０００倍に拡大して観察したとき、破断面の内部方向ＡｌＮ結晶粒１個分の大きさの深さより浅く、空間の底としてＡｌＮ結晶粒または複合酸化物結晶粒が観察された場合には、ＡｌＮ結晶粒または複合酸化物結晶粒が脱落した脱落部と判断する。逆に、倍率を３０００倍に拡大して観察しても、破断面の内部方向ＡｌＮ結晶粒１個分の大きさの深さまでＡｌＮ結晶粒または複合酸化物結晶粒が観察されない場合に、その空間を粒子間空隙と判断する。本明細書では、黒く見える箇所について粒子間空隙と判断しづらい場合に、以上のように空間に底の観測される箇所を脱落部とし、空間に底の観測されない箇所を粒子間空隙と判断する。
　また、最長径が０．２μｍより小さい空隙は、本明細書では、粒子間空隙として計上しない。仮に、最長径が０．２μｍより小さい空隙がＡｌＮ焼結体内にさらに微分散していたとしても、実施例に示すように機械的強度が得られている場合には問題にならないと考えられる。一方で、最長径が１μｍを超える大きな粒子間空隙があった場合には、応力があった場合の破壊起点となるおそれがあり、例えば最長径が１０μｍを超える粒子間空隙は存在しないことが好ましく、更に最長径が１μｍを超える大きな粒子間空隙も存在しないことがより好ましい。
（炭素原子含有量）
　本発明のＡｌＮ焼結体の炭素原子含有量は０．１０質量％未満であり、好ましくは０．０９質量％以下である。ＡｌＮ焼結体が含む炭素原子含有量がこの範囲であると、ＡｌＮ焼結体の機械的強度を高くすることができる。ＡｌＮ焼結体が含む炭素原子含有量は、実施例に記載する方法で求める。
（常温３点曲げ強度）
　ＡｌＮ焼結体の機械的強度は、ＪＩＳ規格の常温３点曲げ強度測定方法（ＪＩＳ－Ｒ－１６０１：２００８）に従って測定して得る。具体的には実施例に記載するとおりに行うが、シート状のＡｌＮ焼結体１０枚から作製した試験片１００点について所定の条件で３点曲げ強度を測定して、その算術平均を求める。
　なお、本発明のＡｌＮ焼結体は、上記の方法で求めた３点曲げ強度の算術平均値が、６００ＭＰａ以上であることが好ましく、６５０ＭＰａ以上であることがより好しい。
（ワイブル係数）
　ＡｌＮ焼結体内の強度のばらつきは、ワイブル係数で表すことができ、ワイブル係数が大きいほどＡｌＮ焼結体内の強度のばらつきは小さくなる。一般にＡｌＮ焼結体のワイブル係数は１０程度といわれている（「セラミックス材料技術集成」１９７９年４月株式会社産業技術センター発行）。機械的強度の不足による不良品の発生確率を低く抑えるためには、ワイブル係数は１０より大きいことが求められる。
　本明細書におけるワイブル係数は、前述の常温３点曲げ強度の測定値１００個を用いて、実施例に記載する後述の式に従って求める。
　なお、本発明のＡｌＮ焼結体は、ワイブル係数が、１０超であることが好ましく、１５以上であることがより好しい。
　本発明のＡｌＮ焼結体は、ＡｌＮ結晶粒のメジアン径が２μｍ以下であることにより、３点曲げ強度が６００ＭＰａより大きく、かつＡｌＮ焼結体中に、最長径が０．２～１μｍの粒子間空隙が断面１００μｍ四方の領域に１０～２００個均一に分散し、並びに炭素原子含有量が０．１０質量％未満であることによりワイブル係数が１０より大きい。
（窒化アルミニウム焼結体の製造方法）
　本発明の窒化アルミニウム焼結体の製造方法は、窒化アルミニウム粉末および焼結助剤を含む原料粉末と有機溶剤とを混合して原料スラリーを得る一次混合工程、前記原料スラリーとバインダー溶液とを混合して得た混合液を濾過して混合スラリーを得る二次混合工程、前記混合スラリーを成形して窒化アルミニウム成形体を得る成形工程、前記窒化アルミニウム成形体を酸化性雰囲気下６００℃未満に加熱して窒化アルミニウム脱脂体を得る脱脂工程、および前記窒化アルミニウム脱脂体を焼結して窒化アルミニウム焼結体を得る焼結工程とを含む。各工程について、以下詳細に説明する。
（一次混合工程）
　一次混合工程では、ＡｌＮ粉末および焼結助剤を含む原料粉末と有機溶剤とを混合して原料スラリーを得る。
　用いるＡｌＮ粉末の大きさは、前述したＡｌＮ結晶粒の場合と同じく、ＳＥＭ像上で計測したメジアン径で表したとき、２μｍ以下が好ましく、１μｍ以下がより好ましい。また、ＡｌＮ粉末の酸素原子含有量は、後述する脱脂工程で得られるＡｌＮ脱脂体に含まれる酸素原子含有量を好適な範囲とする観点から０．５～３質量％が好ましく、１～２質量％が好ましい。
　焼結助剤は、イットリウムおよびランタニド系希土類元素からなる群より選ばれる一種または二種以上の元素を有する化合物を含むことが好ましい。該化合物としては、具体的には、イットリウムおよびランタニド系希土類元素からなる群より選ばれる一種または二種以上の元素の酸化物を用いることができ、好ましくは酸化イットリウム（Ｙ２Ｏ３）であり、酸化イットリウムには市販の粒径１μｍ前後のものを用いることができ、好ましい。また、焼結助剤には、後述するＡｌＮ脱脂体中のＡｌＮ脱脂体に含まれる酸素原子含有量を調整する観点から、さらにアルミニウム元素を有する化合物を含んでもよい。具体的には、焼結助剤には、アルミニウム元素を有する化合物としてアルミニウム元素の酸化物を加えてもよく、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）には市販の粒径１μｍ前後のものを用いることができ、好ましい。また、焼結助剤としては、加熱により、アルミニウム元素、イットリウムおよびランタニド系希土類元素からなる群より選ばれる一種または二種以上の元素の酸化物を生成する前駆体を用いることもできる。
　焼結助剤の添加量は、ＡｌＮ粉末と焼結助剤の合計に対して焼結助剤が０．０１～１５質量％であることが好ましい。焼結助剤の添加量がこの範囲であると、後述する焼結工程においてＡｌＮ焼結体が効果的に緻密化する。焼結助剤の添加量は、０．１～１５質量％であることがより好ましく、０．５～１０質量％であることがさらに好ましい。焼結助剤の添加量がこの範囲内であると、ＡｌＮ結晶粒子中の不純物酸素が効率的に除去されるとともに複合酸化物結晶粒が適度な量となり、得られるＡｌＮ焼結体の熱伝導率は高いものとなる。焼結助剤が酸化アルミニウムを含む場合には、イットリウムおよびランタニド系希土類元素からなる群より選ばれる一種または二種以上の元素の酸化物の量に対する、酸化アルミニウムの量は、前述した複合酸化物結晶粒中の結晶相が含むＲＥＡｌＯ３およびＲＥ３Ａｌ５Ｏ１２の量の比になるよう計算して混合することができる。例えば、ＩＹＡＧ／ＩＹＡＰ＝０．３程度を目標としたとき、酸化イットリウム（Ｙ２Ｏ３）１質量部に対し、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）０．３４質量部を混合する。実際には、用いるＡｌＮ粉末が不純物酸素を含み、また、製造する際の混合工程等において空気中から酸素が混入するため、複合酸化物結晶粒がトラップする酸素原子量に合わせて、実験を繰り返して調整する。
　有機溶剤としては、メタノール、１－ブタノール、２－ブタノン、メチルエチルケトン（ＭＥＫ）、キシレン等を挙げることができ、１－ブタノールおよび２－ブタノンが好ましく、１－ブタノールおよび２－ブタノンを混合して用いることがより好ましい。
　また、一次混合工程では、ポリオキシエチレンラウリルエーテル等のポリエチレングリコール系のノニオン系分散剤や、ジブチルフタレート、ブチルフタリルブチルグリコレート等の可塑剤をさらに添加してもよい。
　一次混合工程の混合は、ボールミル、振動ミル、アトライター等を用いて行うことができる。なお、遷移金属元素等の不純物混入を抑制するために、混合容器の材質は樹脂もしくは高純度アルミナであることが好ましく、粉砕ボールの材質は高純度アルミナであることが好ましい。特に、粉砕ボールは純度９９．９質量％以上の高純度アルミナが好適である。
　一次混合工程において、ＡｌＮ粉末は細かく粉砕される。この後の工程では、ＡｌＮ粉末粒子の粒径は大きく変化しないと考えられる。そのため、この段階でＡｌＮ粉末粒子の平均粒径が、後述する脱脂工程で得られるＡｌＮ脱脂体が含むＡｌＮ粉末粒子の粒径を目標値として一次混合工程において粉砕することが好ましい。ＡｌＮ脱脂体が含むＡｌＮ粉末粒子の粒径は、ＳＥＭ像から計測するメジアン径で確認することができる。
（二次混合工程）
　二次混合工程では、一次混合工程で得た原料スラリーと、別に調製したバインダー溶液とを混合して混合液とし、混合液を濾過して混合スラリーを得る。バインダー溶液は、バインダー成分を有機溶剤に溶解して得る。
　バインダーとしては、ポリビニルブチラール、パラフィンワックス、エチルセルロース、アクリル系樹脂等の有機化合物が好ましく、ポリビニルブチラールがより好ましい。
　バインダー溶液の調製に用いる有機溶剤には、前述の原料スラリーの作製に用いたものと同種の有機溶剤を用いることが好ましい。複数種の有機溶剤を混合して用いる場合には、混合比率を溶質の特性に合わせて適宜変更することができる。
　バインダー溶液の原料スラリーに対する混合量は、原料スラリーが含むＡｌＮ粉末と焼結助剤の合計１００質量部に対して、バインダーが３～１５質量部添加されるようバインダー溶液を混合することが好ましく、３～１０質量部添加されるよう混合することがより好ましい。
　また、二次混合工程では、ポリオキシエチレンラウリルエーテル等のポリエチレングリコール系のノニオン系分散剤や、ジブチルフタレート、ブチルフタリルブチルグリコレート等の可塑剤をさらに添加してもよい。
　二次混合工程の混合は、前述の一次混合工程で用いる方法と同じ方法を用いることができる。
　混合液を濾過して混合スラリーを得る際の濾過は、自然濾過、加圧濾過、減圧濾過等の方法を用いることができ、混合液中の成分が沈降等して偏重しないよう時間をかけずに済む点から加圧濾過で行うことが好ましい。また加圧濾過で行う場合には、加圧ガスとして圧縮した空気を用いることもできるが、混合液中のＡｌＮ粉末の不要な酸化を抑える観点から、窒素ガス等の不活性ガスで加圧することが好ましい。加圧する圧力は、混合液の量や粘性ならびに用いる加圧濾過装置の特性に合わせて適宜調製される。
　濾材は、濾過する混合液が含む粉末の粒子径に合わせて選択され、例えば濾材の保持粒子径で選択する。濾材の保持粒子径は、０．８～４μｍが好ましく、０．８～２μｍがより好ましく、０．８～１μｍが更に好ましい。濾材の種類としては、例えばセルロース性のろ紙を用いることができる。このような濾材を用いて濾過することにより、一次混合工程および二次混合工程中に生じた不溶の塊がある場合にこれを除くことができる。
　また、得られた混合スラリーに対して、必要に応じて脱泡処理を行うことが好ましい。混合スラリーの脱泡処理には、市販の真空ポンプを用いることができる。
（バインダー溶液調製工程）
　本発明の窒化アルミニウム焼結体の製造方法においては、バインダー成分を有機溶剤に溶解してバインダー溶液を得るバインダー溶液調製工程を、二次混合工程前にさらに含んでもよい。バインダー溶液は濾過されたものが好ましい。バインダー成分を有機溶剤に溶解して得た溶液を濾過する方法は、前述の二次混合工程において混合液を濾過する方法と同じ方法で行うことができる。バインダー成分を有機溶剤に溶解して得た溶液を濾過してバインダー溶液を得ることにより、塊になって不溶なバインダー成分がある場合にこれを取り除くことができる。バインダー溶液調製工程において用いる濾過材の保持粒子径は、二次混合工程において用いる濾過材の保持粒子径の同一以上２倍以下であることが好ましい。
（成形工程）
　成形工程では、二次混合工程で得られた混合スラリーをシート状に成形し、必要なら風乾等により溶媒を除去して、ＡｌＮ成形体を得る。シート状のＡｌＮ成形体の厚さは０．５～２ｍｍが好ましい。成形手段として、乾式プレス機、ラバープレス機を用いる方法や、押出法、射出法、ドクターブレード法等の方法を挙げることができる。ＡｌＮ焼結基板の作製は、通常ドクターブレード法で成形される。また、混合スラリーを乾燥造粒して、金型成形法で成形することもできる。なお、得られたＡｌＮ成形体は、必要に応じて適切な大きさと形状にカットすることができる。
（脱脂工程）
　脱脂工程では、ＡｌＮ成形体を酸化性ガス雰囲気下６００℃未満に加熱してＡｌＮ脱脂体を得る。脱脂を行うことによりＡｌＮ成形体が含むバインダー成分を分解する。酸化性ガスとしては、酸素ガスが混合された混合ガスを用いることが好ましい。前記混合ガスが含有する酸素ガス含有量は、５～２５体積％が好ましく、５～２０体積％がより好ましく、また例えば空気を好ましく用いることができる。また、脱脂は、バインダー成分が分解する温度以上６００℃未満に加熱して行い、４００℃以上６００℃未満に加熱して行うことが好ましく、０．１～２４時間行うことが好ましく、１時間～８時間行うことがより好ましい。脱脂を６００℃未満で行うことにより、ＡｌＮ成形体中のＡｌＮ結晶粒の酸化を抑えることができる。
　脱脂する脱脂炉としては、市販のものを用いることができ、ＡｌＮ成形体から除去されたバインダー成分由来の除去成分をトラップするワックストラップ機構を備えていることが好ましい。
　ＡｌＮ脱脂体が含むＡｌＮ粉末粒子の大きさは、前述したＡｌＮ結晶粒の最長径の求め方と同様に、ＡｌＮ脱脂体の表面を倍率１０００倍のＳＥＭ画像で観察して、１００μｍ四方の領域から少なくとも５００個の任意のＡｌＮ粉末粒子の最長径を計測して得たメジアン径とすることができる。ＡｌＮ脱脂体が含むＡｌＮ粉末粒子は、焼結助剤として添加した酸化アルミニウム粉末等の粒子とは元素組成が異なるので、ＳＥＭ像において区別でき、必要なら前述したＳＥＭ－ＥＤＳ分析を用いて元素組成から確認することもできる。ＡｌＮ粉末粒子が十分に小さいと適切なバインダー量でＡｌＮ粉末粒子内部の不純物酸素を効率的に除去することができる。ＡｌＮ脱脂体が含むＡｌＮ粉末の平均粒径は、好ましくは０．８μｍ以下であり、より好ましくは０．５μｍ以下であり、さらに好ましくは０．４μｍ以下である。
　以上の条件で脱脂工程を行うことによりＡｌＮ脱脂体が含む炭素原子含有量は、好ましくは０．１０質量％以下となり、より好ましくは０．０９質量％以下となる。ＡｌＮ脱脂体が含む炭素原子含有量がこの範囲であると、ＡｌＮ粉末が含む不純物酸素を十分に除去できるとともに、焼結工程後に得られる窒化アルミニウム焼結体中の粒子間空隙の分散態様を前述の範囲とすることができる。ＡｌＮ脱脂体が含む炭素原子含有量は、実施例に記載する方法で求めることができる。
（焼結工程）
　焼結工程では、ＡｌＮ脱脂体を焼結してＡｌＮ焼結体を得る。焼結は、１４００℃以上１８００℃以下の不活性ガス雰囲気下で、２４時間以下加熱して行うことが好ましく、大気圧不活性ガス雰囲気下、１４００～１８００℃で２０分間～２４時間行うことがより好ましい。焼結温度は、１５００～１８００℃がより好ましく、１６５０～１８００℃がさらに好ましい。焼結時間は焼結温度に合わせて調節されるが、２０分間～１８時間行うことがより好ましく、３０分間～１２時間行うことがさらに好ましく、３０分間～６時間がより更に好ましい。不活性ガスとしては、窒素ガスを好ましく用いることができる。
　これらの範囲の条件でＡｌＮ脱脂体を焼結することにより、ＡｌＮ焼結体の炭素原子含有量は０．１０質量％未満となり、好ましくは０．０９質量％以下となる。ＡｌＮ焼結体が含む炭素原子含有量は、実施例に記載する方法で求める。
　以上の条件で焼結工程を行うことにより、得られるＡｌＮ焼結体中の窒化アルミニウム結晶粒のメジアン径が２μｍ以下となり、好ましくは１．７μｍ以下となり、さらに好ましくは１．５μｍ以下となる。ＡｌＮ結晶粒が粗大化しないことによりＡｌＮ焼結体は高い機械的強度を有する。
　また、上記の条件で焼結工程を行うことにより、得られるＡｌＮ焼結体中に分散して存在する最長径が０．２～１μｍの粒子間空隙は、ＡｌＮ焼結体の断面１００μｍ四方の領域に１０～２００個、好ましくは２０～１７０個、より好ましくは５０～１３０個となる。上記所定の大きさの粒子間空隙の個数が上記範囲であると、ＡｌＮ焼結体は高い機械的強度を有する。
　以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明は上記実施形態に限定されるものではなく、本発明の概念及び特許請求の範囲に含まれるあらゆる態様を含み、本発明の範囲内で種々に改変することができる。
　以下、本発明を実施例に基づいて具体的に説明する。なお、本発明はこれらの実施例にのみ限定されるものではない。
　炭素原子含有量の測定、結晶粒等のメジアン径の求め方、粒子間空隙の個数の測定、炭素含有物の個数の測定、結晶相の同定方法、常温３点曲げ強度の測定およびワイブル係数の求め方は、以下に記載の方法でそれぞれ行った。
（ＡｌＮ脱脂体およびＡｌＮ焼結体の炭素原子含有量）
　ＡｌＮ脱脂体またはＡｌＮ焼結体を適量を乳鉢を用いて粉砕し、セラミックスルツボに０．２ｇ秤量し、助燃剤として金属タングステン粉末を同質量加え、炭素硫黄分析装置ＥＭＩＡ－９２０Ｖ（株式会社堀場製作所製）を用いて赤外線吸収法で測定し、試料２点の測定値の算術平均値を求めた。
（ＡｌＮ結晶粒のメジアン径）
　ＡｌＮ焼結体の破断面を作製し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）ＪＳＭ－７５００ＦＡ（日本電子株式会社製、加速電圧５．０ｋＶ）により１０００倍の倍率で断面観察し、ＡｌＮ結晶粒の最長径を計測してＡｌＮ結晶粒の粒径とした。任意の１００μｍ四方の領域において５００個のＡｌＮ結晶粒の粒径を計測して、ＡｌＮ結晶粒の個数基準のメジアン径を求めた。
（複合酸化物結晶粒のメジアン径）
　ＡｌＮ焼結体の破断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により１０００倍の倍率で観察し、複合酸化物結晶粒の最長径を計測して複合酸化物結晶粒の粒径とした。任意の１００μｍ四方の領域において２００個の複合酸化物結晶粒の粒径を計測して、複合酸化物結晶粒の個数基準のメジアン径を求めた。
（粒子間空隙の個数）
　ＡｌＮ焼結体の破断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により１０００倍の倍率で観察し、粒子間空隙のＳＥＭ像の面内方向での最長径を計測し、最長径が０．２～１μｍの大きさの粒子間空隙及び最長径が１μｍ超の大きさの粒子間空隙の個数をそれぞれ得た。粒子間空隙の数は、任意の１００μｍ四方のＳＥＭ像２視野について計測し、算術平均した値とした。整数になるよう必要な場合には四捨五入した。
（炭素含有物の個数）
　ＡｌＮ焼結体の破断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により１０００倍の倍率で観察し、ＳＥＭ－ＥＤＳ分析により炭素含有物を特定し、ＳＥＭ像の面内方向での最長径を計測し、最長径が１μｍ超の大きさの炭素含有物の個数を得た。炭素含有物の数は、任意の１００μｍ四方のＳＥＭ像２視野について計測し、算術平均した値とした。なお、求めた平均値は、整数になるよう必要な場合には四捨五入した。
（Ｘ線回折測定）
　粉末Ｘ線回折測定装置パナリティカルＭＰＤ（スペクトリス株式会社製）を用いて、ＡｌＮ焼結体のＸ線回折測定を行った。測定条件としては、Ｃｕ－Ｋα線（出力４５ｋＶ、４０ｍＡ）を用いて、走査軸 ：θ／２θ、測定範囲（２θ）：１０° ～９０° 、測定モード：ＦＴ、読込幅 ：０．０２°、サンプリング時間：０．７０秒、ＤＳ、ＳＳ、ＲＳ：０．５°、０．５°、０．１５ｍｍの条件で行い、得られたＸ線回折図形においてＡｌＮ結晶粒および複合酸化物結晶粒の結晶相を同定した。
（常温３点曲げ強度）
　ＡｌＮ焼結体シート１０枚から、４０ｍｍ×４ｍｍ×厚さ０．６３５ｍｍの試験片を１００本作製し、得られた試験片について、ＪＩＳ規格の常温３点曲げ強度測定方法（ＪＩＳ－Ｒ－１６０１：２００８）に準じて、外部支点間距離３０ｍｍ、クロスヘッド速度０．５ｍｍ／ｍｉｎの条件で室温（２０～２５℃）で３点曲げ強度を測定した。得られた３点曲げ強度１００点の算術平均値を算出した。
（ワイブル係数）
　セラミックス材料の強度を統計的に記述する確率分布として、最弱リンクモデルに基づくワイブル統計表示で記述することができる。
　前述の３点曲げ強度測定によって得た試験片１００個の３点曲げ強度から以下のようにしてワイブル係数を算出した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
実施例１：
（一次混合工程）
　ＡｌＮ粉末（東洋アルミニウム株式会社製、型番：ＪＣ（粒度Ｄ５０：１．２μｍ、酸素原子含有量０．９質量％、メジアン径０．９μｍ、Ｆｅ原子含有量：１５質量ｐｐｍ、Ｓｉ原子含有量：４０質量ｐｐｍ）９２．７質量部に焼結助剤として酸化イットリウム（Ｙ２Ｏ３）粉末（信越化学工業株式会社製、型番：ＲＵ－Ｐ（平均粒径１μｍ））６質量部、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）粉末（住友化学株式会社製、型番：ＡＫＰ－５０（中心粒径（ＭＴ３３００：０．２０μｍ）））１．３質量部と、分散剤としてポリオキシエチレンラウリルエーテル３質量部と、有機溶剤（１）として１－ブタノール３０質量部および２－ブタノン２４質量部を加え、直径５ｍｍの高純度アルミナボールを用いてナイロン製ボールミルポットで２４時間の粉砕混合を行い、原料スラリーを得た。
（バインダー溶液調製工程）
　バインダー成分としてポリビニルブチラール５質量部、可塑剤としてジブチルフタレート５質量部、ならびに有機溶剤（２）として１－ブタノール８質量部および２－ブタノン７質量部を混合して溶液を得て、この溶液を保持粒子径１μｍの濾紙（アドバンテック東洋株式会社製、型番：Ｎｏ．５Ｃ）をセットした多用途型ディスクフィルターホルダ―（アドバンテック東洋株式会社製、型番：ＫＳＴ－１４２－ＵＨ）を用いて窒素ガス０．３ＭＰａの加圧条件で濾過してバインダー溶液を得た。
（二次混合工程）
　一次混合工程で得た原料スラリーに、該原料スラリー中のＡｌＮ粉末、Ｙ２Ｏ３粉末およびＡｌ２Ｏ３粉末との合計１００質量部に対して、ポリビニルブチラールが５質量部の添加量となる量のバインダー溶液を加え、直径５ｍｍの高純度アルミナボールを用いてナイロン製ボールミルポットで２４時間混合した。得られた混合液を保持粒子径１μｍの濾紙（アドバンテック東洋株式会社製、Ｎｏ．５Ｃ）をセットした多用途型ディスクフィルターホルダ―（アドバンテック東洋株式会社製、型番：ＫＳＴ－１４２－ＵＨ）を用いて窒素ガス０．３ＭＰａの加圧条件で濾過して混合スラリーを得た。さらに、混合スラリーを撹拌しながら真空ポンプで引いて脱泡処理した。
（成形工程）
　混合スラリーをドクターブレード法によりシート成形し、８時間風乾して溶媒を除去して、ＡｌＮ成形体からなる厚さ１ｍｍのシートを得た。さらに、このシートを７０ｍｍ×７０ｍｍの大きさの正方形の形状に打ち抜いた。
（脱脂工程）
　成形工程で得たＡｌＮ成形体からなる正方形の形状のシートに、付着防止用の敷粉として窒化ホウ素微粉末（昭和電工株式会社製、型番：ＵＨＰ－１Ｋ）を塗布した。このシートを１０枚積み重ねて窒化ホウ素製容器に収納し、大気圧空気気流中５００℃の条件に２時間保持して脱脂した。脱脂炉としては、ワックストラップ機構を具備したステンレス製炉心管と、カンタル線を用いた発熱体を有する外熱式の管状炉を使用した。得られたＡｌＮ脱脂体の炭素原子含有量は０．０９質量％であった。ＡｌＮ脱脂体の炭素原子含有量を表２に示す。
（焼結工程）
　脱脂工程で得たＡｌＮ脱脂体を窒化ホウ素製容器に入れ、黒鉛性の発熱体を有する内熱式焼結炉を用いて、大気圧窒素ガス気流下１７８０℃の条件で１時間焼結してＡｌＮ焼結体を得た。得られたＡｌＮ焼結体の炭素原子含有量は０．０７質量％であった。ＡｌＮ焼結体の炭素原子含有量を表２に示す。
（ＡｌＮ焼結体中の結晶相の同定）
　得られたＡｌＮ焼結体のＸ線回折測定を行った。ＡｌＮ結晶粒として、六方晶系のウルツ鉱構造と立方晶系の閃亜鉛鉱構造を有することが確認された。複合酸化物結晶粒が含むイットリウムとアルミニウムの複合酸化物の結晶相として、斜方晶系ペロブスカイト構造（ＹＡｌＯ３）および立方晶系ガーネット構造（Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２）を有することが確認された。回折ピーク高さから求めたＩＹＡＧ／ＩＹＡＰは、０．３２であった。ＩＹＡＧ／ＩＹＡＰを表２に示す。
(ＡｌＮ焼結体の破断面観察)
　破断して得たＡｌＮ焼結体の破断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）（ＪＳＭ－７５００ＦＡ（日本電子株式会社製）、加速電圧５．０ｋＶ）を用いて１０００倍の倍率で断面観察した。最長径を計測した５００個のＡｌＮ結晶粒のメジアン径は１．７μｍであり、最長径を計測した２００個の複合酸化物結晶粒のメジアン径は１．１μｍであった。最長径が０．２μｍ～１μｍの粒子間空隙は、１００μｍ四方の視野を観察し、２視野の観察の平均値として２４個均一に分散して存在していた。なお、最長径が１μｍより大きい粒子間空隙及び最長径が１μｍより大きいの炭素含有物は観測されなかった。各結晶粒のメジアン径、粒子間空隙の個数及び炭素含有物の個数を表２に併せて示す。
（３点曲げ強度およびワイブル係数）
　作製したＡｌＮ焼結体シート１０枚から、４０ｍｍ×４ｍｍの大きさの矩形状にダイヤモンドカッターを用いて切出した。さらに表面粗さＲａ０．５μｍ以下に表面を研磨加工して、４０ｍｍ×４ｍｍ×厚さ０．６３５ｍｍの大きさの試験片１００本を作製した。ＪＩＳ規格の常温３点曲げ強度（ＪＩＳ－Ｒ－１６０１：２００８）に従って、精密万能試験機（株式会社島津製作所製、型番：ＡＧ－Ｘ）および市販の３点曲げ試験冶具を用いて、外部支点間距離３０ｍｍ、クロスヘッド速度０．５ｍｍ／ｍｉｎの条件で室温（２０～２５℃）にて３点曲げ強度を測定した。試験片１００点の３点曲げ強度の算術平均値は６５３ＭＰａであり、１００点の３点曲げ強度から前述の方法で算出したワイブル係数は１５であった。３点曲げ強度の平均値、ワイブル係数を表２に併せて示す。
実施例２～４：
　ＡｌＮ焼結体の作製条件を表１記載のとおりに変更した以外は実施例１と同様にしてＡｌＮ焼結体を作製した。
　ＡｌＮ脱脂体およびＡｌＮ焼結体の炭素原子含有量、ＡｌＮ結晶粒および複合酸化物結晶粒のメジアン径、最長径が０．２～１μｍ及び１μｍ超の粒子間空隙の個数、並びに最長径が１μｍ超の炭素含有物の個数を実施例１と同様にして求めた。得られた結果を表２に併せて示す。いずれの例においても、粒子間空隙が均一に分散しているとともに最長径が１μｍを超える粒子間空隙は観測されなかった。
　ＡｌＮ焼結体中の結晶相についても実施例１と同様にして同定を行った。いずれの例においても、複合酸化物結晶粒が含むイットリウムとアルミニウムの複合酸化物の結晶相は斜方晶系ペロブスカイト構造（ＹＡｌＯ３）および立方晶系ガーネット構造（Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２）を有することが確認された。実施例１と同様にして求めたＩＹＡＧ／ＩＹＡＰを表２に示す。
　また、ＡｌＮ焼結体の常温３点曲げ強度についても実施例１と同様にして測定し、３点曲げ強度の平均値及びワイブル係数を求めた。また、実施例１と同様にして求めた３点曲げ強度の平均値及びワイブル係数を表２に併せて示す。
比較例１～２：
　ＡｌＮ焼結体の作製条件を表１記載のとおりに変更した以外は実施例１と同様にしてＡｌＮ焼結体を作製した。
　ＡｌＮ脱脂体およびＡｌＮ焼結体の炭素原子含有量、ＡｌＮ結晶粒および複合酸化物結晶粒のメジアン径、最長径が０．２～１μｍ及び１μｍ超の粒子間空隙の個数、並びに最長径が１μｍ超の炭素含有物の個数を実施例１と同様にして求めた。得られた結果を表２に併せて示す。いずれの例においても、粒子間空隙が均一に分散しているとともに最長径が１μｍを超える粒子間空隙は観測されなかった。
　ＡｌＮ焼結体中の結晶相についても実施例１と同様にして同定を行った。いずれの例においても、複合酸化物結晶粒が含むイットリウムとアルミニウムの複合酸化物の結晶相は斜方晶系ペロブスカイト構造（ＹＡｌＯ３）および立方晶系ガーネット構造（Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２）を有することが確認された。実施例１と同様にして求めたＩＹＡＧ／ＩＹＡＰを表２に示す。
　また、ＡｌＮ焼結体の常温３点曲げ強度についても実施例１と同様にして測定し、３点曲げ強度の平均値及びワイブル係数を求めた。また、実施例１と同様にして求めた３点曲げ強度の平均値及びワイブル係数を表２に併せて示す。
比較例３：
　脱脂工程において、雰囲気を、空気気流中から窒素ガス気流中としたこと以外は実施例１と同様にしてＡｌＮ焼結体を作製した。
　ＡｌＮ脱脂体およびＡｌＮ焼結体の炭素原子含有量、ＡｌＮ結晶粒および複合酸化物結晶粒のメジアン径、最長径が０．２～１μｍ及び１μｍ超の粒子間空隙の個数、並びに最長径が１μｍ超の炭素含有物の個数を実施例１と同様にして求めた。得られた結果を表２に併せて示す。ＡｌＮ焼結体の破断面のＳＥＭ観察において、粒子間空隙が均一に３２個分散して存在しているとともに、最長径が１μｍを超える粒子間空隙は観測されなかった。また、最長径が１μｍを超える炭素含有物として、最長径が１０μｍの不定形の炭素含有物がＳＥＭ像２視野の観察において平均２個存在した。なお、炭素含有物が炭素原子を含有することは、ＳＥＭ－ＥＤＳ分析により確認した。
　ＡｌＮ焼結体中の結晶相についても実施例１と同様にして同定を行った。比較例３では、複合酸化物結晶粒が含むイットリウムとアルミニウムの複合酸化物の結晶相は斜方晶系ペロブスカイト構造（ＹＡｌＯ３）および立方晶系ガーネット構造（Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２）を有することが確認された。実施例１と同様にして求めたＩＹＡＧ／ＩＹＡＰを表２に示す。
　また、ＡｌＮ焼結体の常温３点曲げ強度についても実施例１と同様にして測定し、３点曲げ強度の平均値及びワイブル係数を求めた。また、実施例１と同様にして求めた３点曲げ強度の平均値及びワイブル係数を表２に併せて示す。
比較例４：
　バインダー溶液調製工程においてバインダー成分を有機溶剤（２）に溶解して得た溶液を濾過しなかったこと、および二次混合工程において混合スラリーの濾過を行わなかったこと以外は、実施例２と同様にしてＡｌＮ焼結体を作製した。
　ＡｌＮ脱脂体およびＡｌＮ焼結体の炭素原子含有量、ＡｌＮ結晶粒および複合酸化物結晶粒のメジアン径、最長径が０．２～１μｍ及び１μｍ超の粒子間空隙の個数、並びに最長径が１μｍ超の炭素含有物の個数を実施例１と同様にして求めた。得られた結果を表２に併せて示す。粒子間空隙が均一に分散しているが、最長径が１μｍを超える粒子間空隙として、最長径が１０μｍ以上の不定形の粒子間空隙がＳＥＭ像２視野の観察において平均２個存在した。
　ＡｌＮ焼結体中の結晶相についても実施例１と同様にして同定を行った。比較例４では、複合酸化物結晶粒が含むイットリウムとアルミニウムの複合酸化物の結晶相は斜方晶系ペロブスカイト構造（ＹＡｌＯ３）および立方晶系ガーネット構造（Ｙ３Ａｌ５Ｏ１２）を有することが確認された。実施例１と同様にして求めたＩＹＡＧ／ＩＹＡＰを表２に示す。
　また、ＡｌＮ焼結体の常温３点曲げ強度についても実施例１と同様にして測定し、３点曲げ強度の平均値及びワイブル係数を求めた。また、実施例１と同様にして求めた３点曲げ強度の平均値及びワイブル係数を表２に併せて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
（熱伝導率測定）
　実施例２で作製したＡｌＮ焼結体の熱伝導率をアドバンス理工株式会社製の測定装置（型式：ＴＣ－１２００ＲＨ）を用いてＮｄガラスレーザーの励起電圧２．０ｋＶの条件でレーザーフラッシュ法（二次元法）により測定して求めたところ、１５０Ｗ／（ｍ・Ｋ）であった。
　本発明の窒化アルミニウム焼結体は、放熱性が高く高強度（例えば、常温３点曲げ強度が６００ＭＰａ以上）であって、窒化アルミニウム焼結体内の強度ばらつきが小さい（例えば、ワイブル係数１０超である）ので、高い信頼性が要求される回路基板、例えば、パワーモジュール用の回路基板に好適に用いることができる。
 

Claims (12)

  1. 　窒化アルミニウム結晶粒と希土類元素およびアルミニウム元素を含む複合酸化物結晶粒とを含む窒化アルミニウム焼結体であって、
    　前記窒化アルミニウム結晶粒のメジアン径が２μｍ以下であり、
    　前記窒化アルミニウム焼結体中に、最長径が０．２～１μｍの粒子間空隙が断面１００μｍ四方の領域に１０～２００個分散し、
    　ならびに炭素原子含有量が０．１０質量％未満であることを特徴とする窒化アルミニウム焼結体。
  2. 　前記複合酸化物結晶粒のメジアン径が前記窒化アルミニウム結晶粒のメジアン径よりも小さいことを特徴とする請求項１に記載の窒化アルミニウム焼結体。
  3. 　前記複合酸化物結晶粒のメジアン径が１．５μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の窒化アルミニウム焼結体。
  4. 　前記希土類元素が、イットリウムおよびランタニド系希土類元素からなる群より選ばれる一種または二種以上の元素であることを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載の窒化アルミニウム焼結体。
  5. 　請求項１～４のいずれかに記載の窒化アルミニウム焼結体の製造方法であって、
    　窒化アルミニウム粉末および焼結助剤を含む原料粉末と有機溶剤とを混合して原料スラリーを得る一次混合工程、
    　前記原料スラリーとバインダー溶液とを混合して得た混合液を濾過して混合スラリーを得る二次混合工程、
    　前記混合スラリーを成形して窒化アルミニウム成形体を得る成形工程、
    　前記窒化アルミニウム成形体を酸化性ガス雰囲気下６００℃未満に加熱して窒化アルミニウム脱脂体を得る脱脂工程、および
    　前記窒化アルミニウム脱脂体を焼結して窒化アルミニウム焼結体を得る焼結工程を含むことを特徴とする窒化アルミニウム焼結体の製造方法。
  6. 　前記焼結助剤が、イットリウムおよびランタニド系希土類元素からなる群より選ばれる一種または二種以上の元素を有する化合物を含むことを特徴とする請求項５に記載の窒化アルミニウム焼結体の製造方法。
  7. 　前記焼結助剤が、さらにアルミニウム元素を有する化合物を含むことを特徴とする請求項６に記載の窒化アルミニウム焼結体の製造方法。
  8. 　バインダー成分を有機溶剤に溶解して得た溶液を濾過して前記バインダー溶液を得るバインダー溶液調製工程を、前記二次混合工程前にさらに含むことを特徴とする請求項５～７のいずれかに記載の窒化アルミニウム焼結体の製造方法。
  9. 　前記脱脂工程において用いる前記酸化性ガスが、酸素ガスを含む混合ガスであることを特徴とする請求項５～８のいずれかに記載の窒化アルミニウム焼結体の製造方法。
  10. 　前記窒化アルミニウム脱脂体の炭素原子含有量が、０．１０質量％以下であることを特徴とする請求項５～９のいずれかに記載の窒化アルミニウム焼結体の製造方法。
  11. 　前記焼結工程が、１４００℃以上１８００℃以下の不活性ガス雰囲気下、２４時間以下加熱することを特徴とする請求項５～１０のいずれかに記載の窒化アルミニウム焼結体の製造方法。
  12. 　前記焼結工程において用いる前記不活性ガスが、窒素ガスであることを特徴とする請求項１１に記載の窒化アルミニウム焼結体の製造方法。
     
PCT/JP2018/027008 2017-07-24 2018-07-19 窒化アルミニウム焼結体およびその製造方法 WO2019021919A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201880043911.9A CN110809568A (zh) 2017-07-24 2018-07-19 氮化铝烧结体及其制造方法
US16/631,046 US10787392B2 (en) 2017-07-24 2018-07-19 Aluminum nitride sintered compact and method for producing same
KR1020197037951A KR102141812B1 (ko) 2017-07-24 2018-07-19 질화알루미늄 소결체 및 그 제조 방법
JP2019532542A JP6721793B2 (ja) 2017-07-24 2018-07-19 窒化アルミニウム焼結体およびその製造方法
EP18839306.0A EP3659991A4 (en) 2017-07-24 2018-07-19 COMPACT SINTERED PIECE OF ALUMINUM NITRIDE AND ITS PRODUCTION PROCESS

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017-142978 2017-07-24
JP2017142978 2017-07-24

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2019021919A1 true WO2019021919A1 (ja) 2019-01-31

Family

ID=65040814

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2018/027008 WO2019021919A1 (ja) 2017-07-24 2018-07-19 窒化アルミニウム焼結体およびその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10787392B2 (ja)
EP (1) EP3659991A4 (ja)
JP (1) JP6721793B2 (ja)
KR (1) KR102141812B1 (ja)
CN (1) CN110809568A (ja)
TW (1) TW201908269A (ja)
WO (1) WO2019021919A1 (ja)

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01103961A (ja) 1987-10-16 1989-04-21 Tokuyama Soda Co Ltd 窒化アルミニウム焼結体およびその製造方法
JPH0345562A (ja) * 1989-07-14 1991-02-27 Kawasaki Steel Corp 窒化アルミニウム焼結体の製造方法
JPH05238830A (ja) * 1992-02-21 1993-09-17 Toshiba Corp 窒化アルミニウム焼結体およびその製造方法
JPH06191953A (ja) * 1992-12-28 1994-07-12 Kyocera Corp 窒化アルミニウム質焼結体
JP2002249379A (ja) * 2000-12-21 2002-09-06 Ngk Insulators Ltd 窒化アルミニウム焼結体及び半導体製造装置用部材
JP2007008813A (ja) 1998-05-06 2007-01-18 Sumitomo Electric Ind Ltd 窒化アルミニウム焼結体とその製造方法及び半導体基板

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4812144B2 (ja) * 1998-07-22 2011-11-09 住友電気工業株式会社 窒化アルミニウム焼結体及びその製造方法
TWI243158B (en) * 2000-12-21 2005-11-11 Ngk Insulators Ltd Aluminum nitride sintered bodies
US7319080B2 (en) 2002-09-20 2008-01-15 Tokuyama Corporation Aluminum nitride sintered compact
JP4615873B2 (ja) * 2003-12-16 2011-01-19 株式会社トクヤマ 窒化アルミニウム焼結体及びその製造方法
CN101198566A (zh) * 2005-06-15 2008-06-11 德山株式会社 氮化铝烧结体、浆料、生坯及脱脂体

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01103961A (ja) 1987-10-16 1989-04-21 Tokuyama Soda Co Ltd 窒化アルミニウム焼結体およびその製造方法
JPH0345562A (ja) * 1989-07-14 1991-02-27 Kawasaki Steel Corp 窒化アルミニウム焼結体の製造方法
JPH05238830A (ja) * 1992-02-21 1993-09-17 Toshiba Corp 窒化アルミニウム焼結体およびその製造方法
JPH06191953A (ja) * 1992-12-28 1994-07-12 Kyocera Corp 窒化アルミニウム質焼結体
JP2007008813A (ja) 1998-05-06 2007-01-18 Sumitomo Electric Ind Ltd 窒化アルミニウム焼結体とその製造方法及び半導体基板
JP2002249379A (ja) * 2000-12-21 2002-09-06 Ngk Insulators Ltd 窒化アルミニウム焼結体及び半導体製造装置用部材

Non-Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
"Introduction to Ceramic Materials and Technologies", April 1979, SANGYO GIJUTSU CENTER K.K.
G.A. SLACKR.A. TANZILLIR.O. POHLJ.W. VANDERSANDE, J. PHYS. CHEM. SOLIDS, vol. 48, 1987, pages 641 - 647
H.P. KIRCHNERR.M. GRUVER, J. AM. CERAM. SOC., vol. 53, 1970, pages 232 - 236
OKAMOTO MASAHIDEARAKAWA HIDEOOOHASHI MASABUMIOGIHARA SATORU, JOURNAL OF THE CERAMIC SOCIETY OF JAPAN, vol. 97, 1989, pages 1478 - 1485
See also references of EP3659991A4 *
SHINOZAKI KAZUOTSUGE AKIHIKO, CERAMICS JAPAN, vol. 21, 1986, pages 1130 - 1135

Also Published As

Publication number Publication date
US10787392B2 (en) 2020-09-29
CN110809568A (zh) 2020-02-18
TW201908269A (zh) 2019-03-01
KR102141812B1 (ko) 2020-08-07
JPWO2019021919A1 (ja) 2019-11-14
EP3659991A4 (en) 2020-10-21
US20200148598A1 (en) 2020-05-14
EP3659991A1 (en) 2020-06-03
KR20200010469A (ko) 2020-01-30
JP6721793B2 (ja) 2020-07-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6822362B2 (ja) 窒化珪素基板の製造方法、及び窒化珪素基板
JP5444384B2 (ja) 高熱伝導性窒化アルミニウム焼結体
JP7062229B2 (ja) 板状の窒化ケイ素質焼結体およびその製造方法
JP7062230B2 (ja) 板状の窒化ケイ素質焼結体およびその製造方法
US11059753B2 (en) Oriented ALN sintered body and method for producing the same
US11014855B2 (en) Transparent AlN sintered body and method for producing the same
JP7201103B2 (ja) 板状の窒化ケイ素質焼結体およびその製造方法
JP6721793B2 (ja) 窒化アルミニウム焼結体およびその製造方法
JP2021172556A (ja) 窒化アルミニウム焼結体及びその製造方法
JP4564257B2 (ja) 高熱伝導性窒化アルミニウム焼結体
JP7339979B2 (ja) 窒化ケイ素焼結体の製造方法
JP7278326B2 (ja) 窒化ケイ素焼結体の製造方法
JP7339980B2 (ja) 窒化ケイ素焼結体の製造方法
JP7278325B2 (ja) 窒化ケイ素焼結体
WO2024084631A1 (ja) 窒化ケイ素焼結体
JP2021178756A (ja) 窒化アルミニウム焼結体およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 18839306

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019532542

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20197037951

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018839306

Country of ref document: EP

Effective date: 20200224