JP2012072021A - Ceramic substrate, method for manufacturing the same, and semiconductor device and method for manufacturing the same - Google Patents

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Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To achieve compatibility between a dielectric breakdown voltage and a thermal conductivity of a ceramic substrate.SOLUTION: A mixture containing aspheric ceramic particles and ceramic particles having a smaller particle size is formed and calcined, after giving fixed directionality to the aspheric ceramic particles in the mixture. Hereby, this ceramic substrate 11 is obtained, which has a crystal structure 11b containing aspheric ceramic crystal particles 11a, wherein the center particle diameter of a particle size distribution on a first surface is 10-60 μm and the center particle diameter of a particle size distribution on a second surface orthogonal to the first surface is 5-30 μm, and which is excellent both in the dielectric breakdown voltage and in the thermal conductivity.

Description

本発明は、セラミックス基板及びその製造方法、並びにセラミックス基板を用いた半導体装置及びその製造方法に関する。   The present invention relates to a ceramic substrate and a manufacturing method thereof, a semiconductor device using the ceramic substrate, and a manufacturing method thereof.

半導体分野では、しばしば、セラミックス等の無機絶縁材料や、樹脂等の有機絶縁材料が用いられる。
無機絶縁材料の１つであるセラミックスについては、これまで、その形成方法に関し、粒度分布の異なる同種又は異種の粒子を混合して焼成する方法、混合する粒子として針状粒子と球状粒子を用いる方法等が知られている。また、板状、或いは板状と球状の無機絶縁材料を有機絶縁材料に添加して絶縁層を形成する技術等も知られている。 In the semiconductor field, inorganic insulating materials such as ceramics and organic insulating materials such as resins are often used.
Regarding ceramics which are one of the inorganic insulating materials, as far as the formation method thereof, a method of mixing and firing the same or different kinds of particles having different particle size distributions, a method of using acicular particles and spherical particles as the particles to be mixed Etc. are known. Also known is a technique for forming an insulating layer by adding a plate-like or plate-like and spherical inorganic insulating material to an organic insulating material.

また、セラミックスの１つであるアルミナ（酸化アルミニウム）に関し、その形成条件によって結晶組織を制御し、機械的特性を変化させる方法等も知られている。   In addition, regarding alumina (aluminum oxide), which is one of ceramics, a method of changing the mechanical properties by controlling the crystal structure according to the forming conditions is also known.

特開２００３−１３７６５８号公報JP 2003-137658 A 特開２００６−２７３６３４号公報JP 2006-273634 A 国際公開第２００５／０３６９３９号パンフレットInternational Publication No. 2005/036939 Pamphlet 特開平７−５０４６０号公報Japanese Patent Laid-Open No. 7-50460

ジャーナル・オブ・ザ・アメリカン・セラミックス・ソサイエティ（Journal of the American Ceramics Society）、２００１年、第８４巻、ｐ．１３９２−１３９４Journal of the American Ceramics Society, 2001, Vol. 84, p. 1392-1394 ジャーナル・オブ・ザ・アメリカン・セラミックス・ソサイエティ（Journal of the American Ceramics Society）、２００４年、第８７巻、ｐ．２１４７−２１４９Journal of the American Ceramics Society, 2004, Vol. 87, p. 2147-2149 ジャーナル・オブ・ザ・アメリカン・セラミックス・ソサイエティ（Journal of the American Ceramics Society）、１９８９年、第７２巻、ｐ．２０−２７Journal of the American Ceramics Society, 1989, Vol. 72, p. 20-27

セラミックス基板は、例えば、その表面に回路パターンを形成し、いわゆるパワー半導体等の半導体素子を実装する回路基板に利用される。パワー半導体は、高電圧が印加され、また、その発熱量も大きいため、セラミックス基板には、絶縁破壊が起こり難い高い絶縁破壊耐圧と、パワー半導体等の半導体素子で発生した熱を速やかに伝熱できる高い熱伝導率とが要求される。   The ceramic substrate is used, for example, as a circuit substrate on which a circuit pattern is formed and a semiconductor element such as a so-called power semiconductor is mounted. Power semiconductors are applied with a high voltage and generate a large amount of heat. Therefore, the ceramic substrate has a high dielectric breakdown voltage that does not easily cause dielectric breakdown, and heat generated by semiconductor elements such as power semiconductors can be transferred quickly. High heat conductivity that is possible is required.

しかし、これら絶縁破壊耐圧と熱伝導率とは、いずれもセラミックス基板の結晶粒子サイズに依存し、結晶粒子サイズに対してトレードオフの関係になる傾向がある。従来のセラミックス基板では、絶縁破壊耐圧と熱伝導率とを高いレベルで両立させることが難しいという問題点があった。そのため、例えば、セラミックス基板をパワー半導体の回路基板に用いた半導体装置において、絶縁破壊を抑えるためにセラミックス基板を厚くすると、セラミックス基板の熱抵抗が高くなってしまい、また、半導体装置が大型化してしまう場合があった。   However, these dielectric breakdown voltage and thermal conductivity both depend on the crystal grain size of the ceramic substrate and tend to have a trade-off relationship with the crystal grain size. Conventional ceramic substrates have a problem that it is difficult to achieve both high breakdown voltage and high thermal conductivity. Therefore, for example, in a semiconductor device using a ceramic substrate as a power semiconductor circuit board, if the thickness of the ceramic substrate is increased in order to suppress dielectric breakdown, the thermal resistance of the ceramic substrate increases, and the size of the semiconductor device increases. There was a case.

本発明の一観点によれば、非球状のセラミックス結晶粒子を含む結晶組織を有し、前記結晶組織の第１面の粒度分布の中心粒径が１０μｍ乃至６０μｍであり、前記結晶組織の前記第１面と直交する第２面の粒度分布の中心粒径が５μｍ乃至３０μｍであるセラミックス基板が提供される。また、このようなセラミックス基板を用いた半導体装置が提供される。   According to an aspect of the present invention, the crystal structure includes non-spherical ceramic crystal particles, the central particle size of the particle size distribution of the first surface of the crystal structure is 10 μm to 60 μm, and the first of the crystal structures is A ceramic substrate having a central particle size of 5 μm to 30 μm in the particle size distribution on the second surface orthogonal to the first surface is provided. A semiconductor device using such a ceramic substrate is also provided.

更に、本発明の一観点によれば、非球状の第１セラミックス粒子と、前記第１セラミックス粒子よりも粒径の小さい第２セラミックス粒子とを含む混合物を形成する工程と、前記混合物中の前記第１セラミックス粒子に、その形状に応じた一定の方向性をもたせる工程と、前記混合物を焼成し、前記第１セラミックス粒子と前記第２セラミックス粒子とが焼結された非球状のセラミックス結晶粒子を含む結晶組織を有する焼結体を形成する工程と、を含むセラミックス基板の製造方法が提供される。また、このような方法を用いた半導体装置の製造方法が提供される。   Furthermore, according to one aspect of the present invention, a step of forming a mixture including non-spherical first ceramic particles and second ceramic particles having a smaller particle diameter than the first ceramic particles; A step of giving the first ceramic particles a certain direction according to the shape thereof, and a non-spherical ceramic crystal particle obtained by firing the mixture and sintering the first ceramic particles and the second ceramic particles. And a step of forming a sintered body having a crystal structure. Further, a method for manufacturing a semiconductor device using such a method is provided.

本発明に係るセラミックス基板及びその製造方法によれば、セラミックス基板の絶縁破壊耐圧と熱伝導率とを一定レベルで両立させることが可能になる。また、このようなセラミックス基板を用いた半導体装置の小型化を図ることが可能になる。   According to the ceramic substrate and the manufacturing method thereof according to the present invention, it is possible to achieve both the dielectric breakdown voltage and the thermal conductivity of the ceramic substrate at a certain level. In addition, it is possible to reduce the size of a semiconductor device using such a ceramic substrate.

セラミックス基板を用いた回路基板の例を模式的に示す図である。It is a figure which shows typically the example of the circuit board using a ceramic substrate. セラミックス基板の結晶組織の例を模式的に示す図である。It is a figure which shows typically the example of the crystal structure of a ceramic substrate. セラミックス基板形成方法の一例を示す図である。It is a figure which shows an example of the ceramic substrate formation method. サンプルを模式的に示す図である。It is a figure which shows a sample typically. サンプル等の走査型電子顕微鏡像の一例を示す図である。It is a figure which shows an example of scanning electron microscope images, such as a sample. サンプルの粒度分布の一例を示す図である。It is a figure which shows an example of the particle size distribution of a sample. サンプルのＸ線回折パターンの一例を示す図である。It is a figure which shows an example of the X-ray diffraction pattern of a sample. 粒径と熱伝導率との関係の一例を示す図である。It is a figure which shows an example of the relationship between a particle size and thermal conductivity. 伝熱方向の粒界数と熱伝導率との関係の一例を示す図である。It is a figure which shows an example of the relationship between the number of grain boundaries of a heat transfer direction, and thermal conductivity. 粒径と破壊強度との関係の一例を示す図（その１）である。It is a figure (the 1) which shows an example of the relationship between a particle size and fracture strength. 粒径と破壊強度との関係の一例を示す図（その２）である。It is a figure (the 2) which shows an example of the relationship between a particle size and fracture strength. サンプルの破壊発生時の状況を模式的に示す図である。It is a figure which shows typically the condition at the time of destruction of a sample. 粒径と絶縁破壊耐圧との関係の一例を示す図である。It is a figure which shows an example of the relationship between a particle size and a dielectric breakdown voltage. 熱伝導率と絶縁破壊耐圧との関係の一例を示す図である。It is a figure which shows an example of the relationship between heat conductivity and a dielectric breakdown voltage. 半導体装置の一例を示す図である。It is a figure which shows an example of a semiconductor device.

図１はセラミックス基板を用いた回路基板の例を模式的に示す図である。ここで、図１（Ａ）は回路基板の断面模式図、図１（Ｂ）は回路基板の一方の面側の平面模式図、図１（Ｃ）は回路基板の他方の面側の平面模式図である。尚、図１（Ａ）は、図１（Ｂ）のＸ−Ｘ断面の断面を模式的に示す図である。   FIG. 1 is a diagram schematically showing an example of a circuit board using a ceramic substrate. 1A is a schematic cross-sectional view of a circuit board, FIG. 1B is a schematic plan view of one side of the circuit board, and FIG. 1C is a schematic plan view of the other side of the circuit board. FIG. FIG. 1A is a diagram schematically showing a cross section taken along the line XX of FIG.

セラミックス基板１１は、例えば、図１（Ａ）に示すように、その表裏面に、銅等の導体で回路パターン１２ａ，１２ｂが形成され、絶縁ゲート型バイポーラトランジスタ（Insulated Gate Bipolar Transistor；ＩＧＢＴ）等のパワー半導体（半導体素子）を実装する回路基板（実装基板）１０に利用される。   For example, as shown in FIG. 1A, the ceramic substrate 11 has circuit patterns 12a and 12b formed of a conductor such as copper on the front and back surfaces thereof, and an insulated gate bipolar transistor (IGBT) or the like. This is used for a circuit board (mounting board) 10 on which the power semiconductor (semiconductor element) is mounted.

回路パターン１２ａ，１２ｂは、実装する半導体素子の形態に応じ、所定の形状で形成される。例えば、セラミックス基板１１の表面側には、半導体素子を実装するための、図１（Ｂ）に示すような複数の島状の回路パターン１２ａが形成される。また、セラミックス基板１１の裏面側には、実装された半導体素子で発生してセラミックス基板１１に伝熱された熱の放熱効率を高めるための、図１（Ｃ）に示すような単一の回路パターン１２ｂが形成される。   The circuit patterns 12a and 12b are formed in a predetermined shape according to the form of the semiconductor element to be mounted. For example, on the surface side of the ceramic substrate 11, a plurality of island-like circuit patterns 12a as shown in FIG. 1B for mounting semiconductor elements are formed. Further, on the back side of the ceramic substrate 11, a single circuit as shown in FIG. 1C for increasing the heat radiation efficiency of the heat generated in the mounted semiconductor element and transferred to the ceramic substrate 11 is provided. A pattern 12b is formed.

セラミックス基板１１は、アルミナ等のセラミックス材料を用いて形成される。表面側の回路パターン１２ａ上にＩＧＢＴ等の半導体素子が実装されてそれが駆動されたときには、裏面側の回路パターン１２ｂとの間に電圧が印加され、また、半導体素子で発生した熱がセラミックス基板１１内部を伝熱する。即ち、セラミックス基板１１には、図１（Ａ）に太矢印で図示したような方向に、電圧が印加され、熱が伝熱される。   The ceramic substrate 11 is formed using a ceramic material such as alumina. When a semiconductor element such as IGBT is mounted on the circuit pattern 12a on the front surface side and driven, a voltage is applied to the circuit pattern 12b on the back surface side, and heat generated in the semiconductor element is generated by the ceramic substrate. 11 Heat is transferred inside. That is, a voltage is applied to the ceramic substrate 11 in a direction as indicated by a thick arrow in FIG.

このような状況に置かれるセラミックス基板１１には、例えば、次の図２に示すような結晶組織を有するものを用いることができる。
図２はセラミックス基板の結晶組織の例を模式的に示す図である。ここで、図２（Ａ）は結晶組織の第１の例を模式的に示す図、図２（Ｂ）は結晶組織の第２の例を模式的に示す図である。 As the ceramic substrate 11 placed in such a situation, for example, one having a crystal structure as shown in FIG. 2 can be used.
FIG. 2 is a diagram schematically showing an example of the crystal structure of the ceramic substrate. Here, FIG. 2A is a diagram schematically illustrating a first example of the crystal structure, and FIG. 2B is a diagram schematically illustrating a second example of the crystal structure.

セラミックス基板１１には、図２（Ａ），（Ｂ）に示すように、非球状、ここでは板状（柱状）のセラミックス結晶粒子１１ａが、一定の方向性をもって含まれている結晶組織１１ｂを有するものが用いられる。   2A and 2B, the ceramic substrate 11 has a crystal structure 11b in which non-spherical, here plate-like (columnar) ceramic crystal particles 11a are contained with a certain direction. What you have is used.

図２（Ａ）には、板状のセラミックス結晶粒子１１ａが、その板面がセラミックス基板１１の平面と平行に存在している場合を例示している。この図２（Ａ）のようなセラミックス基板１１上に、回路パターン１２ａ，１２ｂ（点線で模式的に図示）が形成される。即ち、図２（Ａ）のセラミックス基板１１では、セラミックス結晶粒子１１ａの板面が、回路パターン１２ａ上にＩＧＢＴ等の半導体素子が実装されてそれが駆動されたときの、電圧印加方向及び伝熱方向（図２（Ａ）に太矢印で図示）と垂直になる。   FIG. 2A illustrates a case where the plate-like ceramic crystal particles 11 a have a plate surface parallel to the plane of the ceramic substrate 11. Circuit patterns 12a and 12b (schematically illustrated by dotted lines) are formed on the ceramic substrate 11 as shown in FIG. That is, in the ceramic substrate 11 of FIG. 2A, the plate surface of the ceramic crystal particles 11a has a voltage application direction and heat transfer when a semiconductor element such as an IGBT is mounted on the circuit pattern 12a and driven. The direction is perpendicular to the direction (shown by a thick arrow in FIG. 2A).

また、図２（Ｂ）には、板状のセラミックス結晶粒子１１ａが、その板面がセラミックス基板１１の平面と垂直に存在している場合を例示している。この図２（Ｂ）のようなセラミックス基板１１上に、回路パターン１２ａ，１２ｂ（点線で模式的に図示）が形成される。即ち、図２（Ｂ）のセラミックス基板１１では、セラミックス結晶粒子１１ａの板面が、回路パターン１２ａ上にＩＧＢＴ等の半導体素子が実装されてそれが駆動されたときの、電圧印加方向及び伝熱方向（図２（Ｂ）に太矢印で図示）と平行になる。   FIG. 2B illustrates a case where the plate-like ceramic crystal particles 11 a have a plate surface perpendicular to the plane of the ceramic substrate 11. Circuit patterns 12a and 12b (shown schematically by dotted lines) are formed on the ceramic substrate 11 as shown in FIG. That is, in the ceramic substrate 11 of FIG. 2B, the voltage application direction and heat transfer when the plate of the ceramic crystal particles 11a is mounted on the circuit pattern 12a and the semiconductor element such as IGBT is driven. It is parallel to the direction (illustrated by a thick arrow in FIG. 2B).

尚、セラミックス基板１１においては、必ずしも全てのセラミックス結晶粒子１１ａがセラミックス基板１１の平面と厳密に平行又は垂直でなくてもよい。
上記のような構成を有するセラミックス基板１１は、例えば、以下に示すような方法で形成することができる。 In the ceramic substrate 11, not all ceramic crystal particles 11 a are necessarily strictly parallel or perpendicular to the plane of the ceramic substrate 11.
The ceramic substrate 11 having the above configuration can be formed by, for example, the following method.

図３はセラミックス基板形成方法の一例を示す図である。
まず、セラミックス基板１１の形成には、例えば、２種類のセラミックス粉末Ａ，Ｂを用いる。ここでは、第１のセラミックス粉末Ａとして、非球状粒子、例えば板状粒子の粉末を用い、第２のセラミックス粉末Ｂとして、球状粒子の粉末を用いる。例えば、セラミックス粉末Ａとしては、中心粒径１μｍ〜２０μｍ、アスペクト比（板面の長軸長さの板厚に対する比）２〜１０の板状粒子の粉末を用いる。セラミックス粉末Ｂとしては、中心粒径０．０１μｍ〜５μｍの球状粒子で、セラミックス粉末Ａの板状粒子よりも中心粒径の小さい球状粒子の粉末を用いる。非球状（板状）粒子、球状粒子には、いずれもアルミナ（例えばαアルミナ）を用いることができる。 FIG. 3 is a diagram showing an example of a ceramic substrate forming method.
First, for example, two types of ceramic powders A and B are used for forming the ceramic substrate 11. Here, as the first ceramic powder A, non-spherical particles, for example, plate-like particles are used, and as the second ceramic powder B, spherical particles are used. For example, as the ceramic powder A, a plate-like particle powder having a center particle diameter of 1 μm to 20 μm and an aspect ratio (ratio of the major axis length of the plate surface to the plate thickness) of 2 to 10 is used. As the ceramic powder B, spherical particles having a central particle diameter of 0.01 μm to 5 μm and having a central particle diameter smaller than the plate-like particles of the ceramic powder A are used. Alumina (for example, α-alumina) can be used for both non-spherical (plate-like) particles and spherical particles.

このようなセラミックス粉末Ａ，Ｂを用い、それらを混合した混合物を得る（ステップＳ１）。セラミックス粉末Ａ，Ｂの混合割合は、例えば、重量比（Ａ：Ｂ）で、５０：５０〜９５：５の範囲とする。   Using such ceramic powders A and B, a mixture obtained by mixing them is obtained (step S1). The mixing ratio of the ceramic powders A and B is, for example, 50:50 to 95: 5 in terms of weight ratio (A: B).

次いで、得られた混合物の成形及び焼成を行う。その際は、例えば、加圧しながら成形し、その後、焼成する方法を用いることができる（ステップＳ２，Ｓ３）。或いは、焼成しながら加圧して成形する方法を用いることもできる（ステップＳ４）。   Subsequently, shaping | molding and baking of the obtained mixture are performed. In that case, for example, it is possible to use a method of forming while pressing and then baking (steps S2 and S3). Alternatively, a method of pressing and molding while firing can be used (step S4).

ステップＳ２，Ｓ３のように加圧成形後に焼成する方法では、まず、上記混合物を水やアルコール等に混ぜてスラリーにする。そして、そのスラリーをプレス、又は押し出すこと（ドクターブレード法等）により、所定の厚さに成形する。この成形時にスラリーに加える圧力は、例えば、０．１ＭＰａ〜６０ＭＰａとする。成形時には、加圧により、スラリー中に含まれるセラミックス粉末Ａの板状粒子が、一定の方向性をもって、配列するようになる。即ち、圧力を主に板面で受けるような向きで、板状粒子が配列し易くなる。加圧成形後は、乾燥して水やアルコール等の成分を除去し、その後、例えば、真空中で、１３５０℃〜１６５０℃で焼成する。この焼成により、板状粒子同士の焼結、球状粒子同士の焼結、板状粒子と球状粒子の焼結、焼結後の粒子と板状粒子や球状粒子との焼結、焼結後の粒子同士の焼結等が進行する。その結果、非球状（板状（柱状））のセラミックス結晶粒子１１ａが形成され、そのようなセラミックス結晶粒子１１ａを含む焼結体が形成される。   In the method of firing after pressure molding as in steps S2 and S3, first, the above mixture is mixed with water or alcohol to form a slurry. And the slurry is shape | molded by predetermined | prescribed thickness by pressing or extruding (doctor blade method etc.). The pressure applied to the slurry during this molding is, for example, 0.1 MPa to 60 MPa. During molding, the plate-like particles of the ceramic powder A contained in the slurry are arranged with a certain direction by pressurization. That is, the plate-like particles are easily arranged in such a direction as to receive pressure mainly on the plate surface. After pressure molding, it is dried to remove components such as water and alcohol, and then fired at 1350 ° C. to 1650 ° C. in a vacuum, for example. By this firing, sintering between plate-like particles, sintering between spherical particles, sintering of plate-like particles and spherical particles, sintering of sintered particles with plate-like particles and spherical particles, after sintering Sintering between particles proceeds. As a result, non-spherical (plate-like (columnar)) ceramic crystal particles 11a are formed, and a sintered body including such ceramic crystal particles 11a is formed.

また、ステップＳ４のように焼成中に加圧成形する方法としては、例えば、ホットプレス法、ＰＥＣＳ（Pulse Electric Current Sintering）法を用いることができ、セラミックス粉末Ａ，Ｂの混合物を焼成しながら加圧成形する。例えば、混合物を、真空中で、１３５０℃〜１６５０℃で焼成しながら、１０ＭＰａ〜７０ＭＰａで加圧する。この焼成中の加圧により、混合物中に含まれるセラミックス粉末Ａの板状粒子が、一定の方向性をもって（圧力を主に板面で受けるような向きで）、配列し易くなる。このような状態から、板状粒子同士の焼結、球状粒子同士の焼結、板状粒子と球状粒子の焼結、焼結後の粒子と板状粒子や球状粒子との焼結、焼結後の粒子同士の焼結等が進行することで、非球状（板状（柱状））のセラミックス結晶粒子１１ａを含む焼結体が形成される。   In addition, as a method of pressure forming during firing as in step S4, for example, a hot press method or PECS (Pulse Electric Current Sintering) method can be used, and a mixture of ceramic powders A and B is added while firing. Press molding. For example, the mixture is pressurized at 10 MPa to 70 MPa while firing at 1350 ° C. to 1650 ° C. in vacuum. By the pressurization during the firing, the plate-like particles of the ceramic powder A contained in the mixture are easily arranged with a certain directionality (in a direction such that the pressure is mainly received by the plate surface). From such a state, sintering between plate-like particles, sintering between spherical particles, sintering of plate-like particles and spherical particles, sintering of sintered particles with plate-like particles and spherical particles, sintering A sintering body including non-spherical (plate-like (columnar)) ceramic crystal particles 11a is formed by the subsequent sintering of the particles.

上記のようにして得られた焼結体をそのまま用いることで、或いは焼結体から一部を切り出すことで、図１に示したようなセラミックス基板１１を得ることができる。
尚、ここではセラミックス粉末Ｂとして球状粒子の粉末を用いるようにしたが、セラミックス粉末Ｂには、セラミックス粉末Ａの板状粒子よりも中心粒径の小さいものであれば、板状粒子等の非球状粒子の粉末を用いるようにしてもよい。 The ceramic substrate 11 as shown in FIG. 1 can be obtained by using the sintered body obtained as described above as it is or by cutting out a part from the sintered body.
Here, although the spherical powder is used as the ceramic powder B, the ceramic powder B may be a non-plate particle or the like as long as the center particle diameter is smaller than that of the ceramic powder A. You may make it use the powder of a spherical particle.

以下、セラミックス基板の構成及び特性について、より詳細に説明する。
ここでは、上記のような方法を用いて得られる焼結体を、異なる２方向で切断した２種類のサンプルを例にして説明する。ここでは、αアルミナの板状粒子（中心粒径５μｍ〜１０μｍ）の粉末と、αアルミナの球状粒子（中心粒径０．１μｍ）の粉末とを、重量比９０：１０で混合し、その混合物をカーボン製のダイ（直径２０ｍｍ）上にセットし、ＰＥＣＳ法（真空中、１６５０℃、６０ＭＰａ）で焼成・加圧して焼結体を形成している。 Hereinafter, the configuration and characteristics of the ceramic substrate will be described in more detail.
Here, two types of samples obtained by cutting the sintered body obtained using the above method in two different directions will be described as examples. Here, α-alumina plate-like particles (center particle size: 5 μm to 10 μm) and α-alumina spherical particles (center particle size: 0.1 μm) are mixed at a weight ratio of 90:10, and the mixture Is set on a carbon die (diameter 20 mm), and sintered and pressed by PECS method (in vacuum, 1650 ° C., 60 MPa) to form a sintered body.

板状粒子は、例えば、Ｓ．ＨａｓｈｉｍｏｔｏおよびＡ．Ｙａｍａｇｕｃｈｉ著、ジャーナル・オブ・マテリアルズ・リサーチ（Ｊ．Ｍａｔｅｒ．Ｒｅｓ．）、第１４巻、ｐ．４６６７−ｐ．４６７２（１９９９年）に記載された方法により作製できる。若しくは、キンセイマテック株式会社製セラフ１００３０，０５０７０，０５０２５を用いてもよい。   The plate-like particle is, for example, S. Hashimoto and A.H. Yamaguchi, Journal of Materials Research (J. Mater. Res.), Vol. 14, p. 4667-p. 4672 (1999). Alternatively, Seraph 10030, 05070, 05025 manufactured by Kinsei Matec Corporation may be used.

焼結体の相対密度は９５％である。このような焼結体を異なる２方向で切断し、２種類のサンプルを切り出している。
図４はサンプルを模式的に示す図である。 The relative density of the sintered body is 95%. Such a sintered body is cut in two different directions to cut out two types of samples.
FIG. 4 is a diagram schematically showing a sample.

図４（Ａ）には、上記焼結体をその形成時の加圧方向（図４（Ａ）ではｚ方向）に対して垂直方向に切断したサンプルＰＶを示し、図４（Ｂ）には、上記焼結体をその形成時の加圧方向（図４（Ｂ）ではｙ方向）に対して平行方向に切断したサンプルＰＰを示している。図４（Ａ），（Ｂ）には、このように切断した切断面を図面上方に向けて、サンプルＰＶ，ＰＰを図示している。図４（Ａ）のサンプルＰＶ、及び図４（Ｂ）のサンプルＰＰには、加圧・焼成により形成されるセラミックス結晶粒子２０及びその配列を、模式的に図示している。   4A shows a sample PV obtained by cutting the sintered body in a direction perpendicular to the pressing direction (z direction in FIG. 4A) at the time of formation, and FIG. 4B shows the sample PV. The sample PP which cut | disconnected the said sintered compact in the parallel direction with respect to the pressurization direction (y direction in FIG. 4 (B)) at the time of the formation is shown. 4A and 4B show the samples PV and PP with the cut surfaces cut in this way facing upward. In the sample PV of FIG. 4A and the sample PP of FIG. 4B, the ceramic crystal particles 20 formed by pressing and firing and the arrangement thereof are schematically illustrated.

尚、サンプルＰＶにおいては、必ずしも全てのセラミックス結晶粒子１１ａが切断面と厳密に平行でなくてもよい。含まれている主なセラミックス結晶粒子２０が、切断面に対して垂直或いは略垂直であるものは、サンプルＰＶの範疇である。また、サンプルＰＰにおいては、必ずしも全てのセラミックス結晶粒子１１ａが切断面と厳密に垂直でなくてもよい。含まれている主なセラミックス結晶粒子２０が、切断面に対して平行或いは略平行であるものはサンプルＰＶの範疇である。   In the sample PV, all ceramic crystal particles 11a do not necessarily have to be strictly parallel to the cut surface. The main ceramic crystal particles 20 included are perpendicular to or substantially perpendicular to the cut surface, which is the category of the sample PV. Further, in the sample PP, not all ceramic crystal particles 11a are necessarily strictly perpendicular to the cut surface. The main ceramic crystal particles 20 included are parallel or substantially parallel to the cut surface, which is the category of the sample PV.

このようなサンプルＰＶ，ＰＰの走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像の一例を、それぞれ図５（Ｂ），（Ｃ）に示す。また、図５（Ａ）には、サンプルＰＶ，ＰＰの出発原料に用いた板状粒子のＳＥＭ像の一例を示している。板状粒子は、六角形の板状、若しくは底面が六角形の柱状である。   Examples of scanning electron microscope (SEM) images of such samples PV and PP are shown in FIGS. 5B and 5C, respectively. FIG. 5A shows an example of an SEM image of plate-like particles used as starting materials for the samples PV and PP. The plate-like particles have a hexagonal plate shape or a columnar shape having a hexagonal bottom surface.

ここでは、焼結体から切り出したサンプルＰＶ，ＰＰの観察面（切断面）を、研磨後に熱処理（１３５０℃）して清浄化し、その後、カーボンをコートして観察を行っている。
図５（Ｂ），（Ｃ）に示すように、サンプルＰＶ，ＰＰは、非球状のセラミックス結晶粒子を含んだ結晶組織を有している。 Here, the observation surfaces (cut surfaces) of the samples PV and PP cut out from the sintered body are cleaned by heat treatment (1350 ° C.) after polishing, and then coated with carbon for observation.
As shown in FIGS. 5B and 5C, the samples PV and PP have a crystal structure including non-spherical ceramic crystal particles.

サンプルＰＶ，ＰＰに含まれるセラミックス結晶粒子は、焼結体形成時の、図５（Ａ）に示した出発原料の板状粒子からの結晶成長により、形成される。その結晶成長は、板状粒子の異方性を残しながら進行している。サンプルＰＶ，ＰＰの結晶組織内にはそれぞれ、形状及びサイズの異なるセラミックス結晶粒子が含まれている。   The ceramic crystal particles contained in the samples PV and PP are formed by crystal growth from the plate-like particles of the starting material shown in FIG. 5A when the sintered body is formed. The crystal growth proceeds while leaving the anisotropy of the plate-like particles. The crystal structures of the samples PV and PP contain ceramic crystal particles having different shapes and sizes, respectively.

ここでは、このようなサンプルＰＶ，ＰＰのＳＥＭ像を用いて、それぞれの粒度分布を求めている。
図６はサンプルＰＶ，ＰＰの粒度分布の一例を示す図である。尚、図６（Ａ），（Ｂ）の横軸は粒径（Grain size／μm）を表し、縦軸は頻度（Frequency／％）を表している。 Here, the respective particle size distributions are obtained using the SEM images of the samples PV and PP.
FIG. 6 is a diagram showing an example of the particle size distribution of the samples PV and PP. 6A and 6B, the horizontal axis represents the particle size (Grain size / μm), and the vertical axis represents the frequency (Frequency /%).

図６（Ａ），（Ｂ）にそれぞれ示すサンプルＰＶ，ＰＰの粒度分布は、ＳＥＭ像を用いたインターセプト法により求めている。具体的にはサンプルＰＶ，ＰＰの断面を研磨し平面を得る。その後サーマルエッチング、ケミカルエッチング等を行う。次にＳＥＭ観察を所定倍率（例えば３０００倍）にて行い、組織面像を得る。この組織面像上に合計長さが所定長さ（例えば５００μｍ）相当になる直線を数本ランダムに引く。そして、これらの直線が横切る粒子数（今回は２００個）を数えて、画像上での直線長さ（例えば５００μｍ）を粒子数で除した値をインターセプト粒径とし、所定部分の長さＬ１及びＬ２の値を求める。個々のセラミックス結晶粒子の粒径は、粒子内で最長の部分（ここでは長軸という）の長さをＬ１とし、それと直交する方向で最長の部分（ここでは短軸という）の長さをＬ２として、次式（１）から求める。   The particle size distributions of the samples PV and PP shown in FIGS. 6A and 6B are obtained by an intercept method using an SEM image. Specifically, the cross sections of the samples PV and PP are polished to obtain a flat surface. Thereafter, thermal etching, chemical etching, or the like is performed. Next, SEM observation is performed at a predetermined magnification (for example, 3000 times) to obtain a tissue surface image. Several straight lines with a total length corresponding to a predetermined length (for example, 500 μm) are randomly drawn on the tissue surface image. Then, the number of particles crossed by these straight lines (200 particles this time) is counted, and the value obtained by dividing the linear length on the image (for example, 500 μm) by the number of particles is defined as the intercept particle diameter. The value of L2 is obtained. The diameter of each ceramic crystal particle is such that the length of the longest portion (herein referred to as the major axis) in the particle is L1, and the length of the longest portion (herein referred to as the minor axis) in the direction perpendicular thereto is L2. Is obtained from the following equation (1).

（Ｌ１＋Ｌ２）／２ ・・・（１）
サンプルＰＶは、図６（Ａ）より、中心粒径３５μｍの粒度分布を有している。また、サンプルＰＰは、図６（Ｂ）より、中心粒径１２μｍの粒度分布を有している。この時、中心粒径はインターセプト法により算出した粒径の平均値とした。 (L1 + L2) / 2 (1)
As shown in FIG. 6A, the sample PV has a particle size distribution with a center particle size of 35 μm. Further, the sample PP has a particle size distribution with a center particle size of 12 μm as shown in FIG. At this time, the center particle size was the average value of the particle sizes calculated by the intercept method.

図７はサンプルＰＶ，ＰＰのＸ線回折パターンの一例を示す図である。尚、図７（Ａ），（Ｂ）の横軸は角度２θ（２θ／deg (Cu Kα)）を表し、縦軸は強度Ｉ（Intensity I (arbitrary unit 比)）を表している。   FIG. 7 is a diagram showing an example of an X-ray diffraction pattern of samples PV and PP. 7A and 7B, the horizontal axis represents the angle 2θ (2θ / deg (Cu Kα)), and the vertical axis represents the intensity I (Intensity I (arbitrary unit ratio)).

図７（Ａ），（Ｂ）にはそれぞれ、サンプルＰＶ，ＰＰのＸ線回折パターンを示している。図７（Ａ）より、通常のアルミナ焼結体と比較し、サンプルＰＶについては、アルミナ単位格子のＣ面に対して一定の傾きをもった（００６）面の強いピークが認められる。一方、図７（Ｂ）より、サンプルＰＰについては、Ｃ面に対して垂直な（１１０）面の強いピークが認められる。   FIGS. 7A and 7B show the X-ray diffraction patterns of the samples PV and PP, respectively. From FIG. 7A, as compared with a normal alumina sintered body, a strong peak of the (006) plane having a certain inclination with respect to the C plane of the alumina unit cell is recognized for the sample PV. On the other hand, from FIG. 7B, a strong peak of the (110) plane perpendicular to the C plane is observed for the sample PP.

Ｘ線回折パターンのピーク強度を用い、サンプルＰＶ，ＰＰに用いた上記焼結体の配向度を、次式（２）から求める（Lotgering法）。
Ｆ＝（Ｐ−Ｐ0）／（１−Ｐ0） ・・・（２）
ここで、Ｐ＝ΣＩ（ｈ００）／ΣＩ（ｈｋｌ）、Ｐ0＝ΣＩ0（ｈ００）／ΣＩ0（ｈｋｌ）であり、ΣＩはサンプルＰＶ，ＰＰのＸ線回折パターンのピーク強度の合計、ΣＩ0は無配向多結晶アルミナのＸ線回折パターンのピーク強度の合計である。（ｈｋｌ）はミラー指数である。 Using the peak intensity of the X-ray diffraction pattern, the degree of orientation of the sintered body used for the samples PV and PP is obtained from the following equation (2) (Lotgering method).
F = (P−P 0 ) / (1−P 0 ) (2)
Here, P = ΣI (h00) / ΣI (hkl), P 0 = ΣI 0 (h00) / ΣI 0 (hkl), and ΣI is the sum of the peak intensities of the X-ray diffraction patterns of the samples PV and PP, ΣI 0 is the total peak intensity of the X-ray diffraction pattern of non-oriented polycrystalline alumina. (Hkl) is the Miller index.

配向度Ｆは、単結晶ならば１、無配向多結晶ならば０になる。上記図５及び図６の結果、並びに図７の結果とこの式（２）を用いると、上記焼結体は、その配向度Ｆが０．３４であり、異方成長したセラミックス結晶粒子を含む、一定の配向度をもった結晶組織を有している。   The degree of orientation F is 1 for single crystals and 0 for non-oriented polycrystals. When the results of FIGS. 5 and 6 and the result of FIG. 7 and this formula (2) are used, the sintered body has an orientation degree F of 0.34 and includes anisotropically grown ceramic crystal particles. The crystal structure has a certain degree of orientation.

次に、サンプルＰＶ，ＰＰの熱的、機械的及び電気的特性について説明する。
まず、サンプルＰＶ，ＰＰの熱伝導率について述べる。
ここでは、サンプルＰＶ，ＰＰとの比較のため、一般的なアルミナサンプルとして、αアルミナの球状微粒子粉末の圧粉体を１３５０℃、１４５０℃、１５５０℃で１時間焼成して得られる、焼成後の粒度分布の中心粒径が異なるサンプルについても述べる。更に、サンプルＰＰ，ＰＶとの比較のため、単結晶アルミナのサンプルについても述べる。 Next, the thermal, mechanical and electrical characteristics of the samples PV and PP will be described.
First, the thermal conductivity of samples PV and PP will be described.
Here, for comparison with samples PV and PP, as a general alumina sample, it is obtained by firing a compact of spherical fine particles of α-alumina at 1350 ° C., 1450 ° C., and 1550 ° C. for 1 hour. Samples with different center particle sizes in the particle size distribution are also described. Furthermore, a sample of single crystal alumina is also described for comparison with samples PP and PV.

熱伝導率は、ＪＩＳ Ｒ １６１１に基づき、レーザーフラッシュ法により測定される熱拡散率と比熱から求めている。熱伝導率を求めるにあたっては、厚さ１ｍｍ、直径１０ｍｍのディスク状のサンプルを用いている。比熱測定におけるサンプル表面のレーザー吸収を安定化させるため、サンプルにはカーボングラスを取り付けている。また、熱拡散率測定のため、サンプルの表裏面にカーボン粉末をスプレーしている。   The thermal conductivity is obtained from the thermal diffusivity and specific heat measured by the laser flash method based on JIS R 1611. In obtaining the thermal conductivity, a disk-shaped sample having a thickness of 1 mm and a diameter of 10 mm is used. Carbon glass is attached to the sample to stabilize the laser absorption on the sample surface in specific heat measurement. In addition, carbon powder is sprayed on the front and back surfaces of the sample for measuring the thermal diffusivity.

尚、上記のような板状のセラミックス結晶粒子を含むサンプルについては、主なセラミックス結晶粒子の板面が伝熱方向（ディスクの厚さ方向）と垂直になるものをサンプルＰＶとする。また、主なセラミックス結晶粒子の板面が伝熱方向（ディスクの厚さ方向）と平行になるものをサンプルＰＰとする。   In addition, about the sample containing the plate-shaped ceramic crystal particles as described above, a sample PV in which the plate surface of the main ceramic crystal particles is perpendicular to the heat transfer direction (the thickness direction of the disk) is used. Further, a sample PP in which the plate surface of the main ceramic crystal particles is parallel to the heat transfer direction (the disk thickness direction).

図８は粒径と熱伝導率との関係の一例を示す図である。尚、図８の横軸は粒径（Grain size／μm）を表し、縦軸は熱伝導率（Thermal conductivity／Ｗ／ｍ・Ｋ）を表している。   FIG. 8 is a diagram showing an example of the relationship between the particle size and the thermal conductivity. In FIG. 8, the horizontal axis represents the particle size (Grain size / μm), and the vertical axis represents the thermal conductivity (Thermal conductivity / W / m · K).

まず、焼成後の粒度分布の中心粒径を異ならせたアルミナサンプル（図８に「Alumina」と記す）、及び単結晶アルミナサンプル（図８に「Single crystal」と記す）について見ると、熱伝導率は、中心粒径の増加に伴って増加する傾向が認められる。   First, the alumina sample (referred to as “Alumina” in FIG. 8) and the single crystal alumina sample (referred to as “Single crystal” in FIG. 8) having different center particle sizes in the particle size distribution after firing are considered to be thermally conductive. The rate tends to increase with increasing center particle size.

一方、これらのアルミナサンプルについて見られる、粒径と熱伝導率の関係（図８に点線で図示）に対し、サンプルＰＶ，ＰＰ（図８に「Sample PV」，「Sample PP」と記す）のプロット点は、いずれも更に高い熱伝導率を示す領域（点線より上側の領域）に存在する。サンプルＰＶ，ＰＰは、それらと粒径が同程度の一般的なアルミナサンプルと比べて、高い熱伝導率を示す。尚、サンプルＰＶの熱伝導率は３６Ｗ／ｍ・Ｋ、サンプルＰＰの熱伝導率は３９Ｗ／ｍ・Ｋである。   On the other hand, with respect to the relationship between the particle size and the thermal conductivity (illustrated by dotted lines in FIG. 8) seen for these alumina samples, samples PV and PP (denoted as “Sample PV” and “Sample PP” in FIG. 8) The plot points are all present in a region (region above the dotted line) that exhibits higher thermal conductivity. Samples PV and PP exhibit higher thermal conductivity than a general alumina sample having the same particle size as that of them. The thermal conductivity of sample PV is 36 W / m · K, and the thermal conductivity of sample PP is 39 W / m · K.

セラミックスでは、それを構成している結晶粒子の格子が振動することで、熱が伝熱される。換言すれば、セラミックス内の結晶粒子間が伝熱時のバリアとなり得る。
図９は伝熱方向の粒界数と熱伝導率との関係の一例を示す図である。尚、図９の横軸は粒界数（Number of grain boundary／pieces）を表し、縦軸は熱伝導率（Thermal conductivity／Ｗ／ｍ・Ｋ）を表している。 In ceramics, heat is transferred by vibrating the lattice of crystal grains constituting the ceramic. In other words, the crystal grains in the ceramic can serve as a barrier during heat transfer.
FIG. 9 is a diagram showing an example of the relationship between the number of grain boundaries in the heat transfer direction and the thermal conductivity. The horizontal axis in FIG. 9 represents the number of grain boundaries / pieces, and the vertical axis represents the thermal conductivity (Thermal conductivity / W / m · K).

尚、伝熱方向（ディスクの厚さ方向）の粒界数は、各サンプルの２５箇所〜５０箇所程度から得られた、単位長さ（１ｍｍ）当たりの粒界数の平均値である。尚、単結晶アルミナサンプルの粒界数は０としている。   The number of grain boundaries in the heat transfer direction (disk thickness direction) is an average value of the number of grain boundaries per unit length (1 mm) obtained from about 25 to 50 locations of each sample. Note that the number of grain boundaries in the single crystal alumina sample is zero.

まず、中心粒径を異ならせたアルミナサンプル（図９に「Alumina」と記す）、及び単結晶アルミナサンプル（図９に「Single crystal」と記す）について見ると、熱伝導率は、粒界数の減少に伴って増加する傾向が認められる。この図９、及び先に示した図８より、一般的には、粒径が大きく、伝熱時のバリアとなり得る粒界の数が少ないものほど、熱伝導率が高くなる傾向がある。   First, looking at the alumina samples (referred to as “Alumina” in FIG. 9) and single crystal alumina samples (referred to as “Single crystal” in FIG. 9) with different center particle diameters, the thermal conductivity is the number of grain boundaries. There is a tendency to increase with decreasing. From FIG. 9 and FIG. 8 shown above, generally, the larger the particle size and the smaller the number of grain boundaries that can serve as a barrier during heat transfer, the higher the thermal conductivity tends to be.

一方、これらのアルミナサンプルについて見られる、粒界数と熱伝導率の関係（図９に点線で図示）に対し、サンプルＰＶ，ＰＰ（図９に「Sample PV」，「Sample PP」と記す）のプロット点は、更に高い熱伝導率を示す領域（点線より上側の領域）に存在する。尚、サンプルＰＶの粒界数は９２個／ｍｍ、サンプルＰＰの粒界数は３９個／ｍｍであり、また、サンプルＰＶ，ＰＰについても、熱伝導率が粒界数の減少に伴って増加する傾向が認められる。   On the other hand, with respect to the relationship between the number of grain boundaries and the thermal conductivity (illustrated by dotted lines in FIG. 9) seen for these alumina samples, samples PV and PP (referred to as “Sample PV” and “Sample PP” in FIG. 9). The plot points are present in a region showing higher thermal conductivity (region above the dotted line). The number of grain boundaries of sample PV is 92 / mm, the number of grain boundaries of sample PP is 39 / mm, and the thermal conductivity of samples PV and PP increases as the number of grain boundaries decreases. The tendency to do is recognized.

サンプルＰＶ，ＰＰは、それらと粒径及び粒界数が同程度の一般的なアルミナサンプルが示す熱伝導率を上回る、高い熱伝導率を示す。
特に、サンプルＰＰが、サンプルＰＶや他のアルミナサンプルよりも高い熱伝導率を示す理由の１つは、サンプルＰＰの伝熱方向の粒界数が少ないためと言える。サンプルＰＰの伝熱方向の粒界数が少なくなるのは、サンプルＰＶ等に比べ、板状（柱状）のセラミックス結晶粒子が伝熱方向と平行に長く延びた構造であることによる。 Samples PV and PP exhibit high thermal conductivity that exceeds the thermal conductivity exhibited by a general alumina sample having the same particle size and number of grain boundaries as those.
In particular, one of the reasons why the sample PP exhibits higher thermal conductivity than the sample PV and other alumina samples can be said to be because the number of grain boundaries in the heat transfer direction of the sample PP is small. The reason why the number of grain boundaries in the heat transfer direction of the sample PP is reduced is that the plate-like (columnar) ceramic crystal particles extend longer in parallel with the heat transfer direction than the sample PV or the like.

また、サンプルＰＶ，ＰＰが、それらと粒径及び粒界数が同程度の一般的なアルミナサンプルと比べて、高い熱伝導率を示すのには、次のような理由も考えられる。即ち、サンプルＰＶ，ＰＰでは、所定の結晶面同士が焼結した構造が含まれる。例えば、サンプルＰＶには、（００６）面同士、（１０４）面同士や（１１６）面同士、或いは（１０４）面と（１１６）面が、焼結した構造が含まれる。また、サンプルＰＰには、例えば、（１１０）面同士が焼結した構造が含まれる。サンプルＰＶ，ＰＰにこのような構造が含まれることが、一般的なアルミナサンプルに比べて高い熱伝導率を示す一因となっていると考えることができる。   The following reasons are also conceivable for the samples PV and PP exhibiting high thermal conductivity as compared with general alumina samples having the same particle size and number of grain boundaries. That is, the samples PV and PP include a structure in which predetermined crystal planes are sintered. For example, the sample PV includes a structure in which (006) planes, (104) planes, (116) planes, or (104) planes and (116) planes are sintered. The sample PP includes, for example, a structure in which (110) planes are sintered. It can be considered that the inclusion of such a structure in the samples PV and PP contributes to a higher thermal conductivity than a general alumina sample.

続いて、サンプルＰＶ，ＰＰの破壊強度、破壊靱性について述べる。
ここでは、サンプルＰＶ，ＰＰ並びに、前述の中心粒径を異ならせた一般的なアルミナサンプル、及び単結晶アルミナサンプルについて、３点曲げ強度試験を実施して、破壊強度及び破壊靭性を評価している。各サンプルは、２ｍｍ×２ｍｍ×１０ｍｍのサイズとし、Ｖノッチ（１ｍｍ）を設けて、引っ張り曲げ（ＳＥＶＮＢ法）により破壊強度を測定している。また、測定した破壊強度を用いて、破壊靱性を評価している。 Subsequently, the fracture strength and fracture toughness of the samples PV and PP will be described.
Here, a three-point bending strength test was performed on samples PV and PP, and general alumina samples and single crystal alumina samples having different center particle diameters as described above to evaluate fracture strength and fracture toughness. Yes. Each sample has a size of 2 mm × 2 mm × 10 mm, a V notch (1 mm) is provided, and the fracture strength is measured by tensile bending (SEVNB method). Moreover, fracture toughness is evaluated using the measured fracture strength.

尚、上記のような板状のセラミックス結晶粒子を含むサンプルについては、セラミックス結晶粒子の板面が負荷方向と垂直になるものをサンプルＰＶとし、セラミックス結晶粒子の板面が負荷方向と平行になるものをサンプルＰＰとする。   As for the sample including the plate-like ceramic crystal particles as described above, a sample PV in which the plate surface of the ceramic crystal particles is perpendicular to the load direction is a sample PV, and the plate surface of the ceramic crystal particles is parallel to the load direction. This is designated as sample PP.

図１０及び図１１は粒径と破壊強度との関係の一例を示す図である。ここで、図１０は、各アルミナサンプルの中心粒径に対して破壊強度（破壊発生時の負荷）をプロットした図であり、図１１は、各アルミナサンプルの中心粒径の平方根に対して破壊強度をプロットした図である。尚、図１０の横軸は粒径（Grain size／μm）を表し、縦軸は破壊強度（Fracture strength／ＭＰａ）を表している。また、図１１の横軸は粒径Ｄの平方根（Ｄ-1/2／μm-1/2）を表し、縦軸は破壊強度（Fracture strength／ＭＰａ）を表している。 10 and 11 are diagrams showing an example of the relationship between the particle size and the fracture strength. Here, FIG. 10 is a diagram in which the fracture strength (load at the time of fracture occurrence) is plotted against the center particle diameter of each alumina sample, and FIG. 11 is a fracture against the square root of the center particle diameter of each alumina sample. It is the figure which plotted the intensity | strength. In FIG. 10, the horizontal axis represents the particle size (Grain size / μm), and the vertical axis represents the fracture strength (Fracture strength / MPa). In addition, the horizontal axis in FIG. 11 represents the square root of the particle diameter D (D −1/2 / μm −1/2 ), and the vertical axis represents the fracture strength (Fracture strength / MPa).

中心粒径を異ならせたアルミナサンプル（図１０及び図１１に「Alumina」と記す）では、中心粒径の増加に伴い、破壊強度が低下する傾向が認められる。サンプルＰＶ，ＰＰ（図１０及び図１１に「Sample PV」，「Sample PP」と記す）のうち、サンプルＰＶは、破壊強度が３４０ＭＰａであり、中心粒径を異ならせたアルミナサンプルについて見られる、粒径と破壊強度の関係（図１０及び図１１に点線で図示）を上回る。一方、サンプルＰＰは、破壊強度が１５０ＭＰａであり、中心粒径を異ならせたアルミナサンプルが示す関係（図１０及び図１１に点線で図示）を下回る。尚、単結晶アルミナサンプル（図１０に「Single crystal」と記す）の破壊強度は７５０ＭＰａである。   In the alumina samples having different center particle sizes (referred to as “Alumina” in FIGS. 10 and 11), a tendency that the fracture strength decreases as the center particle size increases is recognized. Of the samples PV and PP (referred to as “Sample PV” and “Sample PP” in FIGS. 10 and 11), the sample PV has a fracture strength of 340 MPa and is found for alumina samples with different center particle sizes. It exceeds the relationship between particle size and fracture strength (illustrated by dotted lines in FIGS. 10 and 11). On the other hand, the sample PP has a fracture strength of 150 MPa, which is lower than the relationship shown by the alumina samples having different center particle sizes (shown by dotted lines in FIGS. 10 and 11). The fracture strength of the single crystal alumina sample (denoted as “Single crystal” in FIG. 10) is 750 MPa.

破壊強度試験では、中心粒径を異ならせたアルミナサンプル、及びサンプルＰＰ，ＰＶの破壊が、粒界破壊であることが認められた。
サンプルＰＶ，ＰＰの破壊に至るまでの破壊強度（負荷）の違いは、試験時の負荷方向における結晶組織の違い、即ち、セラミックス結晶粒子の配列の違いによる。 In the fracture strength test, it was confirmed that the fractures of the alumina samples having different center particle diameters and the samples PP and PV were grain boundary fractures.
The difference in fracture strength (load) until the samples PV and PP break is due to the difference in crystal structure in the load direction during the test, that is, the difference in the arrangement of ceramic crystal particles.

図１２はサンプルＰＶ，ＰＰの破壊発生時の状況を模式的に示す図である。
図１２（Ａ）に示すように、サンプルＰＶでは、板状のセラミックス結晶粒子２０が、負荷方向Ｍに積み重なるように配列している。そのため、負荷方向Ｍにおける個々のセラミックス結晶粒子２０の粒界が比較的短く（粒界数は多い）、クラック３０が、入り組んだ短くて多くの粒界を経由してジグザグに進展し、最終的に破壊に至る。そのため、サンプルＰＶでは、破壊に至るまでのクラック３０の進展距離が長く、結果的に破壊強度が高くなる。 FIG. 12 is a diagram schematically showing the situation when the breakage of the samples PV and PP occurs.
As shown in FIG. 12A, in the sample PV, the plate-like ceramic crystal particles 20 are arranged so as to be stacked in the load direction M. Therefore, the grain boundaries of the individual ceramic crystal grains 20 in the load direction M are relatively short (the number of grain boundaries is large), and the crack 30 progresses in a zigzag manner through many complicated grain boundaries. It leads to destruction. Therefore, in the sample PV, the propagation distance of the crack 30 until the breakage is long, resulting in a high breakage strength.

一方、図１２（Ｂ）に示すように、サンプルＰＰでは、板状のセラミックス結晶粒子２０が、負荷方向Ｍに縦に並んだように配列している。そのため、負荷方向Ｍにおける個々のセラミックス結晶粒子２０の粒界が比較的長く（粒界数は少ない）、クラック３０が、少ない粒界を経由して進展し、最終的に破壊に至る。そのため、サンプルＰＰでは、破壊に至るまでのクラック３０の進展距離が短く、結果的に破壊強度が低くなる。   On the other hand, as shown in FIG. 12B, in the sample PP, the plate-like ceramic crystal particles 20 are arranged so as to be arranged vertically in the load direction M. Therefore, the grain boundaries of the individual ceramic crystal grains 20 in the load direction M are relatively long (the number of grain boundaries is small), and the cracks 30 propagate through the few grain boundaries, and finally break. Therefore, in the sample PP, the propagation distance of the crack 30 leading to the fracture is short, and as a result, the fracture strength is lowered.

尚、アルミナ材料には、粒界に潜在的にクラックが存在し得るが、そのような潜在的クラックが存在する場合にも、サンプルＰＶでは、負荷方向Ｍにおける個々のセラミックス結晶粒子２０の粒界が比較的短いため、そのような潜在的クラックも短くなる。また、そのようなクラックから破壊に至るまでに、サンプルＰＶの構造上、クラックがジグザグに進展するため、その進展距離も長くなる。一方、サンプルＰＰでは、上記のような潜在的クラックが存在する場合、粒界が比較的長く、そのような潜在的クラックも長くなるため、サンプルＰＶに比べると、潜在的クラックを起点にした破壊が生じ易くなる。また、単結晶アルミナサンプルは、欠陥を含まない、或いは殆ど含まないため、粒界に潜在的クラックがないか或いは極めて少なく、また、新たにクラックが入り難く、しかもその進展も起こり難いので、他のサンプルに比べて高い破壊強度を示す。   In the alumina material, cracks may potentially exist at the grain boundaries. Even when such potential cracks exist, in the sample PV, the grain boundaries of the individual ceramic crystal particles 20 in the load direction M are used. Is relatively short so that such potential cracks are also shortened. Moreover, since the crack progresses zigzag from the crack to the breakage due to the structure of the sample PV, the progress distance becomes long. On the other hand, in the sample PP, when such a potential crack exists, the grain boundary is relatively long, and such a potential crack also becomes long. Therefore, compared with the sample PV, the fracture starting from the potential crack. Is likely to occur. In addition, since the single crystal alumina sample contains no or almost no defects, there are no or very few potential cracks at the grain boundaries, and it is difficult for new cracks to occur, and the progress is difficult to occur. High fracture strength compared to the above sample.

中心粒径５μｍのアルミナサンプル、及び中心粒径がそれぞれ３５μｍ，１２μｍのサンプルＰＶ，ＰＰの破壊靱性（ＭＰａ・ｍ1/2）は、表１に示すように、サンプルＰＶで最も高くなる。 As shown in Table 1, the fracture toughness (MPa · m 1/2 ) of the alumina sample having a central particle diameter of 5 μm, and the samples PV and PP having central particle diameters of 35 μm and 12 μm, respectively, is highest in the sample PV.

Figure 2012072021
Figure 2012072021

サンプルＰＶの破壊は、粒界破壊であり、その破壊表面には、凹凸が認められる。このような凹凸が、セラミックス結晶粒子２０間の結合強度、破壊強度、破壊靭性の向上に寄与していると言える。   The fracture of the sample PV is a grain boundary fracture, and irregularities are observed on the fracture surface. It can be said that such unevenness contributes to the improvement of the bond strength, fracture strength, and fracture toughness between the ceramic crystal particles 20.

更に、サンプルＰＶ，ＰＰの絶縁破壊耐圧について述べる。
ここでは、サンプルＰＶ，ＰＰ並びに、前述の中心粒径を異ならせた一般的なアルミナサンプル、及び単結晶アルミナサンプルを用いている。絶縁破壊耐圧を求めるにあたっては、厚さ０．３ｍｍ、直径１０ｍｍのディスク状のサンプルを用い、それを絶縁性のオイルに浸漬し、高電圧を印加する。リーク電流が２ｍＡとなったときの値を絶縁破壊の電圧（絶縁破壊耐圧）とする。 Furthermore, the dielectric breakdown voltage of samples PV and PP will be described.
Here, the samples PV and PP, and the general alumina sample and the single crystal alumina sample having different center particle diameters are used. In determining the dielectric breakdown voltage, a disk-shaped sample having a thickness of 0.3 mm and a diameter of 10 mm is used, immersed in insulating oil, and a high voltage is applied. The value when the leakage current is 2 mA is defined as a dielectric breakdown voltage (dielectric breakdown voltage).

尚、上記のような板状のセラミックス結晶粒子を含むサンプルについては、セラミックス結晶粒子の板面が電圧印加方向と垂直になるものをサンプルＰＶとし、セラミックス結晶粒子の板面が電圧印加方向と平行になるものをサンプルＰＰとする。   As for the sample including the plate-like ceramic crystal particles as described above, the sample PV is such that the plate surface of the ceramic crystal particles is perpendicular to the voltage application direction, and the plate surface of the ceramic crystal particles is parallel to the voltage application direction. Let be the sample PP.

図１３は粒径と絶縁破壊耐圧との関係の一例を示す図である。尚、図１３の横軸は粒径（Grain size／μm）を表し、縦軸は絶縁破壊耐圧（Dielectric breakdown／ｋＶ／ｍｍ）を表している。   FIG. 13 is a diagram showing an example of the relationship between the particle size and the breakdown voltage. The horizontal axis in FIG. 13 represents the particle size (Grain size / μm), and the vertical axis represents the dielectric breakdown voltage (Dielectric breakdown / kV / mm).

中心粒径を異ならせたアルミナサンプル（図１３に「Alumina」と記す）では、中心粒径の増加に伴い、絶縁破壊耐圧が低下する傾向が認められる。尚、これらのアルミナサンプルでは、この図１３と上記図８より、熱伝導率と絶縁破壊耐圧とが、粒径に対して、トレードオフの関係になっていることがわかる。   In the alumina samples having different center particle diameters (denoted as “Alumina” in FIG. 13), the breakdown breakdown voltage tends to decrease as the center particle diameter increases. In these alumina samples, it can be seen from FIG. 13 and FIG. 8 that the thermal conductivity and the dielectric breakdown voltage have a trade-off relationship with the particle size.

サンプルＰＶ，ＰＰ（図１３に「Sample PV」，「Sample PP」と記す）のうち、サンプルＰＰは、中心粒径を異ならせたアルミナサンプルについて見られる、粒径と絶縁破壊耐圧の関係（図１３に点線で図示）を僅かに下回る。一方、サンプルＰＶは、中心粒径を異ならせたアルミナサンプルが示す関係（図１３に点線で図示）を上回る、より高い絶縁破壊耐圧を示す領域に存在する。   Of the samples PV and PP (referred to as “Sample PV” and “Sample PP” in FIG. 13), the sample PP is a relationship between the particle size and the breakdown voltage resistance seen in alumina samples having different center particle sizes (see FIG. 13). 13 (shown with a dotted line). On the other hand, the sample PV exists in a region having a higher breakdown voltage that exceeds the relationship (illustrated by a dotted line in FIG. 13) indicated by the alumina samples having different center particle sizes.

一般的には、前述の中心粒径を異ならせたアルミナサンプルで見られるように、粒径の減少に伴い、破壊強度（破壊発生時の負荷）及び絶縁破壊耐圧が増加する傾向がある（図１０，図１３）。一般的なアルミナ材料では、粒径が小さくなるほど、破壊強度が増加し、また、破壊強度の増加は、絶縁破壊耐圧の増加に寄与している。   In general, as seen in the alumina samples having different center particle sizes, the fracture strength (load at the time of failure) and the breakdown voltage tend to increase as the particle size decreases (Fig. 10, FIG. 13). In a general alumina material, the smaller the particle size, the greater the fracture strength, and the increase in the fracture strength contributes to an increase in breakdown voltage.

これに対し、サンプルＰＶ，ＰＰは、粒径と、破壊強度及び絶縁破壊耐圧との関係について、一般的なアルミナ材料とは異なる特性を有している。例えば、サンプルＰＶは、中心粒径が３５μｍと粒径がそれほど小さくないにもかかわらず、高い破壊強度、破壊靱性、絶縁破壊耐圧を示している。更に、前述の通り、サンプルＰＶ，ＰＰは、熱伝導率についても、一般的なアルミナ材料とは異なる特性を有している。   On the other hand, the samples PV and PP have characteristics different from those of a general alumina material regarding the relationship between the particle size, the breaking strength, and the breakdown voltage. For example, the sample PV exhibits high fracture strength, fracture toughness, and dielectric breakdown voltage despite the fact that the grain size is not so small as 35 μm. Furthermore, as described above, the samples PV and PP have characteristics different from general alumina materials in terms of thermal conductivity.

図１４は熱伝導率と絶縁破壊耐圧との関係の一例を示す図である。尚、図８の横軸は熱伝導率（Thermal conductivity／Ｗ／ｍ・Ｋ）を表し、縦軸は絶縁破壊耐圧（Dielectric breakdown／ｋＶ／ｍｍ）を表している。   FIG. 14 is a diagram showing an example of the relationship between thermal conductivity and breakdown voltage. The horizontal axis of FIG. 8 represents thermal conductivity (Thermal conductivity / W / m · K), and the vertical axis represents dielectric breakdown voltage (Dielectric breakdown / kV / mm).

図１４は、サンプルＰＶ，ＰＰ（図１４に「Sample PV」，「Sample PP」と記す）並びに、前述の中心粒径を異ならせたアルミナサンプル（図１４に「Alumina」と記す）、及び単結晶アルミナサンプル（図１４に「Single crystal」と記す）について得られた熱伝導率に対して絶縁破壊耐圧をプロットしたものである。   FIG. 14 shows samples PV and PP (referred to as “Sample PV” and “Sample PP” in FIG. 14), an alumina sample (referred to as “Alumina” in FIG. 14) having a different center particle diameter, and a single sample. The dielectric breakdown voltage is plotted against the thermal conductivity obtained for a crystalline alumina sample (denoted as “Single crystal” in FIG. 14).

図１４に示すように、中心粒径を異ならせたアルミナサンプルでは、絶縁破壊耐圧が、熱伝導率の増加に伴い減少する傾向が認められる。
サンプルＰＶでは、中心粒径を異ならせたアルミナサンプルのうち、サンプルＰＶと絶縁破壊耐圧が同程度のものと比べて、熱伝導率がより高くなる。このように、サンプルＰＶでは、一定の絶縁破壊耐圧を確保しつつ、良好な熱伝導率を得ることができる。 As shown in FIG. 14, in the alumina samples having different center particle diameters, it is recognized that the dielectric breakdown voltage tends to decrease as the thermal conductivity increases.
In the sample PV, among the alumina samples having different center particle diameters, the thermal conductivity is higher than that of the sample PV having the same breakdown voltage as that of the sample PV. Thus, in the sample PV, it is possible to obtain a good thermal conductivity while ensuring a certain breakdown voltage.

同様にサンプルＰＰでは、中心粒径を異ならせたアルミナサンプルのうち、サンプルＰＰと絶縁破壊耐圧が同程度のものと比べると、熱伝導率が大幅に高くなる。サンプルＰＰでは、サンプルＰＶに比べると絶縁破壊耐圧は小さくなるものの、サンプルＰＶ等に比べ、優れた熱伝導率を得ることができる。   Similarly, in the sample PP, among the alumina samples having different center particle diameters, the thermal conductivity is significantly higher than that of the sample PP having the same breakdown voltage as that of the sample PP. Although the dielectric breakdown voltage is smaller in the sample PP than in the sample PV, an excellent thermal conductivity can be obtained as compared with the sample PV or the like.

尚、以上の説明では、中心粒径３５μｍのサンプルＰＶ、及び中心粒径１２μｍのサンプルＰＰを例にして説明した。中心粒径１０μｍ〜６０μｍのサンプルＰＶ、及び中心粒径５μｍ〜３０μｍのサンプルＰＰであれば、それぞれ、熱伝導率、破壊強度、破壊靱性、絶縁破壊耐圧について、上記同様の傾向が認められる。   In the above description, the sample PV having a center particle size of 35 μm and the sample PP having a center particle size of 12 μm have been described as examples. In the case of the sample PV having a central particle diameter of 10 μm to 60 μm and the sample PP having a central particle diameter of 5 μm to 30 μm, the same tendency as described above is observed with respect to thermal conductivity, fracture strength, fracture toughness, and dielectric breakdown voltage.

サンプルＰＶ，ＰＰはいずれも、板状粒子粉末とそれより小さい粒子の粉末を混合して焼成と加圧を行って得られた１つの焼結体から切り出したものである。従って、ある第１面の粒度分布の中心粒径が１０μｍ〜６０μｍで、その第１面と直交する第２面の粒度分布の中心粒径が５μｍ〜３０μｍである焼結体から、熱伝導率及び絶縁破壊耐圧等について上記同様の傾向を示すサンプルＰＶ，ＰＰ、セラミックス基板が取得可能である。   Samples PV and PP are both cut out from one sintered body obtained by mixing plate-like particle powder and powder of particles smaller than that and firing and pressing. Therefore, the thermal conductivity is obtained from a sintered body having a center particle size distribution of 10 μm to 60 μm on a certain first surface and a center particle size distribution of 5 μm to 30 μm on the second surface orthogonal to the first surface. In addition, samples PV, PP, and ceramic substrates exhibiting the same tendency as described above with respect to dielectric breakdown voltage can be obtained.

また、以上の説明では、サンプルＰＶ，ＰＰとの比較のため、単結晶アルミナサンプルを例示した。単結晶アルミナサンプルは、熱伝導率及び絶縁破壊耐圧がいずれも高い値を示すが、これは、単結晶アルミナが欠陥を含まない、或いは殆ど含まないためである。但し、単結晶アルミナは高価であるため、例えば、前述のように、ＩＧＢＴ等の半導体素子を実装する実装基板に利用すると、そのような半導体素子を備える半導体装置の高コスト化を招く。   Moreover, in the above description, the single crystal alumina sample was illustrated for the comparison with samples PV and PP. The single crystal alumina sample shows high values of both thermal conductivity and breakdown voltage, because the single crystal alumina contains no or almost no defects. However, since single crystal alumina is expensive, for example, as described above, when used for a mounting substrate on which a semiconductor element such as an IGBT is mounted, the cost of a semiconductor device including such a semiconductor element is increased.

上記のサンプルＰＶ，ＰＰのような結晶組織を有するセラミックス基板は、一定の熱伝導率及び絶縁破壊耐圧を示すため、半導体素子を備える半導体装置に好適であり、また、単結晶アルミナを用いる場合に比べ、半導体装置を低コストで製造することが可能である。   A ceramic substrate having a crystal structure such as the above-described samples PV and PP is suitable for a semiconductor device including a semiconductor element because it exhibits a certain thermal conductivity and dielectric breakdown voltage, and when single crystal alumina is used. In comparison, a semiconductor device can be manufactured at low cost.

図１５は半導体装置の一例を示す図である。
図１５に示す半導体装置１００は、セラミックス基板１１の表裏面に回路パターン１２ａ，１２ｂが形成された回路基板１０と、その回路基板１０に実装された、ＩＧＢＴ等の半導体素子１１０を有している。回路基板１０の表面側に形成された回路パターン１２ａと、半導体素子１１０とは、ワイヤ１２０によって電気的に接続されている。また、回路パターン１２ａには、端子１３０が電気的に接続されている。回路基板１０の、半導体素子１１０の実装面側と反対側（回路パターン１２ｂ側）には、銅、銅合金、アルミニウム、アルミニウム合金等の放熱ベース１４０が熱的に接続されている。 FIG. 15 illustrates an example of a semiconductor device.
A semiconductor device 100 shown in FIG. 15 includes a circuit board 10 having circuit patterns 12a and 12b formed on the front and back surfaces of a ceramic substrate 11, and a semiconductor element 110 such as an IGBT mounted on the circuit board 10. . The circuit pattern 12 a formed on the surface side of the circuit board 10 and the semiconductor element 110 are electrically connected by a wire 120. A terminal 130 is electrically connected to the circuit pattern 12a. A heat dissipation base 140 made of copper, copper alloy, aluminum, aluminum alloy or the like is thermally connected to the circuit board 10 on the side opposite to the mounting surface side of the semiconductor element 110 (circuit pattern 12b side).

このような構成を有する半導体装置１００の回路基板１０には、上記図１及び図２（Ａ），（Ｂ）に示したように、板状（柱状）のセラミックス結晶粒子１１ａが一定の方向性をもって含まれている結晶組織１１ｂを有するセラミックス基板１１を用いる。セラミックス基板１１には、半導体素子１１０の駆動に伴い、図１５に太矢印で示したような方向に、電圧が印加される。高電圧側は、例えば、６００Ｖ〜１７００Ｖになる（低電圧側は０Ｖ）。更に、セラミックス基板１１には、半導体素子１１０の駆動に伴って発生する熱が、図１５に太矢印で示したような方向、即ち、裏面の回路パターン１２ｂ及び放熱ベース１４０の側に向かって、伝熱する。   On the circuit board 10 of the semiconductor device 100 having such a configuration, as shown in FIG. 1 and FIGS. 2A and 2B, the plate-like (columnar) ceramic crystal particles 11a have a certain directivity. A ceramic substrate 11 having a crystal structure 11b included therein is used. A voltage is applied to the ceramic substrate 11 in the direction indicated by the thick arrow in FIG. The high voltage side is, for example, 600 V to 1700 V (the low voltage side is 0 V). Furthermore, heat generated by driving the semiconductor element 110 is applied to the ceramic substrate 11 in the direction indicated by the thick arrows in FIG. 15, that is, toward the circuit pattern 12b and the heat radiation base 140 on the back surface. Heat transfer.

そこで、セラミックス基板１１内に、例えば、図２（Ａ）に示したように、板状の主なセラミックス結晶粒子１１ａが、その板面が電圧印加方向と垂直、更に伝熱方向とも垂直になるような向きで、存在している場合を想定する。その場合、セラミックス基板１１では、上記のサンプルＰＶについて得られた知見（図１４等）より、一定の絶縁破壊耐圧を確保しつつ、良好な熱伝導率を得ることができる。   Therefore, for example, as shown in FIG. 2A, the plate-like main ceramic crystal particles 11a in the ceramic substrate 11 have their plate surfaces perpendicular to the voltage application direction and also perpendicular to the heat transfer direction. The case where it exists in such a direction is assumed. In that case, in the ceramic substrate 11, good thermal conductivity can be obtained while ensuring a certain dielectric breakdown voltage, based on the knowledge obtained for the sample PV (FIG. 14 and the like).

このように一定の絶縁破壊耐圧を確保することができるため、絶縁破壊を生じさせない程度でセラミックス基板１１を薄くすることができ、それにより、セラミックス基板１１の伝熱方向の熱抵抗を低減することができる。その結果、半導体装置１００の小型化を図ることが可能になる。   Since a certain dielectric breakdown voltage can be ensured in this way, the ceramic substrate 11 can be thinned to such an extent that dielectric breakdown does not occur, thereby reducing the thermal resistance of the ceramic substrate 11 in the heat transfer direction. Can do. As a result, the semiconductor device 100 can be reduced in size.

また、セラミックス基板１１内に、例えば、図２（Ｂ）に示したように、主な板状のセラミックス結晶粒子１１ａが、その板面が電圧印加方向と平行、更に伝熱方向とも平行になるような向きで、存在している場合を想定する。その場合、セラミックス基板１１では、上記のサンプルＰＰについて得られた知見（図１４等）より、一定の絶縁破壊耐圧を確保しつつ、優れた熱伝導率を得ることができる。   In addition, as shown in FIG. 2B, for example, main plate-like ceramic crystal particles 11a in the ceramic substrate 11 are parallel to the voltage application direction and further to the heat transfer direction. The case where it exists in such a direction is assumed. In that case, the ceramic substrate 11 can obtain an excellent thermal conductivity while ensuring a certain breakdown voltage from the knowledge obtained for the sample PP (FIG. 14 and the like).

セラミックス結晶粒子１１ａの板面が、このように伝熱方向と平行になるような向きで存在するセラミックス基板１１を用いると、垂直になるような向きで存在するセラミックス基板１１を用いた場合に比べて、半導体素子１１０で発生した熱を、放熱ベース１４０へ一層効率的に伝熱させることが可能になる。   When the ceramic substrate 11 in which the plate surface of the ceramic crystal particle 11a is present in such a direction that is parallel to the heat transfer direction is used, compared with the case where the ceramic substrate 11 that is present in a direction that is perpendicular is used. Thus, the heat generated in the semiconductor element 110 can be more efficiently transferred to the heat dissipation base 140.

尚、以上の説明では、セラミックスとしてアルミナを例にして説明したが、窒化アルミニウムでも、上記のようなセラミックス結晶粒子を含む結晶組織を有するものであれば、アルミナについて述べたのと同様の効果を得ることができる。また、そのような窒化アルミニウムをセラミックス基板として用いた半導体装置を実現することができる。   In the above description, alumina has been described as an example of ceramics. However, even if aluminum nitride has a crystal structure including ceramic crystal particles as described above, the same effect as described for alumina can be obtained. Obtainable. In addition, a semiconductor device using such aluminum nitride as a ceramic substrate can be realized.

また、セラミックスとしては、このようなアルミナや窒化アルミニウムといった、主に１種類の材料で構成されたもののほか、酸化シリコン（シリカ）等の材料も含む、複数種類の材料で構成されたものを用いることもできる。   Further, as ceramics, in addition to those mainly composed of one kind of material such as alumina and aluminum nitride, those composed of a plurality of kinds of materials including materials such as silicon oxide (silica) are used. You can also.

１０ 回路基板
１１ セラミックス基板
１１ａ セラミックス結晶粒子
１１ｂ 結晶組織
１２ａ，１２ｂ 回路パターン
２０ セラミックス結晶粒子
３０ クラック
１００ 半導体装置
１１０ 半導体素子
１２０ ワイヤ
１３０ 端子
１４０ 放熱ベース DESCRIPTION OF SYMBOLS 10 Circuit board 11 Ceramic substrate 11a Ceramic crystal particle 11b Crystal structure 12a, 12b Circuit pattern 20 Ceramic crystal particle 30 Crack 100 Semiconductor device 110 Semiconductor element 120 Wire 130 Terminal 140 Heat dissipation base

Claims (17)

非球状のセラミックス結晶粒子を含む結晶組織を有し、
前記結晶組織の第１面の粒度分布の中心粒径が１０μｍ乃至６０μｍであり、前記結晶組織の前記第１面と直交する第２面の粒度分布の中心粒径が５μｍ乃至３０μｍであることを特徴とするセラミックス基板。 It has a crystal structure containing non-spherical ceramic crystal particles,
The center grain size of the grain size distribution of the first surface of the crystal structure is 10 μm to 60 μm, and the center grain size of the grain size distribution of the second surface perpendicular to the first surface of the crystal structure is 5 μm to 30 μm. A characteristic ceramic substrate. 前記セラミックス結晶粒子は、板状であり、前記結晶組織内に、一定の方向性をもって含まれていることを特徴とする請求項１に記載のセラミックス基板。   2. The ceramic substrate according to claim 1, wherein the ceramic crystal particles have a plate shape and are included in the crystal structure with a certain direction. 前記結晶組織は、非球状の第１セラミックス粒子と、前記第１セラミックス粒子よりも粒径の小さい第２セラミックス粒子とを混合し、焼成することによって形成されることを特徴とする請求項１又は２に記載のセラミックス基板。   The crystal structure is formed by mixing non-spherical first ceramic particles and second ceramic particles having a particle diameter smaller than that of the first ceramic particles, followed by firing. 2. The ceramic substrate according to 2. 非球状の第１セラミックス粒子と、前記第１セラミックス粒子よりも粒径の小さい第２セラミックス粒子とを含む混合物を形成する工程と、
前記混合物中の前記第１セラミックス粒子に、その形状に応じた一定の方向性をもたせる工程と、
前記混合物を焼成し、前記第１セラミックス粒子と前記第２セラミックス粒子とが焼結された非球状のセラミックス結晶粒子を含む結晶組織を有する焼結体を形成する工程と、
を含むことを特徴とするセラミックス基板の製造方法。 Forming a mixture including non-spherical first ceramic particles and second ceramic particles having a smaller particle diameter than the first ceramic particles;
Giving the first ceramic particles in the mixture a certain direction according to the shape;
Firing the mixture and forming a sintered body having a crystal structure including non-spherical ceramic crystal particles obtained by sintering the first ceramic particles and the second ceramic particles;
A method for producing a ceramic substrate, comprising: 前記焼結体は、前記結晶組織の第１面の粒度分布の中心粒径が１０μｍ乃至６０μｍであり、前記結晶組織の前記第１面と直交する第２面の粒度分布の中心粒径が５μｍ乃至３０μｍであることを特徴とする請求項４に記載のセラミックス基板の製造方法。   The sintered body has a center grain size distribution of 10 μm to 60 μm on the first face of the crystal structure, and a center grain size of 5 μm on the second face perpendicular to the first face of the crystal structure. The method for producing a ceramic substrate according to claim 4, wherein the thickness is 30 μm. 前記焼結体を、前記第１面又は前記第２面に沿って切断する工程を更に含むことを特徴とする請求項５に記載のセラミックス基板の製造方法。   6. The method for manufacturing a ceramic substrate according to claim 5, further comprising a step of cutting the sintered body along the first surface or the second surface. 前記第１セラミックス粒子及び前記セラミックス結晶粒子は、板状であり、前記セラミックス結晶粒子は、前記結晶組織内に、一定の方向性をもって含まれていることを特徴とする請求項４乃至６のいずれかに記載のセラミックス基板の製造方法。   The first ceramic particle and the ceramic crystal particle are plate-like, and the ceramic crystal particle is included in the crystal structure with a certain directionality. A method for producing a ceramic substrate according to claim 1. 導体パターンが形成されたセラミックス基板と、
前記導体パターン上に実装された半導体素子と、
を有し、
前記セラミックス基板は、
非球状のセラミックス結晶粒子を含む結晶組織を有し、
前記結晶組織の第１面の粒度分布の中心粒径が１０μｍ乃至６０μｍであり、前記結晶組織の前記第１面と直交する第２面の粒度分布の中心粒径が５μｍ乃至３０μｍであることを特徴とする半導体装置。 A ceramic substrate on which a conductor pattern is formed;
A semiconductor element mounted on the conductor pattern;
Have
The ceramic substrate is
It has a crystal structure containing non-spherical ceramic crystal particles,
The center grain size of the grain size distribution of the first surface of the crystal structure is 10 μm to 60 μm, and the center grain size of the grain size distribution of the second surface perpendicular to the first surface of the crystal structure is 5 μm to 30 μm. A featured semiconductor device. 前記セラミックス結晶粒子は、板状であり、前記結晶組織内に、一定の方向性をもって含まれていることを特徴とする請求項８に記載の半導体装置。   The semiconductor device according to claim 8, wherein the ceramic crystal particles have a plate shape and are included in the crystal structure with a certain direction. 前記セラミックス基板は、前記セラミックス結晶粒子の板面が、前記セラミックス基板に電圧が印加されるときの当該電圧の印加方向と垂直になるように、形成されていることを特徴とする請求項９に記載の半導体装置。   The ceramic substrate is formed so that a plate surface of the ceramic crystal particles is perpendicular to a voltage application direction when a voltage is applied to the ceramic substrate. The semiconductor device described. 前記セラミックス基板は、前記セラミックス結晶粒子の板面が、前記セラミックス基板に電圧が印加されるときの当該電圧の印加方向と平行になるように、形成されていることを特徴とする請求項９に記載の半導体装置。   10. The ceramic substrate is formed so that a plate surface of the ceramic crystal particles is parallel to a voltage application direction when a voltage is applied to the ceramic substrate. The semiconductor device described. 非球状の第１セラミックス粒子と、前記第１セラミックス粒子よりも粒径の小さい第２セラミックス粒子とを含む混合物を形成する工程と、
前記混合物中の前記第１セラミックス粒子に、その形状に応じた一定の方向性をもたせる工程と、
前記混合物を焼成し、前記第１セラミックス粒子と前記第２セラミックス粒子とが焼結された非球状のセラミックス結晶粒子を含む結晶組織を有するセラミックス基板を形成する工程と、
前記セラミックス基板上に導体パターンを形成する工程と、
前記導体パターン上に半導体素子を実装する工程と、
を含むことを特徴とする半導体装置の製造方法。 Forming a mixture including non-spherical first ceramic particles and second ceramic particles having a smaller particle diameter than the first ceramic particles;
Giving the first ceramic particles in the mixture a certain direction according to the shape;
Firing the mixture and forming a ceramic substrate having a crystal structure including non-spherical ceramic crystal particles in which the first ceramic particles and the second ceramic particles are sintered;
Forming a conductor pattern on the ceramic substrate;
Mounting a semiconductor element on the conductor pattern;
A method for manufacturing a semiconductor device, comprising: 前記セラミックス基板は、前記結晶組織の第１面の粒度分布の中心粒径が１０μｍ乃至６０μｍであり、前記結晶組織の前記第１面と直交する第２面の粒度分布の中心粒径が５μｍ乃至３０μｍであることを特徴とする請求項１２に記載の半導体装置の製造方法。   The ceramic substrate has a center particle size distribution of 10 μm to 60 μm on the first surface of the crystal structure and a center particle size distribution of 5 μm on the second surface perpendicular to the first surface of the crystal structure. The method of manufacturing a semiconductor device according to claim 12, wherein the method is 30 μm. 前記セラミックス基板を形成する工程は、前記結晶組織を有する焼結体を、前記第１面又は前記第２面に沿って切断する工程を含み、
切断された前記焼結体を前記セラミックス基板として用いることを特徴とする請求項１３に記載の半導体装置の製造方法。 The step of forming the ceramic substrate includes a step of cutting the sintered body having the crystal structure along the first surface or the second surface,
14. The method of manufacturing a semiconductor device according to claim 13, wherein the cut sintered body is used as the ceramic substrate. 前記第１セラミックス粒子及び前記セラミックス結晶粒子は、板状であり、前記セラミックス結晶粒子は、前記結晶組織内に、一定の方向性をもって含まれていることを特徴とする請求項１２乃至１４のいずれかに記載の半導体装置の製造方法。   The first ceramic particle and the ceramic crystal particle are plate-like, and the ceramic crystal particle is included in the crystal structure with a certain directionality. A method for manufacturing the semiconductor device according to claim 1. 前記セラミックス基板を形成する工程においては、前記セラミックス結晶粒子の板面が、前記セラミックス基板に電圧が印加されるときの当該電圧の印加方向と垂直になるように、前記セラミックス基板を形成することを特徴とする請求項１５に記載の半導体装置の製造方法。   In the step of forming the ceramic substrate, the ceramic substrate is formed so that a plate surface of the ceramic crystal particles is perpendicular to a voltage application direction when a voltage is applied to the ceramic substrate. 16. The method for manufacturing a semiconductor device according to claim 15, wherein the method is a semiconductor device. 前記セラミックス基板を形成する工程においては、前記セラミックス結晶粒子の板面が、前記セラミックス基板に電圧が印加されるときの当該電圧の印加方向と平行になるように、前記セラミックス基板を形成することを特徴とする請求項１５に記載の半導体装置の製造方法。   In the step of forming the ceramic substrate, the ceramic substrate is formed so that a plate surface of the ceramic crystal particles is parallel to a voltage application direction when a voltage is applied to the ceramic substrate. 16. The method for manufacturing a semiconductor device according to claim 15, wherein the method is a semiconductor device.
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