JP3569093B2

JP3569093B2 - Wiring board and method of manufacturing the same

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Publication number: JP3569093B2
Application number: JP32397896A
Authority: JP
Inventors: 暢男岩瀬; 原　　徹
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1996-12-04
Filing date: 1996-12-04
Publication date: 2004-09-22
Anticipated expiration: 2016-12-04
Also published as: JPH10163378A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、半導体パッケージ、ハイブリッドＩＣ、半導体モジュール、表面実装部品、半導体素子等の各種電子部品に使用される配線基板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
半導体素子の搭載用等として用いられる配線基板やパッケージ基体等には、樹脂材料やセラミックス材料等が用いられているが、近年の半導体素子の高集積化や高出力化等に伴って、高放熱化が期待できるセラミックス材料が多用されるようになってきている。中でも窒化アルミニウム（ＡｌＮ）等の窒化物系セラミックス材料は、熱膨張係数がシリコンの熱膨張係数とほぼ等しく、半導体素子の熱的応力を十分小さくできると共に、高熱伝導率を有していることから半導体素子の高集積化や高速化に伴う発熱量の増大にも十分対応できるものとして注目されている。
【０００３】
上述したようなＡｌＮ等の窒化物系セラミックス基板の表面に回路パターンを形成する方法としては、活性金属法や銅直接接合法等を適用して銅回路板を接合する方法が一般的であるが、このような方法では微細な回路パターンの実現が難しいことから、高密度配線の形成方法としてはスパッタ法や蒸着法等の薄膜形成法を利用することが検討されている。
【０００４】
例えば、ＡｌＮ基板上に薄膜導体を形成する場合、表面粗さＲ_ａを１００ｎｍ以下としたＡｌＮ基板の表面に、スパッタ法等でＴｉ／Ｎｉ／Ａｕの順に金属薄膜を形成することが行われている。ＴｉはＡｌＮとの接合を主目的とするものであり、ＮｉはＡｕの拡散防止を主目的とするものであり、またＡｕは低抵抗配線の実現やワイヤボンディング性の確保、さらにはＮｉの酸化防止等を主目的とするものである。Ｎｉ部分には、同族の８族材料であるＰｄやＰｔを使用することも行われている。このように形成するＴｉ／Ｎｉ／Ａｕの厚さはおおむね５０ｎｍ／５００ｎｍ／１００ｎｍであるが、ワイヤボンディング性を高める目的からＡｕを１〜４μｍ程度の厚さで形成する場合もある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
上述したような構成を有する従来の薄膜導体層においては、Ｎｉの拡散防止作用が十分ではなく、はんだ付け、ろう付け、アニール等の４７３Ｋ以上の熱処理工程によりＮｉの拡散防止効果（バリア層効果）が薄れることから、ＡｕがＡｌＮ／Ｔｉ反応層に拡散して接合強度を低下させたり、さらにはＡｌＮマトリクスにまで拡散が進行して薄膜導体層の接台強度を低下させるというような問題を招いていた。薄膜導体層の接合強度の低下は、搭載部品（ピン、受動チップ部品、半導体チップ、ボンデイングワイヤ、半導体パッケージ等）の脱落や剥がれ等を引き起こすことになる。
【０００６】
また、上記したような熱処理工程によってＮｉ（特にＮｉ酸化物）がＡｕ層に拡散し、ワイヤボンディング性や半田付け性等を低下させるという問題も生じている。このような問題には、通常、Ａｕ層の厚さを厚くすることで対処しているが、Ａｕ層を前述したように１〜４μｍ程度と厚くすることにより、製造コストが大幅に上昇してしまう。さらに、Ｎｉはスパッタレートが低く、作業工数の増加を招く上に、３ターゲットのスパッタ装置そのものが高価であること等から、工業化の促進のために薄膜導体層の構成の簡素化が求められていた。
【０００７】
上述したように、従来の薄膜導体層においては、簡易な膜構成で、熱処理工程を経た後においてもＡｕ等の拡散を再現性よく防止することによって、接合強度の保持を可能にすると共に、拡散バリア層の構成元素自体の表面側への拡散等を抑制することによって、ボンディング性や半田付け性等の低下を防止することが課題とされていた。
【０００８】
本発明は、このような課題に対処するためになされたもの、簡易な膜構成で、各種熱処理工程後においても安定して導体層の接合強度を保持することができ、かつ導体層のボンディング性や半田付け性等の低下を防止することを可能にした配線基板およびその製造方法を提供することを目的としている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明の配線基板は、セラミックス基板と、前記セラミックス基板上にＭ₂Ｎを主体とする中間層を介して設けられた、Ａｕ薄膜導体層とを具備することを特徴としている。
【００１１】
本発明における第１の配線基板の製造方法は、基板上に、Ｍ元素の薄膜を形成した後に熱処理を施して、Ｍ₂Ｎを主体とする中間層を形成する工程と、前記Ｍ₂Ｎを主体とする中間層上に、Ａｕ薄膜導体層を形成する工程とを具備することを特徴としている。
【００１２】
また、第２の配線基板の製造方法は、基板上に、Ｍ金属膜を介して、あるいは直接Ｍ₂Ｎ薄膜からなる中間層を形成する工程と、前記中間層上にＡｕ薄膜導体層を形成する工程とを具備することを特徴としている。Ｔｉ₂Ｎ、Ｚｒ₂Ｎ、Ｈｆ₂Ｎ等のＭ₂Ｎは、Ａｕ等の導体層構成元素に対して高い高温バリア性を有することから、はんだ付け、ろう付け、アニール等の473K以上の熱処理工程を経ても、基板と導体層との間の元素移動を有効に抑制することができる。従って、基板／中間層界面の接合が良好に保持され、その結果として各種熱処理工程後においても安定して導体層の接合強度を維持することが可能となる。また、Ｔｉ₂Ｎに代表されるＭ₂Ｎ自体が導体層側に拡散することもないため、導体層を厚くすることなく、良好なボンディング性や半田付け性等を得ることができる。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を実施するための形態について説明する。
【００１４】
図１は、本発明の一実施形態の配線基板を示す断面図である。同図において、１は窒化アルミニウム（ＡｌＮ）基板、窒化ケイ素（Ｓｉ₃Ｎ₄）基板、窒化ホウ素（ＢＮ）基板等の窒化物系セラミックス基板である。この窒化物系セラミックス基板１上には、Ｍ₂Ｎ（Ｍ＝Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ）を主体とする中間層２を介して薄膜導体層３が形成されており、これらによって配線基板４が構成されている。薄膜導体層３にはＡｕを主成分とする薄膜が用いられる。
【００１５】
上述した中間層２はＴｉ₂Ｎ、Ｚｒ₂Ｎ、Ｈｆ₂Ｎ等のＭ₂Ｎを主体とする層である。Ｔｉ₂Ｎに代表されるＭ₂Ｎは、Ａｕ等の薄膜導体層３の構成元素に対して高い高温バリア性を有することから、はんだ付け、ろう付け、アニール等の473K以上の熱処理工程を経ても、窒化物系セラミックス基板１と薄膜導体層３との間の元素移動、具体的には薄膜導体層３から窒化物系セラミックス基板１への元素移動を有効に抑制することができる。すなわち、中間層２は窒化物系セラミックス基板１と薄膜導体層３との間の拡散バリア層として良好に機能する。また、後に詳述するように、Ｍ₂Ｎを主体とする中間層２は、窒化物系セラミックス基板１への接合層としても機能するものである。
【００１６】
このように、薄膜導体層３から窒化物系セラミックス基板１への元素移動を防止することによって、窒化物系セラミックス基板１／中間層２界面の接合が保持され、その結果として各種熱処理工程後においても安定して薄膜導体層３の接合強度を維持することが可能となる。また、Ｔｉ_２Ｎに代表されるＭ_２Ｎ自体が薄膜導体層３側に拡散することもないため、薄膜導体層３を厚くすることなく、良好なボンディング性や半田付け性等を得ることができる。
【００１７】
ここで、上記したような薄膜導体層３の構成元素の拡散バリア効果とそれ自体の拡散防止性とは、Ｔｉ_２Ｎに代表されるＭ_２Ｎ化合物によって初めてもたらされるものである。通常、ＡｌＮ基板等の表面にＴｉ膜等を形成して熱処理した場合、ＡｌＮ等と反応してＴｉ等の窒化物が形成されるが、単に熱処理を施しただけではＴｉＮ等の化合物が主として生成される。このＴｉＮ等の化合物やＴｉメタルは拡散バリア効果等を有していない。本発明はあくまでもＴｉ_２Ｎに代表されるＭ_２Ｎを主体とする中間層２を用いることに特徴を有するものである。
【００１８】
図２は、ＡｌＮ基板上に厚さ１００ｎｍのＴｉ_２Ｎ層と厚さ５０ｎｍのＡｕ層とを順に形成した試料の膜形成後と、それに８７３Ｋ×１０ｍｉｎの条件で大気中熱処理を施した後に、それぞれＴｉ_２Ｎ層／Ａｕ層界面におけるラザフォート後方散乱分析装置（ＲＢＳ（１．５ＭｅＶ，Ｈｅ^＋））で組成の深さ方向分布を測定した結果を示すものである。図２から明らかなように、熱処理後においても深さ方向の組成変動はほとんどなく、Ｔｉ_２Ｎに代表されるＭ_２Ｎを主体とする中間層２は、極めて良好な薄膜導体層３の構成元素の拡散バリア効果とそれ自体の拡散防止性とを有していることが分かる。
【００１９】
一方、図３はＡｌＮ基板上に厚さ１００ｎｍのＴｉ層と厚さ５０ｎｍのＡｕ層とを順に形成した試料の膜形成後と、それに８７３Ｋ×１０ｍｉｎの条件で大気中熱処理を施した後に、それぞれＴｉ層／Ａｕ層界面における組成の深さ方向分布を上記と同様に測定した結果を示すものである。図３から明らかなように、熱処理後にＴｉおよびＡｕが拡散しており、本発明のような薄膜導体層３の構成元素の拡散バリア効果とそれ自体の拡散防止性とは得られていないことが分かる。また、図４は従来のＴｉ（５０ｎｍ）／Ｎｉ（５００ｎｍ）／Ａｕ（１００ｎｍ）構造膜を形成したＡｌＮ基板に７７３Ｋ×５ｍｉｎの条件で大気中熱処理を施した後、オージェ電子分光装置（ＡＥＳ）で深さ方向の組成分布を測定した結果である。図４から、従来構造の積層膜ではＡｕのＡｌＮ／Ｔｉ界面への拡散やＮｉＯの表面方向への拡散が生じていることが分かる。
【００２０】
上述した中間層２は、Ｍ_２Ｎを主体とする層であればよいが、具体的にはＭ_２Ｎを５０体積％以上含む層であることが好ましい。さらには、後述する窒化物系セラミックス基板１との界面側に形成される反応生成物を除いて、ほぼＭ_２Ｎからなる層であることが望ましい。このような中間層２の厚さは、良好な拡散バリア効果を得るために１０ｎｍ以上とすることが好ましい。ただし、あまり厚くすると中間層２自体の剥離等を招くおそれがあることから、２μｍ以下とすることが好ましい。
【００２１】
Ｍ_２Ｎを主体とする中間層２は例えば以下のようにして形成する。すなわち、まず窒化物系セラミックス基板１上に、Ｔｉ膜、Ｚｒ膜、Ｈｆ膜等の金属膜（Ｍ元素膜）をスパッタ法、蒸着法等の各種薄膜形成法で形成し、これら金属膜に対して制御された条件下で熱処理を施して、Ｍ_２Ｎを生成する。Ｍ_２Ｎを生成する際の条件としては、熱処理雰囲気中の窒素分圧と温度が重要であり、例えばＡｒ雰囲気のような実質的にＮ_２を含まない雰囲気中で熱処理する場合には、８００Ｋ以上の高温で熱処理することが好ましい。一方、Ｎ_２とＡｒとの混合雰囲気中等で熱処理する場合には、雰囲気中のＮ_２分圧を１×１０^−３〜１Ｐａとすると共に、８００〜１３００Ｋの温度で熱処理することが好ましい。このような熱処理条件から外れると、Ｍ_２Ｎの生成量が不十分となったり、またＴｉＮ等のＭＮ化合物が優先して生成してしまう。
【００２２】
このように、まずＭ金属膜を形成した後に熱処理を施して、Ｍ_２Ｎを主体とする中間層２を形成する場合には、成膜時や熱処理時にＴｉ膜等のＭ金属膜と窒化物系セラミックス基板１とが界面で反応し、ＴｉＡｌ_３等の界面反応物が生成することによって、窒化物系セラミックス基板１と中間層２とが強固に接合する。Ｍ_２Ｎを主体とする中間層２は、反応性スパッタ等で直接形成することも可能である。このような場合には、Ｍ_２Ｎ中のＴｉ等のＭ元素の窒化物系セラミックス基板１に対する反応性を利用して、窒化物系セラミックス基板１と中間層２とを接合してもよいし、また窒化物系セラミックス基板１上に予めＴｉ膜等のＭ金属膜を形成し、このＭ金属膜上にＭ_２Ｎ膜を形成してもよい。
【００２３】
上述したように、窒化物系セラミックス基板１と薄膜導体層３との間に、Ｍ_２Ｎを主体とする中間層２を介在させることによって、窒化物系セラミックス基板１と薄膜導体層３間での元素移動を良好に防止することができる上に、中間層２の構成元素自体の拡散等を招くこともない。また、中間層２自体は窒化物系セラミックス基板１および薄膜導体層３に対して強固な接合力を発揮する。
【００２４】
従って、各種熱処理工程後においても、窒化物系セラミックス基板１／中間層２界面の接合が保持されるため、薄膜導体層３の接合強度を安定して維持することが可能となる。また、薄膜導体層３への元素拡散等を招くこともないため、導電性、ボンディング性、半田付け性等を確保し得る範囲で薄膜導体層３の厚さを薄くすることができる。これは、薄膜導体層３に高価なＡｕ等を用いる場合に製造コストの低減に繋がる。さらに、上述したような作用・効果をＭ_２Ｎを主体とする中間層２／薄膜導体層３という簡易な膜構成で得られるため、従来構造の積層膜に対して成膜コストの低減を図ることが可能となる。膜構成の簡素化に加えて、従来の拡散バリア層であるＮｉ膜（スパッタ時間：２０ｎｍ／ｍｉｎ（ＲＦ出力５００Ｗ））に比べてＭ_２Ｎを主体とする中間層２は、成膜時間自体を短くすることができることから、成膜工数の低減ならびに製造コストの低減を図ることができる。またさらに、Ｍ_２Ｎを主体とする中間層２を熱処理で形成することによって、場所による厚さ変化や膜質変化が少なく、均一で再現性の良い膜が得られる。
【００２５】
上記した実施形態では窒化物系セラミックス基板１を使用した配線基板４について説明したが、本発明の配線基板は図５に示すように、アルミナ（Ａｌ_２Ｏ_３）基板等の酸化物系セラミックス基板５を用いる場合にも適用することができ、上述した実施形態と同様な効果を得ることができる。酸化物系セラミックス基板５上にＭ_２Ｎを主体とする中間層２を形成する場合には、Ｍ元素の酸化・還元作用によって、酸化物系セラミックス基板５と中間層２とが強固に接合される。
【００２６】
また、酸化物系セラミックス基板５を適用した際のＭ_２Ｎを主体とする中間層２の形成方法としては、Ｍ_２Ｎ膜を反応性スパッタ等で直接形成してもよいし、Ｎ_２とＡｒとの混合雰囲気中等でＭ金属膜に熱処理を施し、雰囲気中からＮを供給することによって、Ｍ_２Ｎを生成することもできる。このような場合の熱処理条件は、雰囲気中のＮ_２分圧を１×１０^−３〜１Ｐａとし、熱処理温度を８００〜１３００Ｋの範囲とすることが好ましい。
【００２７】
図６は、本発明の他の実施形態を示す図であり、同図において１１はＳｉ基板等の半導体基板である。この半導体基板１１上には、前述した実施形態と同様なＭ_２Ｎを主体とする中間層１２を介して、Ａｌ配線等の薄膜導体層１３が形成されている。ここで、Ａｌ配線にアニール処理等を施すと、Ａｌの拡散が生じて半導体基板１１の特性劣化等を招くおそれがある。これに対して、Ｍ_２Ｎを主体とする中間層１２は、前述したようにＡｌ等の拡散バリア効果を有することから、Ａｌ等の拡散に伴う特性劣化等を防止することができる。このように、本発明は半導体基板上の配線用薄膜導体層等に対しても有効である。
【００２８】
【実施例】
次に、本発明の具体的な実施例について説明する。
【００２９】
実施例１
ＡｌＮ製セラミックス基板・ＴＡＮ１７０（商品名、（株）東芝製）（形状：５０．８ｍｍ×５０．８ｍｍ×厚さ０．６ｍｍ）を用意し、まずこのＡｌＮ製セラミックス基板の表面を、表面粗さＲ_ａ＝３０ｎｍまで鏡面状に研磨した。この研磨面上にＲＦスパッタ法によりＴｉ膜を成膜した。成膜条件は、基板温度２９８Ｋ、ＲＦ周波数１３．５６ＭＨｚ、ＲＦ出力５００Ｗ、Ｔｉターゲット純度９９．９９％、Ａｒガス雰囲気（純度９９．９９９９％）、初期Ａｒガス圧２×１０^−４Ｐａ、作業時Ａｒ圧力６×１０^−１Ｐａとした。
【００３０】
上述したような条件下でＴｉを１００ｎｍ堆積した後（所要時間１０分）、上記高純度のＡｒ雰囲気を有する同一スパッタ装置内で、連続的に基板温度を７７３Ｋに上昇させ、この温度で５分間保持することによって、Ｔｉ_２Ｎを生成させた。熱処理後の膜のＸ線回折結果（Ｃｕ−Ｋα／０．５°）を図７に示す。図７からＴｉ_２Ｎが生成していることが確認できる。
【００３１】
上記した熱処理の後に、冷却して基板温度が３０３Ｋ以下に低下したことを確認してから、ＲＦスパッタ法で連続して厚さ５０ｎｍのＡｕ膜を成膜した。Ａｕの成膜条件は、上記Ｔｉ膜の成膜条件と同一とした。基板をスパッタ装置から取り出し、電解Ａｕめっきを実施して、電極形成を終了した。
【００３２】
この後、周知の方法によりＡｕ膜およびＴｉ_２Ｎ膜の積層膜を所望の配線形状にエッチングして、目的とする配線基板を得た。このようにして形成した配線層の機械的特性として接合強度を測定した。接合強度は、成膜後の配線層と上記配線基板に大気中で７７３Ｋ×５ｍｉｎの熱処理を施した後にそれぞれ実施した。ＡｕＳｎはんだやＡｕＳｉ共晶マウントを実施する場合には、おおむねこのような温度条件に晒されることから、上記熱処理条件を決定した。表１にその測定結果を、従来のＴｉ（５０ｎｍ）／Ｎｉ（５００ｎｍ）／Ａｕ（１００ｎｍ）構造膜を形成したＡｌＮ基板（比較例１）に同様な熱処理を施した後の配線層の接合強度と比較して示す。
【００３３】
表１から明らかなように、実施例１による配線基板では、熱処理後においても十分な接合強度を有しており、高温安定性が確認できた。また、実施例１による成膜工程は比較例１の成膜工程に対して３／４に減少し、製造の容易化および製造時間の短縮が図れた。さらに、得られた配線基板を用いてモジュールを作製したところ、導体抵抗や半導体マウント等で良好な特性が得られた。
【００３４】
実施例２
ＡｌＮ製セラミックス基板・ＴＡＮ１７０（商品名、（株）東芝製）（形状：５０．８ｍｍ×５０．８ｍｍ×厚さ０．６００ｍｍ）を用意し、まずこのＡｌＮ製セラミックス基板の表面を、表面粗さＲ_ａ＝３０ｎｍまで鏡面状に研磨した。この研磨面上にＲＦスパッタ法によりＴｉ膜を成膜した。成膜条件は、基板温度２９８Ｋ、ＲＦ周波数１３．５６ＭＨｚ、ＲＦ出力１ｋＷ、Ｔｉターゲット純度９９．９９％、Ａｒガス雰囲気（純度９９．９９９９％）、初期Ａｒガス圧２×１０^−４Ｐａ、作業時Ａｒ圧力６×１０^−１Ｐａとした。このような条件下でＴｉを５０ｎｍ堆積（所要時間２分３０秒）した。
【００３５】
引き続いて、連続的にΤｉ_２Ｎ膜を同様な条件下で反応性スパッタ法により形成した。ターゲットにはＴｉＮ_ｘ（ｘ＝０．５）合金ターゲットを使用し、Ａｒ／Ｎ_２混合ガス雰囲気（Ａｒ／Ｎ_２圧力比＝０．５３Ｐａ／０．１Ｐａ）中で成膜した。この状態ではアモルファス状であるため、アニール処理として同一チャンバ内で、基板をＷハロケンランプアニールにより７７３〜８７３Ｋに昇温し、Ｎ_２雰囲気圧力を制御しながら約３０秒間熱処理した。
【００３６】
上記した熱処理の後に、冷却して基板温度が３０３Ｋ以下に低下したことを確認してから、ＲＦスパッタ法で連続して厚さ５０ｎｍのＡｕ膜を成膜した。Ａｕの成膜条件は、上記Ｔｉ膜の成膜条件と同一とした。基板をスパッタ装置から取り出し、電解Ａｕめっきを実施して、電極形成を終了した。
【００３７】
この後、周知の方法によりＡｕ膜およびＴｉ_２Ｎ膜の積層膜を所望の配線形状にエッチングして、目的とする配線基板を得た。このようにして形成した配線層の機械的特性として接合強度を、実施例１と同様にして測定した。表１に測定結果を示す。実施例２による配線基板では、熱処理後においても十分な接合強度を有しており、高温安定性が確認できた。また実施例１による配線基板と同様に、製造の容易化や製造時間の短縮が図れ、さらに導体抵抗や半導体マウント等においても良好な特性が得られた。
【００３８】
実施例３
ＡｌＮ製セラミックス基板として、熱伝導率２００Ｗ／ｍＫを有するパッケージ用多層基板（形状：５０．８ｍｍ×５０．８ｍｍ×厚さ０．６００ｍｍ）を用意した。多層基板は、予め半導体パッケージとしての内部配線が６層以上形成されている。基板組成はＡｌＮが９７重量％で、残部の元素構成はイットリウム（Ｙ）が主体の酸窒化物である。このパッケージ用多層基板の表面を平均粗さＲ_ａ＝３０ｎｍまで鏡面状に研磨した。上記パッケージ用多層基板の研磨面上に、ＲＦスパッタ法によりＴｉ膜を成膜した。成膜条件は、基板温度２９８Ｋ、ＲＦ周波数１３．５６ＭＨｚ、ＲＦ出力５００Ｗ、Ｔｉターゲット純度９９．９９％、Ａｒガス雰囲気（純度９９．９９９９％）、初期Ａｒガス圧２×１０^−４Ｐａ、作業時Ａｒ圧力６×１０^−１Ｐａとした。
【００３９】
上述したような条件下でＴｉを１００ｎｍ堆積した後（所要時間１０分）、上記高純度のＡｒ雰囲気を有する同一スパッタ装置内で、連続的に基板温度を７７３Ｋに上昇（タングステンハロゲンランプアニール法による）させ、この温度で１分間保持することによって、Ｔｉ_２Ｎを生成させた。
【００４０】
上記した熱処理の後に、冷却して基板温度が３０３Ｋ以下に低下したことを確認してから、ＲＦスパッタ法で連続して厚さ５０ｎｍのＡｕ膜を成膜した。Ａｕの成膜条件は、上記Ｔｉ膜の成膜条件と同一とした。基板をスパッタ装置から取り出し、電解Ａｕめっきを実施して、電極形成を終了した。
【００４１】
この後、周知の方法によりワイヤボンディングパターン、電源バイパスコンデンサ用電極パターン、Ι／Ｏ用電極パターンほかをエッチングし、Ａｕ膜およびＴｉ_２Ｎ膜の積層膜を所望の配線形状にエッチングして所望の回路を形成し、目的とする配線基板を得た。このようにして形成した配線層の機械的特性として接合強度を、実施例１と同様にして測定した。表１にその測定結果を、従来のＴｉ（５０ｎｍ）／Ｎｉ（５００ｎｍ）／Ａｕ（１００ｎｍ）構造膜を形成したＡｌＮ多層基板（比較例２）に同様な熱処理を施した後の配線層の接合強度と比較して示す。
【００４２】
表１から明らかなように、実施例３による配線基板では、熱処理後においても十分な接合強度を有しており、高温安定性が確認できた。また、実施例３による成膜工程は比較例２の成膜工程に対して３／４に減少し、製造の容易化および製造時間の短縮が図れた。さらに、得られた多層基板にＬＳＩチップのマウント、ＡｕＳｎはんだによる封止（作業温度：５７３Ｋ）を実施したところ、熱抵抗および気密性共に良好な特性が得られた。
【００４３】
【表１】

実施例４
実施例１で用いたＡｌＮ基板に代えて、Ａｌ_２Ｏ_３基板を用いて実施例１と同様な条件で配線層の形成を行ったところ、実施例１と同様な結果を得た。
【００４４】
実施例５
実施例１で用いたＡｌＮ基板に代えて、Ｓｉ基板を用いて実施例１と同様な条件で配線層の形成を行ったところ、実施例１と同様な結果を得た。
【００４５】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明の配線基板によれば、簡易な膜構成で、各種熱処理工程後においても導体層の接合強度を保持することができると共に、良好なボンディング性や半田付け性等を安定して得ることができ、さらには製造工数ならびに製造コストの低減を図ることが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の配線基板の一実施形態を示す断面図である。
【図２】本発明の代表的な配線基板におけるＴｉ_２Ｎ／Ａｕ界面のＲＢＳ測定結果を示す図である。
【図３】本発明との比較としてのＴｉＮ／Ａｕ界面のＲＢＳ測定結果を示す図である。
【図４】従来構造の配線基板におけるＡＥＳ測定結果を示す図である。
【図５】図１に示す配線基板の変形例を示す断面図である。
【図６】本発明の配線基板の他の実施形態を示す断面図である。
【図７】実施例１により形成した中間層のＸ線回折結果を示す図である。
【符号の説明】
１……窒化物系セラミックス基板
２、１２……Ｔｉ_２Ｎを主体とする中間層
３、１３……薄膜導体層
４、１４……配線基板
５……酸化物系セラミックス基板
１１…半導体基板[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a wiring board used for various electronic components such as a semiconductor package, a hybrid IC, a semiconductor module, a surface mount component, and a semiconductor element, and a method of manufacturing the same.
[0002]
[Prior art]
A resin material, a ceramic material, or the like is used for a wiring board, a package base, and the like used for mounting a semiconductor element or the like. However, with the recent high integration and high output of the semiconductor element, high heat radiation is required. Ceramic materials that can be expected to be used are increasingly used. Above all, nitride-based ceramic materials such as aluminum nitride (AlN) have a thermal expansion coefficient substantially equal to that of silicon, and can sufficiently reduce the thermal stress of a semiconductor element and have a high thermal conductivity. Attention has been paid to those that can sufficiently cope with an increase in the amount of heat generated by high integration and high speed operation of semiconductor elements.
[0003]
As a method of forming a circuit pattern on the surface of a nitride ceramic substrate such as AlN as described above, a method of joining a copper circuit board by applying an active metal method, a copper direct joining method, or the like is generally used. However, since it is difficult to realize a fine circuit pattern by such a method, use of a thin film forming method such as a sputtering method or a vapor deposition method has been studied as a method for forming a high-density wiring.
[0004]
For example, when a thin film conductor is formed on an AlN substrate, a metal thin film is formed in the order of Ti / Ni / Au by sputtering or the like on the surface of the AlN substrate having _a surface roughness _Ra of 100 nm or less. I have. Ti has a main purpose of bonding with AlN, Ni has a main purpose of preventing diffusion of Au, and Au has a low resistance wiring and a wire bonding property, and further has an oxidation of Ni. The main purpose is prevention. For the Ni portion, Pd or Pt, which is a group 8 material of the same family, is also used. The thickness of Ti / Ni / Au formed in this way is approximately 50 nm / 500 nm / 100 nm, but Au may be formed to a thickness of about 1 to 4 μm for the purpose of improving wire bonding properties.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
In the conventional thin film conductor layer having the above-described configuration, the effect of preventing diffusion of Ni is not sufficient, and the effect of preventing diffusion of Ni (barrier layer effect) by a heat treatment step of 473 K or more such as soldering, brazing, annealing, etc. Since Au is thinned, Au diffuses into the AlN / Ti reaction layer and lowers the bonding strength, and further, diffusion progresses to the AlN matrix and lowers the bonding strength of the thin film conductor layer. I was A decrease in the bonding strength of the thin film conductor layer causes the mounted components (pins, passive chip components, semiconductor chips, bonding wires, semiconductor packages, etc.) to fall off or peel off.
[0006]
In addition, there is a problem that Ni (especially, Ni oxide) diffuses into the Au layer due to the above-described heat treatment step, thereby deteriorating wire bonding properties, solderability, and the like. Such a problem is usually dealt with by increasing the thickness of the Au layer. However, by increasing the thickness of the Au layer to about 1 to 4 μm as described above, the manufacturing cost is significantly increased. I will. Further, Ni has a low sputter rate, which increases the number of man-hours, and the cost of a three-target sputter device itself is high. Therefore, it is required to simplify the structure of the thin film conductor layer in order to promote industrialization. Was.
[0007]
As described above, the conventional thin film conductor layer has a simple film configuration and prevents the diffusion of Au or the like with good reproducibility even after the heat treatment step, thereby enabling the holding of the bonding strength and the diffusion. It has been an issue to prevent the deterioration of the bonding property, the soldering property, and the like by suppressing the diffusion of the constituent elements of the barrier layer itself to the surface side and the like.
[0008]
The present invention has been made to address such a problem, has a simple film configuration, can stably maintain the bonding strength of the conductor layer even after various heat treatment steps, and has the bonding property of the conductor layer. It is an object of the present invention to provide a wiring board and a method for manufacturing the same, which can prevent a decrease in solderability and solderability.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
Wiring board of the present invention is directed to a ceramics substrate, provided with the intermediate layer composed mainly of M ₂ N on the ceramic substrate, characterized by comprising the Au thin film conductor layer.
[0011]
Manufacturing method of the first wiring board in the present invention comprises a base plate, heat treatment is performed after forming a thin film of M elements, forming an intermediate layer composed mainly of M ₂ N, wherein M ₂ N Forming an Au thin-film conductor layer on an intermediate layer mainly composed of:
[0012]
The manufacturing method of the second wiring board on the base plate, through an M metal film, or forming an intermediate layer composed of directly M ₂ N thin film, an Au thin film conductor layer on the intermediate layer And a forming step. _{_{Ti 2 N, Zr 2 N,}} M 2 N , such as Hf ₂ N, since with high high-temperature barrier properties to the conductor layer constituting elements such as Au, soldering, brazing, heat treatment or 473K such as annealing Even after the step, the element transfer between the substrate and the conductor layer can be effectively suppressed. Therefore, the bonding at the interface between the substrate and the intermediate layer is favorably maintained, and as a result, the bonding strength of the conductor layer can be stably maintained even after various heat treatment steps. In addition, since M ₂ N itself represented by Ti ₂ N does not diffuse to the conductor layer side, it is possible to obtain good bonding properties and solderability without increasing the thickness of the conductor layer.
[0013]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, embodiments for carrying out the present invention will be described.
[0014]
FIG. 1 is a sectional view showing a wiring board according to one embodiment of the present invention. In FIG. 1, reference numeral 1 denotes a nitride ceramic substrate such as an aluminum nitride (AlN) substrate, a silicon nitride (Si ₃ N ₄ ) substrate, and a boron nitride (BN) substrate. On the nitride-based ceramic substrate 1, a thin-film conductor layer 3 is formed via an intermediate layer 2 mainly composed of M ₂ N (M = Ti, Zr, Hf). Have been. The thin-film conductor layer 3 thin film composed mainly of Au.
[0015]
The above-described intermediate layer 2 is a layer mainly composed of M ₂ N such as Ti ₂ N, Zr ₂ N, and Hf ₂ N. Since M ₂ N typified by Ti ₂ N has a high high-temperature barrier property against the constituent elements of the thin film conductor layer 3 such as Au, the M ₂ N undergoes a heat treatment step of 473 K or more such as soldering, brazing, annealing and the like. In addition, element transfer between the nitride-based ceramic substrate 1 and the thin-film conductor layer 3, specifically, element transfer from the thin-film conductor layer 3 to the nitride-based ceramic substrate 1 can be effectively suppressed. That is, the intermediate layer 2 functions well as a diffusion barrier layer between the nitride-based ceramic substrate 1 and the thin-film conductor layer 3. Further, as described later in detail, the intermediate layer 2 mainly composed of M ₂ N also functions as a bonding layer to the nitride ceramic substrate 1.
[0016]
As described above, by preventing element transfer from the thin film conductor layer 3 to the nitride-based ceramic substrate 1, the bonding at the interface between the nitride-based ceramic substrate 1 and the intermediate layer 2 is maintained, and as a result, after various heat treatment steps, Therefore, the bonding strength of the thin film conductor layer 3 can be stably maintained. In addition, since M ₂ N itself represented by Ti ₂ N does not diffuse to the thin film conductor layer 3 side, it is possible to obtain good bonding properties and solderability without increasing the thickness of the thin film conductor layer 3. it can.
[0017]
Here, the diffusion barrier effect of the constituent elements of the thin film conductor layer 3 and the diffusion preventing property of the thin film conductor layer 3 as described above are first brought about by an M ₂ N compound represented by Ti ₂ N. Normally, when a Ti film or the like is formed on the surface of an AlN substrate or the like and subjected to heat treatment, nitrides such as Ti are formed by reacting with AlN or the like. Is done. Compounds such as TiN and Ti metal do not have a diffusion barrier effect or the like. The present invention is characterized by using the intermediate layer 2 mainly composed of M ₂ N typified by Ti ₂ N.
[0018]
FIG. 2 shows a film formed on a AlN substrate in which a Ti ₂ N layer having a thickness of 100 nm and an Au layer having a thickness of 50 nm are sequentially formed, and after performing a heat treatment in the air under the condition of 873 K × 10 min, It shows the result of measuring the depth direction distribution of the composition at each Ti ₂ N layer / Au layer interface with a Razafort backscattering analyzer (RBS (1.5 MeV, He ⁺ )). As is clear from FIG. 2, even after the heat treatment, there is almost no composition change in the depth direction, and the intermediate layer 2 mainly composed of M ₂ N typified by Ti ₂ N has a very good configuration of the thin film conductor layer 3. It can be seen that it has a diffusion barrier effect of the element and its own diffusion preventing property.
[0019]
On the other hand, FIG. 3 shows a film in which a 100-nm-thick Ti layer and a 50-nm-thick Au layer are sequentially formed on an AlN substrate, and after heat-treating the sample in the air under the condition of 873K × 10 min. This shows the result of measuring the distribution in the depth direction of the composition at the interface between the Ti layer and the Au layer in the same manner as described above. As is clear from FIG. 3, Ti and Au are diffused after the heat treatment, and the diffusion barrier effect of the constituent elements of the thin film conductor layer 3 and the diffusion preventing property of itself are not obtained as in the present invention. I understand. FIG. 4 shows that an AlN substrate on which a conventional Ti (50 nm) / Ni (500 nm) / Au (100 nm) structure film is formed is subjected to a heat treatment in the air under a condition of 773 K × 5 min, and then subjected to an Auger electron spectroscopy (AES). 4) shows the result of measuring the composition distribution in the depth direction. From FIG. 4, it can be seen that in the laminated film of the conventional structure, Au diffuses to the AlN / Ti interface and NiO diffuses in the surface direction.
[0020]
The above-described intermediate layer 2 may be a layer mainly composed of M ₂ N, and specifically, is preferably a layer containing M ₂ N by 50% by volume or more. Further, it is desirable that the layer be substantially made of M ₂ N except for a reaction product formed on the interface side with the nitride-based ceramic substrate 1 described later. The thickness of the intermediate layer 2 is preferably 10 nm or more in order to obtain a good diffusion barrier effect. However, if the thickness is too large, the intermediate layer 2 itself may be peeled off. Therefore, the thickness is preferably 2 μm or less.
[0021]
The intermediate layer 2 mainly composed of M ₂ N is formed, for example, as follows. That is, first, a metal film (M element film) such as a Ti film, a Zr film, and an Hf film is formed on the nitride-based ceramic substrate 1 by various thin film forming methods such as a sputtering method and an evaporation method. Heat treatment under controlled conditions to produce M ₂ N. As conditions for generating M ₂ N, nitrogen partial pressure and temperature in a heat treatment atmosphere are important. For example, when heat treatment is performed in an atmosphere that does not substantially contain N ₂ such as an Ar atmosphere, 800 K is used. It is preferable to perform the heat treatment at the above high temperature. On the other hand, when the heat treatment is performed in a mixed atmosphere of N ₂ and Ar or the like, it is preferable that the N ₂ partial pressure in the atmosphere be 1 × 10 ⁻³ to 1 Pa and the heat treatment be performed at a temperature of 800 to 1300 K. If the heat treatment conditions are not satisfied, the amount of generated M ₂ N may be insufficient, or an MN compound such as TiN may be preferentially generated.
[0022]
As described above, when forming the M metal film and then performing the heat treatment to form the intermediate layer 2 mainly composed of M ₂ N, the M metal film such as the Ti film and the nitride are formed during the film formation and the heat treatment. The nitride-based ceramics substrate 1 and the intermediate layer 2 are strongly bonded by reacting at the interface with the ceramic-based substrate 1 to generate an interface reactant such as TiAl ₃ . The intermediate layer 2 mainly composed of M ₂ N can be directly formed by reactive sputtering or the like. In such a case, the nitride ceramic substrate 1 and the intermediate layer 2 may be joined by utilizing the reactivity of the M element such as Ti in M ₂ N with the nitride ceramic substrate 1. Alternatively, an M metal film such as a Ti film may be formed on the nitride ceramic substrate 1 in advance, and an M ₂ N film may be formed on the M metal film.
[0023]
As described above, the intermediate layer 2 mainly composed of M ₂ N is interposed between the nitride-based ceramic substrate 1 and the thin-film conductor layer 3 so that the nitride-based ceramic substrate 1 and the thin-film conductor layer 3 Element migration can be favorably prevented, and the diffusion of the constituent elements of the intermediate layer 2 itself does not occur. Further, the intermediate layer 2 itself exhibits a strong bonding force to the nitride ceramic substrate 1 and the thin film conductor layer 3.
[0024]
Therefore, even after various heat treatment steps, the bonding at the interface between the nitride ceramic substrate 1 and the intermediate layer 2 is maintained, so that the bonding strength of the thin film conductor layer 3 can be stably maintained. Further, since element diffusion into the thin film conductor layer 3 does not occur, the thickness of the thin film conductor layer 3 can be reduced as long as conductivity, bonding property, solderability and the like can be ensured. This leads to a reduction in manufacturing cost when expensive Au or the like is used for the thin film conductor layer 3. Further, since the above-described functions and effects can be obtained with a simple film configuration of the intermediate layer 2 mainly composed of M ₂ N and the thin film conductor layer 3, the cost of film formation can be reduced with respect to the laminated film having the conventional structure. It becomes possible. In addition to the simplification of the film configuration, the intermediate layer 2 mainly composed of M ₂ N has a larger film forming time than the conventional diffusion barrier layer Ni film (sputtering time: 20 nm / min (RF output: 500 W)). Can be shortened, so that the number of film forming steps and the manufacturing cost can be reduced. Further, by forming the intermediate layer 2 mainly composed of M ₂ N by a heat treatment, a film having a small change in thickness and a change in film quality depending on a place, and a uniform and highly reproducible film can be obtained.
[0025]
In the above embodiment, the wiring substrate 4 using the nitride ceramic substrate 1 has been described. However, as shown in FIG. 5, the wiring substrate of the present invention is an oxide ceramic substrate such as an alumina (Al ₂ O ₃ ) substrate. 5 can be applied, and the same effect as in the above-described embodiment can be obtained. When the intermediate layer 2 mainly composed of M ₂ N is formed on the oxide ceramic substrate 5, the oxide ceramic substrate 5 and the intermediate layer 2 are firmly joined by the oxidation and reduction actions of the M element. You.
[0026]
As a method for forming the intermediate layer 2 made mainly of M _{2 N} when applying the oxide ceramic substrate 5, to the M 2 _N film may be directly formed by reactive sputtering or the like, and N ₂ M ₂ N can also be generated by performing a heat treatment on the M metal film in a mixed atmosphere of Ar and supplying N from the atmosphere. The heat treatment conditions in such a case are preferably such that the N ₂ partial pressure in the atmosphere is 1 × 10 ⁻³ to 1 Pa and the heat treatment temperature is in the range of 800 to 1300 K.
[0027]
FIG. 6 is a view showing another embodiment of the present invention, in which 11 is a semiconductor substrate such as a Si substrate. On the semiconductor substrate 11, a thin film conductor layer 13 such as an Al wiring is formed via an intermediate layer 12 mainly composed of M ₂ N as in the above-described embodiment. Here, if an annealing process or the like is performed on the Al wiring, there is a possibility that the diffusion of Al occurs and the characteristics of the semiconductor substrate 11 are deteriorated. On the other hand, since the intermediate layer 12 mainly composed of M ₂ N has a diffusion barrier effect of Al or the like as described above, it is possible to prevent deterioration of characteristics due to diffusion of Al or the like. As described above, the present invention is also effective for a thin film conductor layer for wiring on a semiconductor substrate.
[0028]
【Example】
Next, specific examples of the present invention will be described.
[0029]
Example 1
An AlN ceramic substrate TAN170 (trade name, manufactured by Toshiba Corporation) (shape: 50.8 mm x 50.8 mm x thickness 0.6 mm) is prepared. First, the surface of the AlN ceramic substrate is subjected to surface roughness. Mirror polishing to _Ra = 30 nm. A Ti film was formed on the polished surface by RF sputtering. The film formation conditions were as follows: substrate temperature 298 K, RF frequency 13.56 MHz, RF output 500 W, Ti target purity 99.99%, Ar gas atmosphere (purity 99.9999%), initial Ar gas pressure 2 × 10 ⁻⁴ Pa, work The Ar pressure was set to 6 × 10 ⁻¹ Pa.
[0030]
After depositing 100 nm of Ti under the conditions described above (required time: 10 minutes), the substrate temperature is continuously increased to 773 K in the same sputtering apparatus having the high-purity Ar atmosphere, and the temperature is maintained at this temperature for 5 minutes. By holding, Ti ₂ N was generated. FIG. 7 shows the X-ray diffraction result (Cu-Kα / 0.5 °) of the film after the heat treatment. From FIG. 7, it can be confirmed that Ti ₂ N is generated.
[0031]
After the above heat treatment, it was confirmed that the substrate temperature was lowered to 303 K or less by cooling, and then a 50 nm-thick Au film was continuously formed by RF sputtering. The conditions for forming the Au film were the same as those for forming the Ti film. The substrate was taken out of the sputtering apparatus and subjected to electrolytic Au plating to complete electrode formation.
[0032]
Thereafter, the laminated film of the Au film and the Ti ₂ N film was etched into a desired wiring shape by a well-known method to obtain a target wiring substrate. The bonding strength was measured as a mechanical property of the wiring layer thus formed. The bonding strength was measured after the wiring layer after film formation and the wiring substrate were subjected to a heat treatment of 773 K × 5 min in air. When performing AuSn solder or AuSi eutectic mounting, the above heat treatment conditions were determined because they were generally exposed to such temperature conditions. Table 1 shows the measurement results, and the bonding strength of the wiring layer after performing the same heat treatment on the AlN substrate (Comparative Example 1) on which the conventional Ti (50 nm) / Ni (500 nm) / Au (100 nm) structure film was formed. Shown in comparison with.
[0033]
As is clear from Table 1, the wiring board according to Example 1 had sufficient bonding strength even after the heat treatment, and high-temperature stability was confirmed. Further, the film forming process according to Example 1 was reduced to ／ of the film forming process according to Comparative Example 1, thereby facilitating the manufacturing and shortening the manufacturing time. Furthermore, when a module was manufactured using the obtained wiring board, good characteristics were obtained with a conductor resistance, a semiconductor mount, and the like.
[0034]
Example 2
An AlN ceramic substrate TAN170 (trade name, manufactured by Toshiba Corporation) (shape: 50.8 mm x 50.8 mm x thickness 0.600 mm) is prepared. First, the surface of the AlN ceramic substrate is subjected to surface roughness. Mirror polishing to _Ra = 30 nm. A Ti film was formed on the polished surface by RF sputtering. The film formation conditions are: substrate temperature 298 K, RF frequency 13.56 MHz, RF output 1 kW, Ti target purity 99.99%, Ar gas atmosphere (purity 99.9999%), initial Ar gas pressure 2 × 10 ⁻⁴ Pa, work The Ar pressure was set to 6 × 10 ⁻¹ Pa. Under such conditions, 50 nm of Ti was deposited (required time: 2 minutes 30 seconds).
[0035]
Subsequently, a Τi ₂ N film was continuously formed by a reactive sputtering method under the same conditions. A TiN _x (x = 0.5) alloy target was used as a target, and a film was formed in an Ar / N ₂ mixed gas atmosphere (Ar / N ₂ pressure ratio = 0.53 Pa / 0.1 Pa). Since the substrate was amorphous in this state, the substrate was heated to 773 to 873 K by W-halogen lamp annealing in the same chamber as the annealing treatment, and was heat-treated for about 30 seconds while controlling the N ₂ atmosphere pressure.
[0036]
After the above heat treatment, it was confirmed that the substrate temperature was lowered to 303 K or less by cooling, and then a 50 nm-thick Au film was continuously formed by RF sputtering. The conditions for forming the Au film were the same as those for forming the Ti film. The substrate was taken out of the sputtering apparatus and subjected to electrolytic Au plating to complete electrode formation.
[0037]
Thereafter, the laminated film of the Au film and the Ti ₂ N film was etched into a desired wiring shape by a well-known method to obtain a target wiring substrate. The bonding strength as a mechanical property of the wiring layer thus formed was measured in the same manner as in Example 1. Table 1 shows the measurement results. The wiring board according to Example 2 had sufficient bonding strength even after heat treatment, and high-temperature stability was confirmed. Further, as in the case of the wiring board according to the first embodiment, simplification of the manufacturing and shortening of the manufacturing time were achieved, and good characteristics were obtained in the conductor resistance, the semiconductor mount, and the like.
[0038]
Example 3
As a ceramic substrate made of AlN, a multilayer substrate for package (shape: 50.8 mm × 50.8 mm × thickness 0.600 mm) having a thermal conductivity of 200 W / mK was prepared. In the multilayer substrate, six or more layers of internal wiring as a semiconductor package are formed in advance. The composition of the substrate was 97% by weight of AlN, and the remaining elemental composition was an oxynitride mainly composed of yttrium (Y). The surface of the multilayer substrate for a package was mirror-polished to an average roughness _Ra = 30 nm. A Ti film was formed on the polished surface of the package multilayer substrate by an RF sputtering method. The film formation conditions are: substrate temperature 298 K, RF frequency 13.56 MHz, RF output 500 W, Ti target purity 99.99%, Ar gas atmosphere (purity 99.9999%), initial Ar gas pressure 2 × 10 ⁻⁴ Pa, work The Ar pressure was set to 6 × 10 ⁻¹ Pa.
[0039]
After depositing 100 nm of Ti under the above-described conditions (required time: 10 minutes), the substrate temperature is continuously increased to 773 K in the same sputtering apparatus having the high-purity Ar atmosphere (by a tungsten halogen lamp annealing method). ) And held at this temperature for 1 minute to produce Ti ₂ N.
[0040]
After the above heat treatment, it was confirmed that the substrate temperature was lowered to 303 K or less by cooling, and then a 50 nm-thick Au film was continuously formed by RF sputtering. The conditions for forming the Au film were the same as those for forming the Ti film. The substrate was taken out of the sputtering apparatus and subjected to electrolytic Au plating to complete electrode formation.
[0041]
Thereafter, the wire bonding pattern, the electrode pattern for the power supply bypass capacitor, the electrode pattern for Ι / O, and the like are etched by a known method, and the laminated film of the Au film and the Ti ₂ N film is etched into a desired wiring shape to obtain a desired wiring shape. A circuit was formed to obtain a target wiring board. The bonding strength as a mechanical property of the wiring layer thus formed was measured in the same manner as in Example 1. Table 1 shows the measurement results, and the bonding of wiring layers after performing the same heat treatment on an AlN multilayer substrate (Comparative Example 2) on which a conventional Ti (50 nm) / Ni (500 nm) / Au (100 nm) structure film was formed. It is shown in comparison with the strength.
[0042]
As is clear from Table 1, the wiring board according to Example 3 had sufficient bonding strength even after the heat treatment, and high-temperature stability was confirmed. Further, the film forming process according to Example 3 was reduced to ／ of the film forming process according to Comparative Example 2, thereby facilitating the manufacturing and shortening the manufacturing time. Further, mounting of an LSI chip and sealing with AuSn solder (working temperature: 573 K) were performed on the obtained multilayer substrate, and good characteristics were obtained in both thermal resistance and airtightness.
[0043]
[Table 1]

Example 4
When a wiring layer was formed under the same conditions as in Example 1 using an Al ₂ O ₃ substrate instead of the AlN substrate used in Example 1, the same results as in Example 1 were obtained.
[0044]
Example 5
When a wiring layer was formed under the same conditions as in Example 1 using a Si substrate instead of the AlN substrate used in Example 1, results similar to those of Example 1 were obtained.
[0045]
【The invention's effect】
As described above, according to the wiring board of the present invention, with a simple film configuration, the bonding strength of the conductor layer can be maintained even after various heat treatment steps, and good bonding properties and soldering properties are obtained. It can be obtained stably, and it is possible to reduce the number of manufacturing steps and manufacturing cost.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a sectional view showing an embodiment of a wiring board of the present invention.
FIG. 2 is a diagram showing an RBS measurement result of a Ti ₂ N / Au interface in a typical wiring board of the present invention.
FIG. 3 is a diagram showing an RBS measurement result of a TiN / Au interface as a comparison with the present invention.
FIG. 4 is a diagram showing an AES measurement result on a wiring board having a conventional structure.
FIG. 5 is a sectional view showing a modification of the wiring board shown in FIG. 1;
FIG. 6 is a sectional view showing another embodiment of the wiring board of the present invention.
FIG. 7 is a view showing an X-ray diffraction result of an intermediate layer formed according to Example 1.
[Explanation of symbols]
1 ...... nitride

ceramic substrate

2, 12 ...... Ti ₂ N

intermediate layer

3, 13 ...... thin film conductor layers 4, 14 ...... wiring consisting mainly of substrate 5 ...... oxide ceramic substrate 11 ... semiconductor substrate

Claims

セラミックス基板と、前記セラミックス基板上にＭ₂Ｎ（ただし、ＭはＴｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも1種の元素を示す）を主体とする中間層を介して設けられた、Ａｕ薄膜導体層とを具備することを特徴とする配線基板。A ceramic substrate, M ₂ N (provided that, M is Ti, at least one element selected from Zr and Hf) in the ceramic substrate is provided via an intermediate layer mainly composed of, Au thin film conductor And a wiring board.

基板上に、Ｍ元素（ただし、ＭはＴｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも1種の元素を示す）の薄膜を形成した後に熱処理を施して、Ｍ₂Ｎを主体とする中間層を形成する工程と、
前記Ｍ₂Ｎを主体とする中間層上に、Ａｕ薄膜導体層を形成する工程と
を具備することを特徴とする配線基板の製造方法。After forming a thin film of an M element (where M represents at least one element selected from Ti, Zr and Hf) on a substrate, a heat treatment is performed to form an intermediate layer mainly composed of M ₂ N. Process and
Forming a Au thin-film conductor layer on the intermediate layer mainly composed of M ₂ N.

請求項２記載の配線基板の製造方法において、
前記Ｍ元素の薄膜に800K以上の温度で熱処理を施すことを特徴とする配線基板の製造方法。The method for manufacturing a wiring board according to claim 2 ,
A method for manufacturing a wiring board, wherein a heat treatment is performed on the thin film of the element M at a temperature of 800 K or more.

基板上に、Ｍ金属膜（ただし、ＭはＴｉ、ＺｒおよびＨｆから選ばれる少なくとも1種の元素を示す）を介して、あるいは直接Ｍ₂Ｎ薄膜からなる中間層を形成する工程と、
前記中間層上にＡｕ薄膜導体層を形成する工程と
を具備することを特徴とする配線基板の製造方法。Forming an intermediate layer of an M ₂ N thin film on the substrate via an M metal film (where M represents at least one element selected from Ti, Zr and Hf), or
Forming a Au thin-film conductor layer on the intermediate layer.