JP4081299B2 - ガラスセラミック焼結体および配線基板 - Google Patents
ガラスセラミック焼結体および配線基板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4081299B2 JP4081299B2 JP2002149243A JP2002149243A JP4081299B2 JP 4081299 B2 JP4081299 B2 JP 4081299B2 JP 2002149243 A JP2002149243 A JP 2002149243A JP 2002149243 A JP2002149243 A JP 2002149243A JP 4081299 B2 JP4081299 B2 JP 4081299B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- sintered body
- glass
- ceramic sintered
- crystal
- crystal phase
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L2224/00—Indexing scheme for arrangements for connecting or disconnecting semiconductor or solid-state bodies and methods related thereto as covered by H01L24/00
- H01L2224/01—Means for bonding being attached to, or being formed on, the surface to be connected, e.g. chip-to-package, die-attach, "first-level" interconnects; Manufacturing methods related thereto
- H01L2224/42—Wire connectors; Manufacturing methods related thereto
- H01L2224/47—Structure, shape, material or disposition of the wire connectors after the connecting process
- H01L2224/48—Structure, shape, material or disposition of the wire connectors after the connecting process of an individual wire connector
- H01L2224/4805—Shape
- H01L2224/4809—Loop shape
- H01L2224/48091—Arched
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L2224/00—Indexing scheme for arrangements for connecting or disconnecting semiconductor or solid-state bodies and methods related thereto as covered by H01L24/00
- H01L2224/01—Means for bonding being attached to, or being formed on, the surface to be connected, e.g. chip-to-package, die-attach, "first-level" interconnects; Manufacturing methods related thereto
- H01L2224/42—Wire connectors; Manufacturing methods related thereto
- H01L2224/47—Structure, shape, material or disposition of the wire connectors after the connecting process
- H01L2224/48—Structure, shape, material or disposition of the wire connectors after the connecting process of an individual wire connector
- H01L2224/481—Disposition
- H01L2224/48151—Connecting between a semiconductor or solid-state body and an item not being a semiconductor or solid-state body, e.g. chip-to-substrate, chip-to-passive
- H01L2224/48221—Connecting between a semiconductor or solid-state body and an item not being a semiconductor or solid-state body, e.g. chip-to-substrate, chip-to-passive the body and the item being stacked
- H01L2224/48225—Connecting between a semiconductor or solid-state body and an item not being a semiconductor or solid-state body, e.g. chip-to-substrate, chip-to-passive the body and the item being stacked the item being non-metallic, e.g. insulating substrate with or without metallisation
- H01L2224/48227—Connecting between a semiconductor or solid-state body and an item not being a semiconductor or solid-state body, e.g. chip-to-substrate, chip-to-passive the body and the item being stacked the item being non-metallic, e.g. insulating substrate with or without metallisation connecting the wire to a bond pad of the item
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L2924/00—Indexing scheme for arrangements or methods for connecting or disconnecting semiconductor or solid-state bodies as covered by H01L24/00
- H01L2924/15—Details of package parts other than the semiconductor or other solid state devices to be connected
- H01L2924/151—Die mounting substrate
- H01L2924/1517—Multilayer substrate
- H01L2924/15172—Fan-out arrangement of the internal vias
- H01L2924/15174—Fan-out arrangement of the internal vias in different layers of the multilayer substrate
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L2924/00—Indexing scheme for arrangements or methods for connecting or disconnecting semiconductor or solid-state bodies as covered by H01L24/00
- H01L2924/15—Details of package parts other than the semiconductor or other solid state devices to be connected
- H01L2924/151—Die mounting substrate
- H01L2924/153—Connection portion
- H01L2924/1531—Connection portion the connection portion being formed only on the surface of the substrate opposite to the die mounting surface
- H01L2924/15311—Connection portion the connection portion being formed only on the surface of the substrate opposite to the die mounting surface being a ball array, e.g. BGA
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L2924/00—Indexing scheme for arrangements or methods for connecting or disconnecting semiconductor or solid-state bodies as covered by H01L24/00
- H01L2924/15—Details of package parts other than the semiconductor or other solid state devices to be connected
- H01L2924/181—Encapsulation
Landscapes
- Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
- Production Of Multi-Layered Print Wiring Board (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、半導体素子収納用パッケージ、多層配線基板等に適用される配線基板等に最適なガラスセラミック焼結体およびその製造方法に関するものであり、また、これを絶縁基板として用いた配線基板に関するものである。
【０００２】
【従来技術】
近年における情報通信技術の急速な発展は、半導体素子等の高速化、大型化をもたらし、これに伴って、このような素子を備えた配線基板では、信号の伝送損失を低減するために、配線層の低抵抗化が求められている。そこで、１０００℃以下での焼成によって緻密化でき、銀、銅または金等の低抵抗金属を主成分とする配線層との同時焼成が可能なガラスセラミックスを絶縁層とする配線基板が提案されている。
【０００３】
例えば、特開平６−３０５７７０号公報では、ＳｉＯ2、Ｂ2Ｏ3、ＣａＯ、ＢａＯ、Ａｌ2Ｏ3、アルカリ金属酸化物（Ｌｉ2Ｏ、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ）、ＭｇＯ、ＺｎＯ、ＴｉＯ2およびＺｒＯ2を含有するガラス粉末に対して、Ａｌ2Ｏ3粉末とセルシアン（ＢａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8）粉末およびアノーサイト粉末を添加したガラスセラミックスが記載され、非酸化性雰囲気中でも焼成でき、低誘電率化できるとともに、絶縁基板の強度を２７００ｋｇ／ｃｍ2（約２６５ＭＰａ）まで高めることができることが記載されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平６−３０５７７０号公報に開示されたガラスセラミック焼結体では、アルミナ質焼結体等の従来の絶縁基板に比べて、上記のように機械的強度が低く、ヤング率に関しても、例えば１００ＧＰａよりも高ヤング率の絶縁基板を得ることが困難である。
【０００５】
従って、例えば、該焼結体を絶縁基板とする半導体素子収納用パッケージでは、金属製のヒートシンクやヒートスプレッダーなどの放熱板、蓋体を用いての気密封止のために必要なリッド、シールリング等の封止用金具、あるいはポッティング剤やアンダーフィル剤などの封止用樹脂等を、絶縁基板表面に接着すると、絶縁基板自体が変形してしまい、半導体素子（チップ）の実装（一次実装）部分に歪が発生したり、最悪の場合には、実装部の破壊やチップの破壊を引き起こす虞れがあった。
また、このような絶縁基板を備えた配線基板をプリント基板等に実装（二次実装）した場合、絶縁基板とプリント基板との熱膨張差に起因した熱応力が発生するが、その際に絶縁基板の強度が低くかつヤング率が低いと、絶縁基板に大きな反りが発生し、絶縁基板自体や端子部にクラックや剥離が生じて電気的な接続信頼性が低下するという問題があった。
【０００６】
また、従来のガラスセラミック焼結体は、破壊靭性が１ＭＰａ・ｍ1/2程度と低く、例えば該焼結体を絶縁基板とする配線基板の輸送中や配線基板を実装する場合など、複数の配線基板同士の衝突や機械との接触等により、絶縁基板の端部に欠けが生じる問題があった。
【０００７】
さらに、従来のガラスセラミック焼結体は、熱伝導率が１Ｗ／ｍＫ程度と低いという欠点も有している。即ち、半導体素子の大型化や高速化は、半導体素子から発生する発熱量の増大をもたらし、その結果、熱伝導率の低いガラスセラミック焼結体を絶縁基板とする配線基板では、熱抵抗が増大したり、機械的信頼性が低下するという問題があった。
【０００８】
また、ガラス成分としてＺｎＯを含有するような上記のガラスセラミック焼結体では、添加されたＺｎＯとＡｌ2Ｏ3によりガラスセラミック焼結体中にＺｎＡｌ2Ｏ4等の結晶相が形成されたとしても、残留ガラス中にＺｎＯが未反応物として残るため耐薬品性が低く、特に、めっき工程において変色が見られ、さらには、このガラスセラミック焼結体からＺｎ成分がめっき液中へ溶出するという問題があった。
【０００９】
従って、本発明は、銀、銅、金等の低抵抗金属との同時焼成が可能であり、高い強度、高いヤング率、高い破壊靭性、高い熱伝導率、かつ高耐薬品性を有するガラスセラミック焼結体、およびかかる焼結体を用いた配線基板を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明のガラスセラミック焼結体は、（ａ）フォルステライト結晶相および／またはエンスタタイト結晶相と、（ｂ）アスペクト比３以上の針状晶を含むセルシアン結晶相と、（ｃ）Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＺｒＯ２、ＡｌＮの群から選ばれる少なくとも１種の結晶相と、を含有してなり、実質的にガーナイト結晶相およびスピネル結晶相を含まず、かつ開気孔率が０．３％以下であることを特徴とするものであり、かかる結晶相を存在せしめ、かつ開気孔率を０．３％以下とすることにより、銀、銅、金等の低抵抗金属との同時焼成が可能であり、高い強度、高いヤング率、高い破壊靭性、高い熱伝導率、かつ高耐薬品性を有するガラスセラミック焼結体となる。
【００１１】
かかる焼結体は、前記結晶相（ａ）および（ｂ）がガラスから析出したものであることが、上記の特性をさらに向上させる上で望ましい。
【００１２】
さらに、この焼結体は、ＰｂＯ、Ａ2Ｏ（Ａ：アルカリ金属）およびＺｎＯの含有量がそれぞれ１質量％以下に抑制されていることがガラスセラミック焼結体の耐薬品性をさらに向上させる上で望ましい。
【００１３】
また、前記結晶相（ｂ）は、六方晶を含有しかつＸ線回折測定においてＩｈｅｘ／Ｉｍｏｎ（式中、Ｉｈｅｘは、六方晶のメインピーク強度を示し、
Ｉｍｏｎは、単斜晶のメインピーク強度を示す。）で表されるメインピーク強度比が３以上であるＸ線回折パターンを示すことによって、針状晶である六方晶を多く析出させて、抗折強度、破壊靭性を向上させることができる。
【００１４】
さらに、この焼結体中の非晶質相が５０質量％以下の量で含有していることが望ましい。このとき、該非晶質中には希土類元素を含有させることにより非晶質相のヤング率を向上させ、焼結体の強度、ヤング率、破壊靭性を向上させることができる。
【００１５】
また、本発明の配線基板は、上記のガラスセラミック焼結体を絶縁基板とし、その表面および／または内部にＣｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ａｌの群から選ばれる少なくとも１種を含有する導体層を形成してなることを特徴とするものであり、前記導体層は、前記混合粉末からなる成形体との同時焼成によって形成することができる。また、この配線基板には、薄膜形成法によって前記セラミック焼結体表面に導体層を形成することもできる。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明のガラスセラミック焼結体は、図１に示すように、少なくとも３種の結晶相（ａ）、（ｂ）、及び（ｃ）を有するものであり、これらの結晶相の粒界に、通常、ガラス粉末に由来する非晶質相（残留ガラス相）Ｇを有する。
【００１７】
（フォルステライト結晶相／エンスタタイト結晶相）
結晶相（ａ）は、フォルステライト結晶相および／またはエンスタタイト結晶相であり、理想的にはＭｇ2ＳｉＯ4、ＭｇＳｉＯ3で表される化学組成を有する。これらの結晶相は単結晶としてのヤング率が高く、これらの結晶相を析出させることにより、ガラスセラミック焼結体のヤング率を高めることができ、その結果、抗折強度を高めることができる。
【００１８】
また、この結晶相（ａ）は平均粒径２μｍ以下であることが好ましい。このような微結晶を焼結体中に分散させることにより、焼結体組織を微細化、緻密化できることから、抗折強度を高めることができる。
【００１９】
本発明において、上述した結晶相（ａ）は、焼成により原料ガラス粉末から析出することが望ましく、これによりガラスの結晶化度を向上させ後述する非晶質相（残留ガラス相）Ｇの含有量を低減させることができ、それに加えて、ガラスセラミック焼結体の焼結性を阻害することなく、即ち前記混合粉末中のガラス粉末の量を減少させることなく、焼結体中の結晶相の含有率を向上させることができることから、開気孔率を低下させると同時に、ヤング率と抗折強度を高めることができる。
【００２０】
結晶相（ｂ）は、セルシアン結晶相であり、理想的にはＢａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8で表される化学組成を有する。
【００２１】
本発明においては、このセルシアン結晶相（ｂ）として、アスペクト比が３以上、好ましくは４以上、さらに好ましくは５以上の針状晶（図１においてｂ１で示す）を含有していることが重要であり、このような針状晶ｂ１を析出させることにより、ガラスセラミック焼結体の破壊靭性と抗折強度を向上させることができる。
【００２２】
尚、針状晶ｂ１のアスペクト比とは、ガラスセラミック焼結体の断面ＳＥＭおよびＥＰＭＡ分析によって観察されるセルシアン（ＢａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8）結晶相（ｂ）のうち、アスペクト比（長径／短径比）が大きいものから１０個を選択したときの平均値を指し、特に針状晶ｂ１は、長径１〜１０μｍ、短径０．１〜２μｍ程度であることが望ましく、特に、クラックの進展を偏向させて破壊靭性と抗折強度を向上する点で、針状晶ｂ１がランダムに分散したものであることが望ましい。
【００２３】
また、セルシアン結晶相（ｂ）としては、針状晶ｂ１以外に、粒状晶（図１においてｂ２で示す）を含んでいてもよい。なお、本発明においては、上記セルシアン結晶相（ｂ）は、針状晶ｂ１でなく板状晶であっても、その効果は同様なものであり何ら差し支えはない。
【００２４】
また、本発明においては、セルシアン結晶相（ｂ）としては、Ｘ線回折測定において下記式：
Ｉｈｅｘ／Ｉｍｏｎ
式中、Ｉｈｅｘは、六方晶のメインピーク強度を示し、
Ｉｍｏｎは、単斜晶のメインピーク強度を示す、
で表されるメインピーク強度比が、３以上、好ましくは５以上、最も好適には７以上のＸ線回折パターンを示すことが、焼結体の破壊靭性、抗折強度を向上できる点で望ましい。即ち、六方晶は、上記の針状晶ｂ１を形成し、単斜晶は、上記の粒状晶ｂ２を形成する。従って、メインピーク強度比が上記範囲内であるときは、針状晶ｂ１が多く析出しており、この結果、焼結体の破壊靭性、抗折強度が向上するわけである。
【００２５】
尚、六方晶とは、ＪＣＰＤＳカード２８−０１２４の結晶相を示し、単斜晶とは、同３８−１４５０の結晶相を示す。
【００２６】
また、六方晶及び単斜晶のメインピークとは、Ｘ線回折図において、これら結晶相の最も強度の高いピークを意味し、六方晶のメインピークは、ｄ値が３．９００のピークに対応し、単斜晶のメインピークは、ｄ値が３．３５５のピークに対応する。従って、上記のピーク強度比は、Ｉ（ｄ＝３．９００）／Ｉ（ｄ＝３．３５５）として算出される。
【００２７】
更に、上述したセルシアン結晶相（ｂ）も、結晶相（ａ）と同様、焼成によって原料ガラスから析出することが好ましく、これにより、ガラスセラミック焼結体の結晶化度が高められ、非晶質相（残留ガラス相）Ｇの含有量を少なくし、かつ焼結性を阻害することなく、ガラスセラミック焼結体中の結晶相の含有率を向上させることができる。このため開気孔率を低下させると同時にヤング率と抗折強度を高めることができる。
【００２８】
また結晶相（ｃ）は、ガラス粉末と混合されるセラミック粉末に起因するセラミック結晶相であることが望ましい。特に、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＺｒＯ2、ＡｌＮの群から選ばれる結晶相である。かかるセラミック結晶相（ｃ）は、ガラスセラミック焼結体のヤング率を向上させると同時に、抗折強度を向上させるための成分であり、同時に誘電率や熱膨張係数を任意の値に調整するためにも有用である。この結晶相（ｃ）は、通常、粒状晶として存在するが、さらには針状晶や板状晶であることが好ましく、これによって、さらに焼結体の破壊靭性、抗折強度を向上させることができる。
【００２９】
尚、かかる結晶相（ｃ）は、上記の酸化物あるいは窒化物の１種或いは２種以上から形成されるものであるが、特にヤング率を向上させ、かつ焼結性が良好で開気孔率を特に低減できる点において少なくともＡｌ2Ｏ3結晶相を含有していることが好ましい。また、特に熱伝導率を向上させる点においてはＡｌＮ結晶相を含有することが望ましい。
【００３０】
また、上記の結晶相（ｃ）は、焼結体中に、１０〜８０質量％、特に１５〜７０質量％、さらに２０〜６０質量％の量で含まれていることが望ましい。
【００３１】
また、本発明のガラスセラミック焼結体の優れた特性が損なわれない限り、上述した各結晶相以外の他の結晶相、例えば、ＣａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8、ＳｒＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8、Ｃａ2ＭｇＳｉ2Ｏ7、Ｓｒ2ＭｇＳｉ2Ｏ7、Ｂａ2ＭｇＳｉ2Ｏ7、ＺｒＳｉＯ4、ＣａＭｇＳｉ2Ｏ6、ＣａＳｉＯ3、ＳｒＳｉＯ3、ＢａＳｉＯ3等が存在していてもよい。例えば、このような他の結晶相は、総量で４０質量％以下、好ましくは３０質量％以下、最も好ましくは２０質量％以下の範囲で焼結体中に含有していてもよい。
【００３２】
そして、本発明のガラスセラミック焼結体では、前記結晶相（ａ）、（ｂ）以外には実質的にガーナイト結晶相（ＺｎＡｌ2Ｏ4）および／またはスピネル結晶相（ＭｇＡｌ2Ｏ4）を含まないことが、ガラスセラミック焼結体の抗折強度をさらに高める上で望ましい。
【００３３】
これは、ガーナイト結晶相、スピネル結晶相がガラスセラミック焼結体中に析出すると、これらガーナイトおよびスピネル結晶相は、結晶相（ａ）よりもより低温で析出するため、前記結晶相（ａ）の析出が阻害されるとともに、焼結に寄与するガラス量が実質的に減少してしまう結果、結晶相（ｃ）の含有量、即ち、セラミック粉末の量が減少してしまい、ヤング率、抗折強度および熱伝導率の低下を招く恐れがあるためである。
【００３４】
また、本発明のガラスセラミック焼結体は、ガラス粉末とセラミック粉末との混合粉末からなる成形体を焼成することにより得られるものであるが、通常、図１に示すように、非晶質相（残留ガラス相）Ｇを含有している。ガラスセラミック焼結体のヤング率を向上させるためには非晶質相Ｇは少ない方が望ましく、例えば、ガラスセラミック焼結体中の非晶質相Ｇの含有量は、５０質量％以下、特に３０質量％以下、さらに２０質量％以下、さらには１０質量％以下であることが好ましく、非晶質相Ｇは、実質上、ガラスセラミック焼結体中に存在しなくてもよい。なお、ガラスセラミック焼結体中の各結晶相（ａ）、（ｂ）、（ｃ）および非晶質相Ｇの含有量は、焼結体のＸ線回折測定の結果からリートベルト法によって求められる。
【００３５】
本発明のガラスセラミック焼結体は、上述した結晶相（ａ）、（ｂ）及び（ｃ）を必須成分として含有し、析出した結晶相の種類に応じた化学組成を有している。
【００３６】
例えば、該ガラスセラミック焼結体全体の好適な化学組成は、以下の通りである。
【００３７】
ＳｉＯ2 ： ２〜８８質量％、特に４．５〜８０．５質量％
Ａｌ2Ｏ3 ： ０．２〜８６質量％、特に０．９〜７７．５質量％
ＢａＯ ： ２〜３６質量％、特に４．５〜２７．８質量％
Ｒｅ2Ｏ3 ： ０．２〜１８質量％、特に０．９〜１１．３質量％
ＭｇＯ ： ０．６〜２２．５質量％、特に１．５〜１５質量％
Ｂ2Ｏ3 ： ０〜２７質量％、特に０〜１５質量％
ＺｒＯ2 ： ０〜８２質量％、特に０〜７１．５質量％
ＣａＯおよび／またはＳｒＯ：０〜１８重量％、特に０〜１１．２質量％
ＳｎＯ2およびＴｉＯ2の群から選ばれる少なくとも１種：０〜８質量％、特に０〜３．８質量％
ここで、そして、本発明のおいて、Ｒｅ2Ｏ3とはＹ2Ｏ3および希土類元素酸化物のうち少なくとも１種を表すものである。
【００３８】
また、ガラスセラミック焼結体中には、ガラス粉末やセラミック粉末中に含まれる不純物成分に関連して、ＰｂＯ、Ａ2Ｏ（Ａ：Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、Ｒｂのアルカリ金属）、およびＺｎＯなどの金属酸化物が含まれるが、耐環境性、耐薬品性、吸湿性等の点で、これらの金属酸化物の含有量は、それぞれ１質量％以下、特に０．１質量％以下に抑制されていることが好ましく、さらに、ＺｎＯは上記結晶相（ｂ）において、前述のように抗折強度の低下要因となる単斜晶の析出を促進する働きがあり、抗折強度を低下させてしまう。このような成分の含有量の調整は、用いるガラス粉末やセラミック粉末から不純物成分を除去することにより行なうことができる。
【００３９】
そして、上述した本発明のガラスセラミック焼結体は、結晶相（ａ）〜（ｃ）が析出していることに関連して、開気孔率が０．３％以下、特に０．２５％以下、更には０．２％以下と低く、極めて緻密であり、抗折強度は、２８０ＭＰａ以上、特に３００ＭＰａ以上、更には３２０ＭＰａ以上と極めて高く、ヤング率は１００ＧＰａ以上、特に１２０ＧＰａ以上、さらには１４０ＧＰａ以上と極めて高く、破壊靭性は、１．５ＭＰａ・ｍ1/2以上、特に１．８ＭＰａ・ｍ1/2以上、更には２．０ＭＰａ・ｍ1/2以上と高く、また熱伝導率が２Ｗ／ｍＫ以上、特に２．５Ｗ／ｍＫ以上、更には３Ｗ／ｍＫ以上と高い値を示し、極めて優れた機械的および熱的特性を得ることができる。
【００４０】
上述した本発明のガラスセラミック焼結体は、ガラス粉末とセラミック粉末とを混合して混合粉末を調製し、この混合粉末を適当なバインダを用いて所定形状に成形し、脱バインダの後に焼成することにより製造されるものである。
【００４１】
ここで、混合粉末中に含まれるガラス粉末量は２０〜９０質量％であることが開気孔率を低下させガラスセラミック焼結体の焼結性を高める上で望ましい。
【００４２】
ガラス粉末の好適な組成は、以下の通りである。
【００４３】
ＳｉＯ2 ： １０〜４０質量％、特に１５〜３５質量％
Ａｌ2Ｏ3 ： １〜３０質量％、特に３〜２５質量％
ＭｇＯ ： ３〜２５質量％、特に５〜２０質量％
ＢａＯ ： １０〜４０質量％、特に１５〜３７質量％
Ｒｅ2Ｏ3 ： １〜２０質量％、特に３〜１５質量％
Ｂ2Ｏ3 ： ０〜３０質量％、特に０〜２０質量％
ＣａＯおよび／あるいはＳｒＯ：０〜２０質量％、特に０〜１５質量％
ＺｒＯ2、ＳｎＯ2およびＴｉＯ2の群から選ばれる少なくとも１種：０〜１０質量％、特に０〜５質量％
即ち、上記ガラス粉末において、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＢａＯの含有量が上記範囲を逸脱すると、ガラスセラミック焼結体の開気孔率が０．３％を越え、または上述した特定の結晶相（ａ）及び（ｂ）を析出させることが困難となり、ガラスセラミック焼結体のヤング率が低下し、抗折強度等の機械的特性や熱伝導率等の熱的特性も低下する傾向がある。
【００４４】
ここで、ＳｉＯ2はガラスのネットワークフォーマーであり、その含有量が上記範囲よりも少ないとガラス粉末の製造が困難となる。また、ＳｉＯ2およびＡｌ2Ｏ3の含有量が上記範囲よりも少ないと、ガラスの軟化点低下により焼成時の脱バインダ性が悪くなり、上記範囲よりも多いと、１０００℃以下の焼成にて焼結体の開気孔率が大きくなるおそれがある。
【００４５】
また、Ａｌ2Ｏ3は、上記結晶相（ｂ）の析出を促進させることができるとともに非晶質相中に残留することにより非晶質相のヤング率を向上させることができる。
【００４６】
また、ＢａＯの含有量が上記範囲よりも少ないと、上記結晶相（ｂ）の析出量が不充分となると同時に、軟化点が高くなりすぎて１０００℃以下の焼成にて焼結体の開気孔率が大きくなり、さらにセラミック粉末（フィラー成分）の添加可能な量が減じ、ヤング率、抗折強度および熱伝導率が低下する。逆に多いと、ガラスの軟化点が低下して焼成時の脱バインダ性が悪くなるとともに、開気孔率が大きくなるおそれがある。
【００４７】
また、ＭｇＯには上記結晶相（ｂ）において、前述の様に抗折強度の低下要因となる単斜晶の析出を抑制する働きがあり、抗折強度を向上させる効果がある。ここで、ＭｇＯの含有量が上記範囲よりも少ないと、上記単斜晶の結晶相（ｂ）の析出抑制効果が不充分となり、かつ上記結晶相（ａ）が析出せず焼結体のヤング率、抗折強度が低下する。逆に、上記範囲よりも多いと、ガラスの軟化点が高くなりすぎて１０００℃以下の焼成にて焼結体の開気孔率が大きくなり、さらにセラミック粉末（フィラー成分）の添加可能な量が減じ、ヤング率、抗折強度および熱伝導率が低下する。
【００４８】
さらに、Ｒｅ2Ｏ3は、ガラスの軟化点を上昇させる働きとガラス粉末に由来する非晶質相（残留ガラス相）Ｇのヤング率を向上させる働きを有している。例えば、本発明のガラスセラミック焼結体を、耐マイグレーション性に優れた銅を配線層として備えた配線基板の絶縁基板として用いる場合、非酸化性雰囲気中での脱バインダを可能とするために、ガラス粉末のガラス転移点（Ｔｇ）を５５０℃〜８５０℃、特に６００〜８５０℃、最適には６５０〜８００℃に高める必要がある。
【００４９】
ところが、ガラス転移点を高温としたガラス粉末を用いると、フィラー成分である結晶相（ｃ）の含有量が不足し、絶縁基板（ガラスセラミック焼結体により構成される）の抗折強度が低下する傾向がある。しかるに、上記Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、Ｒｅ2Ｏ3、を含有するガラス粉末を用いることにより、残留ガラス相Ｇのヤング率が向上するため、抗折強度の低下を有効に防止することができ、特にＲｅ2Ｏ3はその効果が非常に高い。そしてＲｅ2Ｏ3の中でもＹ2Ｏ3が特に望ましい。
【００５０】
また、Ｒｅ2Ｏ3は、結晶化剤としての機能をも有しており、Ｒｅ2Ｏ3を含有するガラスでは、結晶相（ａ）、（ｂ）のガラス中からの析出を促進させ、これら結晶相の含有量を増大させることができる。即ち、ガラス粉末中のＲｅ2Ｏ3含量の調整により、焼結体中に析出する結晶相（ａ）及び結晶相（ｂ）の量を調整することができる。本発明において、かかるガラス粉末中のＲｅ2Ｏ3含有量が前述した範囲よりも少ないと、上述した高強度化効果が不十分となり、また前述した範囲よりも多いと、軟化点が高くなりすぎて１０００℃以下の焼成にて焼結体の開気孔率が大きくなり０．３％を超えてしまう。
【００５１】
また、ガラス原料中に任意成分として含まれるＢ2Ｏ3もまた、ガラスのネットワークフォーマーであり、ガラス粉末の作製を容易にすると同時に、軟化点を低下させる効果があり、目的に合わせてその含有量を調整することができる。しかしながら、その含有量が３０質量％を超えると、焼結体の耐薬品性が極端に悪化する。
【００５２】
また、他の任意成分として含まれるＣａＯやＳｒＯは、ガラス粉末の軟化挙動を制御する作用を有しており、しかも、ＣａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8結晶相、ＳｒＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8結晶相、Ｃａ2ＭｇＳｉ2Ｏ7結晶相、Ｓｒ2ＭｇＳｉ2Ｏ7結晶相等の他の結晶相をガラス粉末中から析出させる作用をも有している。したがって、このような成分を含有するガラス粉末を用いることは、焼結体の抗折強度や誘電率、熱膨張係数等を制御する上で有効である。しかし、その含有量が２０重量％を超えると、上記結晶相（ａ）、（ｂ）の生成を阻害し、ガラスセラミック焼結体のヤング率、破壊靭性、抗折強度が低下する。
【００５３】
さらに、他の任意成分として含まれるＺｒＯ2、ＳｎＯ2およびＴｉＯ2の群から選ばれる少なくとも１種は、上述した特定の結晶相（ａ）や（ｂ）の析出を促進する効果がある。しかし、その含有量が１０質量％よりも多いと、軟化点が高くなりすぎて１０００℃以下の焼成にて焼結体の開気孔率が大きくなり０．３％を超えてしまう。
【００５４】
本発明において、上述したガラス粉末は導体層に金あるいは銀を用いる場合には、大気中にて焼成できるため、そのガラス転移点は５００℃〜８５０℃、特に５５０〜８５０℃、最適には６００〜８００℃であること好ましく、一方導体層に銅を用いる場合には、そのガラス転移点は５５０℃〜８５０℃、特に６００〜８５０℃、最適には６５０〜８００℃であることが好ましい。
【００５５】
この場合、ガラス転移点が上記範囲よりも低いと、ガラスセラミック焼結体の収縮開始温度が低くなりすぎてしまい、脱バインダが終了しないうちにガラスセラミック焼結体が収縮する結果脱バインダが十分に行われず、磁器特性の悪化をひきおこす恐れがある。
【００５６】
一方、ガラス粉末のガラス転移点が８５０℃よりも高いと、１０００℃以下の温度での焼成によっては、緻密な焼結体を得ることが困難となり、その開気孔率は０．３％よりも高くなってしまう。
【００５７】
ここで、導体層に用いる金属材料よりガラス転移点の範囲が異なる理由としては、導体層に銅を用いる場合には、銅の酸化を抑制するためにＮ2等の非酸化性雰囲気中で焼成する必要があり、例えば脱バインダのための熱処理も非酸化性雰囲気で行なわれる。そのため、脱バインダに必要な温度も大気中と比較してより高温が要求される結果、より高いガラス転移点を有したガラス粉末を用いる必要がある。
【００５８】
そこで、上述した様にＹ2Ｏ3は軟化点の上昇、即ちガラス転移点の上昇と、ヤング率、抗折強度の向上を同時に達成できるため、特に銅を導体層とする場合において極めて有効である。
【００５９】
また、上述したガラス粉末中のＰｂＯ含有量、Ａ2Ｏ含有量（Ａ：アルカリ金属）およびＺｎＯ含有量は、既に述べた通り、環境保全、耐環境性、耐薬品性、吸湿性等の点で、それぞれ１質量％以下、特に０．１質量％以下に抑制されていることが好ましく、特に、ＺｎＯは焼結体中に残留すると抗折強度等の機械的特性を低下させてしまう。
【００６０】
また、本発明においては、上述したガラス粉末に混合するセラミック粉末（フィラー成分）としては、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＺｒＯ2、ＡｌＮの群から選ばれる少なくとも１種が使用される。即ち、これらのセラミック粉末は、前述した結晶相（ｃ）を焼結体中に存在せしめるために使用される。本発明において、これらのセラミック粉末としては、前述したガラス粉末との濡れ性がよく、１０００℃以下の低温での焼結性が良好であるという点で、特にＡｌ2Ｏ3粉末が好適であり、特に高い抗折強度を得ることができる。
【００６１】
そして、上記のセラミック結晶相（ｃ）は、焼結体中に、１０〜８０質量％、特に１５〜７０質量％、さらに２０〜６０質量％の量で含まれていることが望ましい。
【００６２】
本発明においては、前述したガラス粉末とセラミック粉末とを混合し、所望により適当な溶媒を加えて粉砕し、両者が均一に分散した混合粉末を調製する。
【００６３】
このような混合粉末の調製においては、ガラス粉末とセラミック粉末とを、２０：８０乃至９０：１０、好ましくは３０：７０乃至８５：１５、最も好適には、４０：６０乃至８０：２０の質量比で用いるのがよい。
【００６４】
即ち、セラミック粉末の添加量が上記範囲よりも少ないと、焼結体のヤング率、強度、熱伝導率が低下し、その添加量が上記範囲よりも多いと、１０００℃以下の焼成によっては焼結体の開気孔率を、例えば０．３％以下に低減することができず、緻密な焼結体を得ることが困難となる。
【００６５】
さらに、本発明においては、ガラス粉末と特定のセラミック粉末との混合比が上述した量比を満足しており、且つガラスセラミック焼結体のヤング率、強度、熱伝導率等の特性が損なわれない限りにおいて、上記以外の他のセラミック粉末、例えばＣａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8、ＳｒＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8、Ｃａ2ＭｇＳｉ2Ｏ7、Ｓｒ2ＭｇＳｉ2Ｏ7、Ｂａ2ＭｇＳｉ2Ｏ7、ＺｒＳｉＯ4、ＣａＭｇＳｉ2Ｏ6、ＣａＳｉＯ3、ＳｒＳｉＯ3、ＢａＳｉＯ3等を混合することもできる。これらは、前述した他の結晶相として、存在するものである。
【００６６】
本発明のガラスセラミック焼結体は以下のようにして製造される。
【００６７】
まず、上記のようにして調製された混合粉末に対し、所望により、有機バインダ、可塑剤、溶媒、分散剤等を添加、混合してスラリー（成形用スラリー）を調製し、それ自体公知の成形法、例えば、ドクターブレード法、カレンダーロール法、圧延法、プレス成形、押出形成、射出成形、鋳込み成形、テープ成形等によって所定形状の成形体を作成する。
【００６８】
上記で得られた成形体を、４５０〜７５０℃で脱バインダ処理した後、酸化性雰囲気あるいは非酸化雰囲気中、１０００℃以下、好ましくは７００〜１０００℃、さらに好ましくは８００〜９５０℃の温度で焼成することにより、本発明のガラスセラミック焼結体が得られる。
【００６９】
なお、ガラスセラミック焼結体中に上述した特定の結晶相（ａ）、（ｂ）を析出させるため、また、焼結体の開気孔率を低減するためには、脱バインダ処理後の昇温速度を２０℃／時間以上とすることが望ましく、また、焼成温度での保持時間を０．２〜１０時間、特に０．５〜５時間、最適には０．５〜２時間とすることが望ましい。
【００７０】
上述したガラスセラミック焼結体は、各種配線基板中の絶縁基板として極めて有用である。図２には、このような配線基板として代表的な半導体素子収納用パッケージを例にとって、その概略断面図を示した。
【００７１】
図２において、このパッケージＡは、複数の絶縁層１ａ〜１ｄからなる絶縁基板１を備えており、この絶縁基板１の表面及び内部には、銀、銅、金等の低抵抗金属から成る導体層２が形成されている。また、上記の導体層２を電気的に接続するためのビアホール導体３が、絶縁層１ａ〜１ｄを貫通するように形成されている。このビアホール導体３は、銀、銅、金等の低抵抗金属を含有している。さらに、パッケージＡの下面には複数の接続用電極４が配列されており、この接続用電極４は、プリント基板等の外部回路基板Ｂの接続用電極４Ｂと接続されている。
【００７２】
絶縁基板１の上面中央部には、半導体素子等のデバイス５がガラス、アンダーフィル剤等の接着剤（図示せず）を介して接着固定され、このデバイス５の表面はポッティング剤等からなる封止樹脂７により封止されている。デバイス５は配線層２とワイヤボンディング６等を介して電気的に接続され、従って、デバイス５と、絶縁基板１の下面に形成された複数の接続用電極４とは、導体層２およびビアホール導体３を介して電気的に接続されている。
【００７３】
本発明においては、絶縁基板１を、上述したガラスセラミック焼結体から形成することにより、絶縁基板１の抗折強度等の機械的特性および熱伝導率を高めることができるとともに、絶縁基板１の耐薬品性、特に、めっき工程における変色や成分の溶出を抑制することができるために、パッケージＡの外観不良の発生を防止できる
また、デバイス５に発生する熱が効率よく放熱されるため、絶縁基板１の温度上昇が有効に抑制され、デバイス５の誤作動を防止することができる。
【００７４】
また、絶縁基板１は、１０００℃以下の低温焼成によって作成することができるため、銀、銅または金のうちの少なくとも１種の低抵抗金属を特に主成分とする低抵抗導体を用いての同時焼成により導体層２を形成することができる。従って、配線層２を低抵抗化でき、信号の遅延を小さくできる。
【００７５】
なお、図２においては、デバイス５はワイヤボンディング６を介して導体層２と接続されているが、デバイス５を半田等により、絶縁基板１表面の導体層２に直接接続することもできる。更に封止樹脂７を用いず、絶縁基板１の表面にキャビティを形成してデバイス５を収納し、封止金具（図示せず。）等を用い、蓋体によってデバイス５が収納されたキャビティを封止することもできる。
【００７６】
また、本発明のガラスセラミック焼結体から成る絶縁基板１はヤング率が１００ＧＰａ以上と高い。従って、この絶縁基板１に封止金具、封止樹脂等を接着しても絶縁基板１が大きく反ることなく、半導体素子の実装（一次実装）部分に歪みが発生することなく、また、接続用電極４に応力が集中して接続用電極４、４Ｂ（二次実装部分）にクラックや剥離が生じることなく実装信頼性を高めることができる。
【００７７】
上記パッケージのような配線基板は、前述した低温焼成セラミック焼結体を製造するのと同様にして製造することができる。即ち、前述したガラス粉末とセラミック粉末とを一定の量比で混合した混合粉末を用いて成形用スラリーを調製し、この成形用スラリーを用いて、例えば厚みが５０〜５００μｍのセラミックグリーンシート（絶縁層１ａ〜１ｄ用のシート）を成形する。
【００７８】
このグリーンシートの所定位置にスルーホールを形成し、このスルーホール内に、銅や銀、金等の低抵抗金属を含有する導体ペーストを充填する。また、表面に導体層２が形成される絶縁層に対応するグリーンシートの表面には、上記の導体ペーストを用いて、スクリーン印刷法、グラビア印刷法などの公知の印刷手法を用いて導体層２の厚みが５〜３０μｍとなるように、配線パターンを印刷塗布する。
【００７９】
そして、上記のようにして作成された複数のグリーンシートを位置合わせして積層圧着し、次いで、酸化性雰囲気中、低酸化性或いは非酸化性雰囲気中にて４５０〜７５０℃の温度にて脱バインダ処理した後、１０００℃以下の酸化性雰囲気または非酸化性雰囲気で焼成することにより、配線層２を備えた絶縁基板１が作製される。
【００８０】
なお、脱バインダ雰囲気或いは焼成雰囲気は、用いる低抵抗金属の種類に応じて適宜決定され、例えば、銅等の酸化性雰囲気中での焼成によって酸化する金属を用いる場合には非酸化性雰囲気中にて脱バインダ或いは焼成が行なわれる。
【００８１】
上記のようにして形成された絶縁基板１の表面に、半導体素子等のデバイス５を搭載し、配線層２と信号の伝達が可能なように接続される。先にも述べた通り、配線層２上にデバイス５を直接搭載させて両者を接続することもできるし、あるいはワイヤボンディング６を用いてデバイス５と絶縁基板１表面の配線層２とを接続させることもできる。また、フリップチップなどにより、両者を接続することも可能である。
【００８２】
さらに、デバイス５が搭載された絶縁基板１表面に、封止樹脂７を塗布して硬化させるか、絶縁基板１と同種の絶縁材料や、その他の絶縁材料、あるいは放熱性が良好な金属等からなる蓋体をガラス、樹脂、ロウ材等の接着剤により接合することにより、デバイス５を気密に封止することができ、これによりパッケージＡを作製することができる。
【００８３】
このように、本発明のガラスセラミック焼結体は、１０００℃以下の低温での焼成により製造することができるため、かかる焼結体を絶縁基板材料として用いることにより、Ｃｕ、Ａｇ、およびＡｕ等の低抵抗導体との同時焼成により、これら低抵抗導体から成る配線層と絶縁基板とを一挙に製造することができ、各種配線基板の生産効率を高めることができる。
【００８４】
また、図２の例では、低抵抗導体を含むペーストを絶縁層形成用のセラミックグリーンシートに塗布しての同時焼成により絶縁基板１及び導体層２が形成された例を示したが、絶縁基板１が本発明の低温焼成セラミック焼結体により形成されている場合には、特に絶縁基板１の表面に、所謂薄膜形成法を利用して、微細な配線層（例えば、配線層幅が７５μｍ以下、配線層間隔が７５μｍ以下、配線層厚みが１〜１０μｍ）を、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ及びＡｌの低抵抗導体により高精度で形成することができる。
【００８５】
即ち、図２の絶縁基板１を例にとって説明すると、前述した方法により、内部にビアホール導体３を備えた絶縁基板１を製造する。この絶縁基板１は、１つの絶縁層から形成されていてもよいし、また内部に前述した配線層２が同時焼成により形成されていてもよい。かかる絶縁基板１の表面に、スパッタリング、イオンプレーティング、真空蒸着等の薄膜形成法により、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ及びＡｌの低抵抗導体から成る薄膜金属層を形成する。次いで、レジスト塗布、所定パターンのマスクを用いての露光、エッチングによる不要部金属層の除去及びレジスト除去により、上記のような微細なパターンの配線層を絶縁基板１の表面に形成することができる。
【００８６】
本発明のガラスセラミック焼結体は、開気孔率が０．３％以下と低いためボイドが少なく表面平滑性が良好であるため、かかる焼結体から成る絶縁基板１の表面に、上記のような薄膜形成法を利用して微細なパターンの配線層を位置ズレ等の不都合を生じることなく高精度で形成することができる。また、薄膜形成法によって絶縁基板１の表面に薄膜金属層を形成するに先だっては、基板１の表面を、表面粗さＲａ（ＪＩＳ Ｂ０６０１）が０．１μｍ以下、特に０．０５μｍ以下の平滑面にしておくことが望ましいが、本発明の低温焼成セラミック焼結体から成る絶縁基板１は、表面平滑性に優れており、例えばその焼き肌面の表面粗さＲａは、１．０μｍ以下、特に０．５μｍ以下である。従って、上記の研磨加工を短時間で容易に行なうことができ、この点でも本発明は有利である。
【００８７】
また、本発明のガラスセラミック焼結体は、強度等の機械的特性にも優れているため、上記のような絶縁基板１の厚みを０．５ｍｍ以下、特に０．４ｍｍ以下、更には０．２ｍｍ以下とすることもでき、薄型で且つ機械的信頼性の高い配線基板の製造にも有用である。
【００８８】
【実施例】
実施例１
表１に示す組成およびガラス転移点を有する８種のガラス粉末（平均粒径は何れも２μｍ）と表２に示す６種のセラミック粉末（平均粒径はＡｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2が２μｍ、ＺｒＯ2が０．８μｍ、ＡｌＮが５μｍ、コーディエライト、ＣａＳｉＯ3が２μｍ）を準備した。
【００８９】
そして、上記ガラス粉末とセラミック粉末を用いて、表２の組成に従い混合し、この混合物に有機バインダ、可塑剤、トルエンを添加し、スラリーを調製した後、このスラリーを用いてドクターブレード法により厚さ３００μｍのシート状成形体を作製した。さらに、このシート状成形体を所望の厚さになるように複数枚積層し、６０℃の温度で１０ＭＰａの圧力を加えて熱圧着した。
【００９０】
得られた積層体を大気中、５００℃で脱バインダ処理した後、２００℃／時間で昇温して、大気中で表１の条件にて焼成してセラミック焼結体を得た。
【００９１】
次に、得られたセラミック焼結体について、アルキメデス法により開気孔率を測定した。また、このセラミック焼結体を３ｍｍ×４ｍｍ×５０ｍｍに加工し、オートグラフを用いてＪＩＳ Ｒ−１６０１に基づく３点曲げ強度を測定した。また、超音波パルス法にてヤング率を測定した。さらに、このセラミック焼結体を鏡面研磨し、ＩＦ法にて破壊靭性を測定した。さらに、このセラミック焼結体をφ１０ｍｍ、厚さ１．５ｍｍに加工し、レーザーフラッシュ法にて熱伝導率を測定した。結果を表２に示した。
【００９２】
さらに、調製したガラスセラミック焼結体を粉砕し、結晶相をＸ線回折測定から同定し、ピーク強度の大きさを比較した。
【００９３】
また、ＢａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8結晶相に関しては、六方晶のメインピークをｄ＝３．９００とし、単斜晶のメインピークをｄ＝３．３５５として、ピーク強度比Ｉ（ｄ＝３．９００）／Ｉ（ｄ＝３．３５５）を算出した。尚、本発明では、バックグラウンドよりも高いピークが出現している場合に結晶相が存在していると判定した。
【００９４】
さらに、セラミック焼結体を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真からＢａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8結晶相（針状晶）のアスペクト比を算出した。これらの結果を表２に示した。
【００９５】
さらに、耐薬品性の評価として、作製したガラスセラミック焼結体を直径２０ｍｍ、厚さ１．５ｍｍの円板状に加工し、配線基板に対して行うめっき（ＮｉおよびＡｕ）の処理を施し、変色の有無とその重量減少を評価した。この場合、目視検査において変色の無いもの、および重量減少が１０ｍｇ以下を良とした。
【００９６】
一方、比較例として表１に示したガラスＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅに代わり、表１示すガラスＦ、ガラスＧ、およびガラスＨを用いて同様に評価を行った。さらに、セラミック粉末として上記結晶相（ｃ）に代わり、コーディエライト、ＣａＳｉＯ3を用いて同様の評価を行った。結果は表１、２に示す
【００９７】
【表１】
【００９８】
【表２】
【００９９】
【表３】
【０１００】
表１、２および３の結果から明らかなように、前述した結晶相（ａ）〜（ｃ）に相当する結晶相が析出し、かつセルシアン結晶相（ｂ）（ＢａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8結晶相）が少なくともアスペクト比が３以上の針状晶を含む試料Ｎｏ．１〜４、６〜１８、２１〜２３、２５〜２６では、Ｘ線回折測定における六方晶（ｈｅｘ．）と単斜晶（ｍｏｎ．）とのメインピークの強度比Ｉ（ｈｅｘ．）／Ｉ（ｍｏｎ．）が３以上であり、開気孔率０．３％以下、抗折強度が２８０ＭＰａ以上、熱伝導率が２Ｗ／ｍＫ以上、ヤング率が１００ＧＰａ以上、破壊靭性が１．５ＭＰａ・ｍ1/2以上となり、さらに、めっき試験においても変色がなく、重量減少も８ｍｇ以下であった。
【０１０１】
一方、ガラス粉末の量が、本発明における望ましい範囲である９０重量％よりも多い試料Ｎｏ．２４では、フィラー量が不充分で８００℃以上の焼成によって成分の一部の流失が見られ、焼結体の形状を保持することができず適正な試料の作製が困難であった。また、ガラス粉末の量が、本発明における望ましい範囲である２０重量％よりも少ない試料Ｎｏ．５では、開気孔率が大きくなり、緻密なセラミック焼結体を得ることができなかった。
【０１０２】
また、試料Ｎｏ．１９、２０は、結晶相（ａ）のいずれをも含有しないことから、抗折強度が２８０ＭＰａよりも低く、また、ヤング率も１００ＧＰａより低く、破壊靭性も１．５ＭＰａ・ｍ1/2よりも小さいものであった。
【０１０３】
また、ガラス粉末として所定量の本発明における望ましい組成範囲外にある（特にＭｇＯを含まない）ガラスＦ、Ｇを用いた試料Ｎｏ．２７〜３０では、いずれも開気孔率が０．３％よりも大きくなり、抗折強度が２８０ＭＰａよりも低くかつヤング率が１００ＧＰａよりも低く、破壊靭性が１．５ＭＰａ・ｍ1/2より低く、熱伝導率が２Ｗ／ｍＫより低かった。
【０１０４】
また、ＭｇＯを含んでもＺｎＯを含むガラス粉末（Ｈ）を用いた試料Ｎｏ．３１、３２では、めっき試験において焼結体にガラス粉末（Ｈ）の添加量によって変色の程度は異なるものの、少なくとも重量変化は１１ｍｇ以上であった。
実施例２
実施例１の試料Ｎｏ．１０の試料の原料粉末に対して、アクリル系バインダと可塑剤とトルエンを添加、混合し、ドクターブレード法によって厚み２５０μｍのシート状成形体を作製した。次に、該シート状成形体の所定位置にビアホールを形成し、銅を主成分とする導体ペーストを充填した後、スクリーン印刷法により前記導体ペーストを用いてシート状成形体の表面に配線パターンを形成した。
【０１０５】
そして、前記配線パターンを形成したシート状成形体を位置合わせしながら４枚積層、熱圧着した。この積層体をＮ2／Ｈ2Ｏ雰囲気中、７００℃で脱バインダ処理した後、２００℃／時間で昇温し、Ｎ2／Ｈ2Ｏ雰囲気中、９００℃で１時間焼成して銅を主成分とする配線層を具備する配線基板を作製し、この銅導体層の表面にＮｉ、Ａｕのめっきを行った。
【０１０６】
この場合、得られた配線基板はめっき工程において変色が見られず、まためっき前後における重量変化も殆ど無かった。
【０１０７】
また、得られた配線基板について、半導体素子を実装した後、封止剤を用いて封止したところ反りや変形等を示さず、また、配線層の導通を確認したところ、断線等がなく、低抵抗で良好な導通特性を示した。
【０１０８】
また、上記多層配線基板の絶縁基板表面に、真空蒸着法によって、Ｔｉ層を０．２μｍの厚さで形成した後、ＴｉＷ、ＴｉＭｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｔａ等の種々の金属層を厚み１０μｍで形成した後、Ｃｕ層を３μｍの厚みで形成した。なお、ＴｉＷおよびＴｉＭｏの合金層中のＷ、Ｍｏ含有量は９０質量％である。
【０１０９】
その後、この薄膜金属層に感光性フォトレジストを一面に塗布し、フォトリソグラフィー技術によりエッチングマスクを作成し、薄膜層の一部を酸性エッチング液により不要部の薄膜を除去して、大きさが１×１ｍｍの評価用パッドを形成した。そして、このパッドに対して、Ｃｕからなるピンを半田付けして、−４０℃と１２５℃の各温度に制御した恒温槽に多層配線基板を１５分／１５分の保持を１サイクルとして１００サイクルの熱サイクルを施した後に、このピンを垂直に引き上げ、半田もしくは薄膜金属層が離れた時の強度を薄膜金属層の接着強度として評価たところ、３０ＭＰａ以上の接着強度を示し、実用上問題のない接着強度有していることを確認した。
【０１１０】
さらに、前記同様の方法にて、配線幅５０μｍ、配線間幅５０μｍの微細配線を形成したところ、断線等がない良好な微細薄膜配線層を形成することができた。
【０１１１】
比較例として、実施例１の試料Ｎｏ．３１の試料の原料粉末を用いて、実施例２と同様の製法により配線基板を作製し、これも実施例２と同様の評価を行ったところ、機械的特性や熱的特性は実施例１と同レベルであったものの、この場合には配線基板を構成する絶縁基板の表面に変色が見られ、また、絶縁基板を構成する成分の溶出による重量減少が１０ｍｇ以上と多いものとなった。
【０１１２】
【発明の効果】
以上詳述した通り、本発明のガラスセラミック焼結体によれば、実質的にガーナイト結晶相およびスピネル結晶相を含まず、フォルステライト結晶相および／またはエンスタタイト結晶相と、アスペクト比が３以上の針状晶を含むセルシアン結晶相と、Ａｌ ２ Ｏ ３ 、ＳｉＯ ２ 、ＺｒＯ ２ 、ＡｌＮの群から選ばれる少なくとも１種の結晶相とを含有し、かつ開気孔率が０．３％以下であることから、銀、銅、金等の低抵抗金属との同時焼成が可能であり、高い抗折強度、高いヤング率、高い破壊靱性、高い熱伝導性、かつ高耐薬品性を有するガラスセラミック焼結体とすることができる。
【０１１３】
また、上記のガラスセラミック焼結体を配線基板における絶縁基板として用いることによって基板強度を高め、高信頼性の配線基板が得ることができ、また、絶縁基板の平滑性に優れることから、この配線基板には薄膜形成法によって前記セラミック焼結体表面に導体層を形成することもできる、などあらゆる配線基板に好適に使用される。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、本発明のガラスセラミック焼結体の構造を示す図であり、
【図２】図２は、本発明のガラスセラミック焼結体を絶縁基板とする配線基板（半導体素子収納パッケージ）の一例を示す側断面図である。
【符号の説明】
１ 絶縁基板
２ 配線層
３ ビアホール導体
４、４Ｂ 接続用電極
５ デバイス
Ａ 半導体素子収納用パッケージ
Ｂ 外部回路基板
ａ 結晶相（ａ）
ｂ 結晶相（ｂ）
ｂ１ 針状晶
ｂ２ 粒状晶
ｃ 結晶相（ｃ）
【発明の属する技術分野】
本発明は、半導体素子収納用パッケージ、多層配線基板等に適用される配線基板等に最適なガラスセラミック焼結体およびその製造方法に関するものであり、また、これを絶縁基板として用いた配線基板に関するものである。
【０００２】
【従来技術】
近年における情報通信技術の急速な発展は、半導体素子等の高速化、大型化をもたらし、これに伴って、このような素子を備えた配線基板では、信号の伝送損失を低減するために、配線層の低抵抗化が求められている。そこで、１０００℃以下での焼成によって緻密化でき、銀、銅または金等の低抵抗金属を主成分とする配線層との同時焼成が可能なガラスセラミックスを絶縁層とする配線基板が提案されている。
【０００３】
例えば、特開平６−３０５７７０号公報では、ＳｉＯ2、Ｂ2Ｏ3、ＣａＯ、ＢａＯ、Ａｌ2Ｏ3、アルカリ金属酸化物（Ｌｉ2Ｏ、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ）、ＭｇＯ、ＺｎＯ、ＴｉＯ2およびＺｒＯ2を含有するガラス粉末に対して、Ａｌ2Ｏ3粉末とセルシアン（ＢａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8）粉末およびアノーサイト粉末を添加したガラスセラミックスが記載され、非酸化性雰囲気中でも焼成でき、低誘電率化できるとともに、絶縁基板の強度を２７００ｋｇ／ｃｍ2（約２６５ＭＰａ）まで高めることができることが記載されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平６−３０５７７０号公報に開示されたガラスセラミック焼結体では、アルミナ質焼結体等の従来の絶縁基板に比べて、上記のように機械的強度が低く、ヤング率に関しても、例えば１００ＧＰａよりも高ヤング率の絶縁基板を得ることが困難である。
【０００５】
従って、例えば、該焼結体を絶縁基板とする半導体素子収納用パッケージでは、金属製のヒートシンクやヒートスプレッダーなどの放熱板、蓋体を用いての気密封止のために必要なリッド、シールリング等の封止用金具、あるいはポッティング剤やアンダーフィル剤などの封止用樹脂等を、絶縁基板表面に接着すると、絶縁基板自体が変形してしまい、半導体素子（チップ）の実装（一次実装）部分に歪が発生したり、最悪の場合には、実装部の破壊やチップの破壊を引き起こす虞れがあった。
また、このような絶縁基板を備えた配線基板をプリント基板等に実装（二次実装）した場合、絶縁基板とプリント基板との熱膨張差に起因した熱応力が発生するが、その際に絶縁基板の強度が低くかつヤング率が低いと、絶縁基板に大きな反りが発生し、絶縁基板自体や端子部にクラックや剥離が生じて電気的な接続信頼性が低下するという問題があった。
【０００６】
また、従来のガラスセラミック焼結体は、破壊靭性が１ＭＰａ・ｍ1/2程度と低く、例えば該焼結体を絶縁基板とする配線基板の輸送中や配線基板を実装する場合など、複数の配線基板同士の衝突や機械との接触等により、絶縁基板の端部に欠けが生じる問題があった。
【０００７】
さらに、従来のガラスセラミック焼結体は、熱伝導率が１Ｗ／ｍＫ程度と低いという欠点も有している。即ち、半導体素子の大型化や高速化は、半導体素子から発生する発熱量の増大をもたらし、その結果、熱伝導率の低いガラスセラミック焼結体を絶縁基板とする配線基板では、熱抵抗が増大したり、機械的信頼性が低下するという問題があった。
【０００８】
また、ガラス成分としてＺｎＯを含有するような上記のガラスセラミック焼結体では、添加されたＺｎＯとＡｌ2Ｏ3によりガラスセラミック焼結体中にＺｎＡｌ2Ｏ4等の結晶相が形成されたとしても、残留ガラス中にＺｎＯが未反応物として残るため耐薬品性が低く、特に、めっき工程において変色が見られ、さらには、このガラスセラミック焼結体からＺｎ成分がめっき液中へ溶出するという問題があった。
【０００９】
従って、本発明は、銀、銅、金等の低抵抗金属との同時焼成が可能であり、高い強度、高いヤング率、高い破壊靭性、高い熱伝導率、かつ高耐薬品性を有するガラスセラミック焼結体、およびかかる焼結体を用いた配線基板を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明のガラスセラミック焼結体は、（ａ）フォルステライト結晶相および／またはエンスタタイト結晶相と、（ｂ）アスペクト比３以上の針状晶を含むセルシアン結晶相と、（ｃ）Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＺｒＯ２、ＡｌＮの群から選ばれる少なくとも１種の結晶相と、を含有してなり、実質的にガーナイト結晶相およびスピネル結晶相を含まず、かつ開気孔率が０．３％以下であることを特徴とするものであり、かかる結晶相を存在せしめ、かつ開気孔率を０．３％以下とすることにより、銀、銅、金等の低抵抗金属との同時焼成が可能であり、高い強度、高いヤング率、高い破壊靭性、高い熱伝導率、かつ高耐薬品性を有するガラスセラミック焼結体となる。
【００１１】
かかる焼結体は、前記結晶相（ａ）および（ｂ）がガラスから析出したものであることが、上記の特性をさらに向上させる上で望ましい。
【００１２】
さらに、この焼結体は、ＰｂＯ、Ａ2Ｏ（Ａ：アルカリ金属）およびＺｎＯの含有量がそれぞれ１質量％以下に抑制されていることがガラスセラミック焼結体の耐薬品性をさらに向上させる上で望ましい。
【００１３】
また、前記結晶相（ｂ）は、六方晶を含有しかつＸ線回折測定においてＩｈｅｘ／Ｉｍｏｎ（式中、Ｉｈｅｘは、六方晶のメインピーク強度を示し、
Ｉｍｏｎは、単斜晶のメインピーク強度を示す。）で表されるメインピーク強度比が３以上であるＸ線回折パターンを示すことによって、針状晶である六方晶を多く析出させて、抗折強度、破壊靭性を向上させることができる。
【００１４】
さらに、この焼結体中の非晶質相が５０質量％以下の量で含有していることが望ましい。このとき、該非晶質中には希土類元素を含有させることにより非晶質相のヤング率を向上させ、焼結体の強度、ヤング率、破壊靭性を向上させることができる。
【００１５】
また、本発明の配線基板は、上記のガラスセラミック焼結体を絶縁基板とし、その表面および／または内部にＣｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ａｌの群から選ばれる少なくとも１種を含有する導体層を形成してなることを特徴とするものであり、前記導体層は、前記混合粉末からなる成形体との同時焼成によって形成することができる。また、この配線基板には、薄膜形成法によって前記セラミック焼結体表面に導体層を形成することもできる。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明のガラスセラミック焼結体は、図１に示すように、少なくとも３種の結晶相（ａ）、（ｂ）、及び（ｃ）を有するものであり、これらの結晶相の粒界に、通常、ガラス粉末に由来する非晶質相（残留ガラス相）Ｇを有する。
【００１７】
（フォルステライト結晶相／エンスタタイト結晶相）
結晶相（ａ）は、フォルステライト結晶相および／またはエンスタタイト結晶相であり、理想的にはＭｇ2ＳｉＯ4、ＭｇＳｉＯ3で表される化学組成を有する。これらの結晶相は単結晶としてのヤング率が高く、これらの結晶相を析出させることにより、ガラスセラミック焼結体のヤング率を高めることができ、その結果、抗折強度を高めることができる。
【００１８】
また、この結晶相（ａ）は平均粒径２μｍ以下であることが好ましい。このような微結晶を焼結体中に分散させることにより、焼結体組織を微細化、緻密化できることから、抗折強度を高めることができる。
【００１９】
本発明において、上述した結晶相（ａ）は、焼成により原料ガラス粉末から析出することが望ましく、これによりガラスの結晶化度を向上させ後述する非晶質相（残留ガラス相）Ｇの含有量を低減させることができ、それに加えて、ガラスセラミック焼結体の焼結性を阻害することなく、即ち前記混合粉末中のガラス粉末の量を減少させることなく、焼結体中の結晶相の含有率を向上させることができることから、開気孔率を低下させると同時に、ヤング率と抗折強度を高めることができる。
【００２０】
結晶相（ｂ）は、セルシアン結晶相であり、理想的にはＢａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8で表される化学組成を有する。
【００２１】
本発明においては、このセルシアン結晶相（ｂ）として、アスペクト比が３以上、好ましくは４以上、さらに好ましくは５以上の針状晶（図１においてｂ１で示す）を含有していることが重要であり、このような針状晶ｂ１を析出させることにより、ガラスセラミック焼結体の破壊靭性と抗折強度を向上させることができる。
【００２２】
尚、針状晶ｂ１のアスペクト比とは、ガラスセラミック焼結体の断面ＳＥＭおよびＥＰＭＡ分析によって観察されるセルシアン（ＢａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8）結晶相（ｂ）のうち、アスペクト比（長径／短径比）が大きいものから１０個を選択したときの平均値を指し、特に針状晶ｂ１は、長径１〜１０μｍ、短径０．１〜２μｍ程度であることが望ましく、特に、クラックの進展を偏向させて破壊靭性と抗折強度を向上する点で、針状晶ｂ１がランダムに分散したものであることが望ましい。
【００２３】
また、セルシアン結晶相（ｂ）としては、針状晶ｂ１以外に、粒状晶（図１においてｂ２で示す）を含んでいてもよい。なお、本発明においては、上記セルシアン結晶相（ｂ）は、針状晶ｂ１でなく板状晶であっても、その効果は同様なものであり何ら差し支えはない。
【００２４】
また、本発明においては、セルシアン結晶相（ｂ）としては、Ｘ線回折測定において下記式：
Ｉｈｅｘ／Ｉｍｏｎ
式中、Ｉｈｅｘは、六方晶のメインピーク強度を示し、
Ｉｍｏｎは、単斜晶のメインピーク強度を示す、
で表されるメインピーク強度比が、３以上、好ましくは５以上、最も好適には７以上のＸ線回折パターンを示すことが、焼結体の破壊靭性、抗折強度を向上できる点で望ましい。即ち、六方晶は、上記の針状晶ｂ１を形成し、単斜晶は、上記の粒状晶ｂ２を形成する。従って、メインピーク強度比が上記範囲内であるときは、針状晶ｂ１が多く析出しており、この結果、焼結体の破壊靭性、抗折強度が向上するわけである。
【００２５】
尚、六方晶とは、ＪＣＰＤＳカード２８−０１２４の結晶相を示し、単斜晶とは、同３８−１４５０の結晶相を示す。
【００２６】
また、六方晶及び単斜晶のメインピークとは、Ｘ線回折図において、これら結晶相の最も強度の高いピークを意味し、六方晶のメインピークは、ｄ値が３．９００のピークに対応し、単斜晶のメインピークは、ｄ値が３．３５５のピークに対応する。従って、上記のピーク強度比は、Ｉ（ｄ＝３．９００）／Ｉ（ｄ＝３．３５５）として算出される。
【００２７】
更に、上述したセルシアン結晶相（ｂ）も、結晶相（ａ）と同様、焼成によって原料ガラスから析出することが好ましく、これにより、ガラスセラミック焼結体の結晶化度が高められ、非晶質相（残留ガラス相）Ｇの含有量を少なくし、かつ焼結性を阻害することなく、ガラスセラミック焼結体中の結晶相の含有率を向上させることができる。このため開気孔率を低下させると同時にヤング率と抗折強度を高めることができる。
【００２８】
また結晶相（ｃ）は、ガラス粉末と混合されるセラミック粉末に起因するセラミック結晶相であることが望ましい。特に、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＺｒＯ2、ＡｌＮの群から選ばれる結晶相である。かかるセラミック結晶相（ｃ）は、ガラスセラミック焼結体のヤング率を向上させると同時に、抗折強度を向上させるための成分であり、同時に誘電率や熱膨張係数を任意の値に調整するためにも有用である。この結晶相（ｃ）は、通常、粒状晶として存在するが、さらには針状晶や板状晶であることが好ましく、これによって、さらに焼結体の破壊靭性、抗折強度を向上させることができる。
【００２９】
尚、かかる結晶相（ｃ）は、上記の酸化物あるいは窒化物の１種或いは２種以上から形成されるものであるが、特にヤング率を向上させ、かつ焼結性が良好で開気孔率を特に低減できる点において少なくともＡｌ2Ｏ3結晶相を含有していることが好ましい。また、特に熱伝導率を向上させる点においてはＡｌＮ結晶相を含有することが望ましい。
【００３０】
また、上記の結晶相（ｃ）は、焼結体中に、１０〜８０質量％、特に１５〜７０質量％、さらに２０〜６０質量％の量で含まれていることが望ましい。
【００３１】
また、本発明のガラスセラミック焼結体の優れた特性が損なわれない限り、上述した各結晶相以外の他の結晶相、例えば、ＣａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8、ＳｒＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8、Ｃａ2ＭｇＳｉ2Ｏ7、Ｓｒ2ＭｇＳｉ2Ｏ7、Ｂａ2ＭｇＳｉ2Ｏ7、ＺｒＳｉＯ4、ＣａＭｇＳｉ2Ｏ6、ＣａＳｉＯ3、ＳｒＳｉＯ3、ＢａＳｉＯ3等が存在していてもよい。例えば、このような他の結晶相は、総量で４０質量％以下、好ましくは３０質量％以下、最も好ましくは２０質量％以下の範囲で焼結体中に含有していてもよい。
【００３２】
そして、本発明のガラスセラミック焼結体では、前記結晶相（ａ）、（ｂ）以外には実質的にガーナイト結晶相（ＺｎＡｌ2Ｏ4）および／またはスピネル結晶相（ＭｇＡｌ2Ｏ4）を含まないことが、ガラスセラミック焼結体の抗折強度をさらに高める上で望ましい。
【００３３】
これは、ガーナイト結晶相、スピネル結晶相がガラスセラミック焼結体中に析出すると、これらガーナイトおよびスピネル結晶相は、結晶相（ａ）よりもより低温で析出するため、前記結晶相（ａ）の析出が阻害されるとともに、焼結に寄与するガラス量が実質的に減少してしまう結果、結晶相（ｃ）の含有量、即ち、セラミック粉末の量が減少してしまい、ヤング率、抗折強度および熱伝導率の低下を招く恐れがあるためである。
【００３４】
また、本発明のガラスセラミック焼結体は、ガラス粉末とセラミック粉末との混合粉末からなる成形体を焼成することにより得られるものであるが、通常、図１に示すように、非晶質相（残留ガラス相）Ｇを含有している。ガラスセラミック焼結体のヤング率を向上させるためには非晶質相Ｇは少ない方が望ましく、例えば、ガラスセラミック焼結体中の非晶質相Ｇの含有量は、５０質量％以下、特に３０質量％以下、さらに２０質量％以下、さらには１０質量％以下であることが好ましく、非晶質相Ｇは、実質上、ガラスセラミック焼結体中に存在しなくてもよい。なお、ガラスセラミック焼結体中の各結晶相（ａ）、（ｂ）、（ｃ）および非晶質相Ｇの含有量は、焼結体のＸ線回折測定の結果からリートベルト法によって求められる。
【００３５】
本発明のガラスセラミック焼結体は、上述した結晶相（ａ）、（ｂ）及び（ｃ）を必須成分として含有し、析出した結晶相の種類に応じた化学組成を有している。
【００３６】
例えば、該ガラスセラミック焼結体全体の好適な化学組成は、以下の通りである。
【００３７】
ＳｉＯ2 ： ２〜８８質量％、特に４．５〜８０．５質量％
Ａｌ2Ｏ3 ： ０．２〜８６質量％、特に０．９〜７７．５質量％
ＢａＯ ： ２〜３６質量％、特に４．５〜２７．８質量％
Ｒｅ2Ｏ3 ： ０．２〜１８質量％、特に０．９〜１１．３質量％
ＭｇＯ ： ０．６〜２２．５質量％、特に１．５〜１５質量％
Ｂ2Ｏ3 ： ０〜２７質量％、特に０〜１５質量％
ＺｒＯ2 ： ０〜８２質量％、特に０〜７１．５質量％
ＣａＯおよび／またはＳｒＯ：０〜１８重量％、特に０〜１１．２質量％
ＳｎＯ2およびＴｉＯ2の群から選ばれる少なくとも１種：０〜８質量％、特に０〜３．８質量％
ここで、そして、本発明のおいて、Ｒｅ2Ｏ3とはＹ2Ｏ3および希土類元素酸化物のうち少なくとも１種を表すものである。
【００３８】
また、ガラスセラミック焼結体中には、ガラス粉末やセラミック粉末中に含まれる不純物成分に関連して、ＰｂＯ、Ａ2Ｏ（Ａ：Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、Ｒｂのアルカリ金属）、およびＺｎＯなどの金属酸化物が含まれるが、耐環境性、耐薬品性、吸湿性等の点で、これらの金属酸化物の含有量は、それぞれ１質量％以下、特に０．１質量％以下に抑制されていることが好ましく、さらに、ＺｎＯは上記結晶相（ｂ）において、前述のように抗折強度の低下要因となる単斜晶の析出を促進する働きがあり、抗折強度を低下させてしまう。このような成分の含有量の調整は、用いるガラス粉末やセラミック粉末から不純物成分を除去することにより行なうことができる。
【００３９】
そして、上述した本発明のガラスセラミック焼結体は、結晶相（ａ）〜（ｃ）が析出していることに関連して、開気孔率が０．３％以下、特に０．２５％以下、更には０．２％以下と低く、極めて緻密であり、抗折強度は、２８０ＭＰａ以上、特に３００ＭＰａ以上、更には３２０ＭＰａ以上と極めて高く、ヤング率は１００ＧＰａ以上、特に１２０ＧＰａ以上、さらには１４０ＧＰａ以上と極めて高く、破壊靭性は、１．５ＭＰａ・ｍ1/2以上、特に１．８ＭＰａ・ｍ1/2以上、更には２．０ＭＰａ・ｍ1/2以上と高く、また熱伝導率が２Ｗ／ｍＫ以上、特に２．５Ｗ／ｍＫ以上、更には３Ｗ／ｍＫ以上と高い値を示し、極めて優れた機械的および熱的特性を得ることができる。
【００４０】
上述した本発明のガラスセラミック焼結体は、ガラス粉末とセラミック粉末とを混合して混合粉末を調製し、この混合粉末を適当なバインダを用いて所定形状に成形し、脱バインダの後に焼成することにより製造されるものである。
【００４１】
ここで、混合粉末中に含まれるガラス粉末量は２０〜９０質量％であることが開気孔率を低下させガラスセラミック焼結体の焼結性を高める上で望ましい。
【００４２】
ガラス粉末の好適な組成は、以下の通りである。
【００４３】
ＳｉＯ2 ： １０〜４０質量％、特に１５〜３５質量％
Ａｌ2Ｏ3 ： １〜３０質量％、特に３〜２５質量％
ＭｇＯ ： ３〜２５質量％、特に５〜２０質量％
ＢａＯ ： １０〜４０質量％、特に１５〜３７質量％
Ｒｅ2Ｏ3 ： １〜２０質量％、特に３〜１５質量％
Ｂ2Ｏ3 ： ０〜３０質量％、特に０〜２０質量％
ＣａＯおよび／あるいはＳｒＯ：０〜２０質量％、特に０〜１５質量％
ＺｒＯ2、ＳｎＯ2およびＴｉＯ2の群から選ばれる少なくとも１種：０〜１０質量％、特に０〜５質量％
即ち、上記ガラス粉末において、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＢａＯの含有量が上記範囲を逸脱すると、ガラスセラミック焼結体の開気孔率が０．３％を越え、または上述した特定の結晶相（ａ）及び（ｂ）を析出させることが困難となり、ガラスセラミック焼結体のヤング率が低下し、抗折強度等の機械的特性や熱伝導率等の熱的特性も低下する傾向がある。
【００４４】
ここで、ＳｉＯ2はガラスのネットワークフォーマーであり、その含有量が上記範囲よりも少ないとガラス粉末の製造が困難となる。また、ＳｉＯ2およびＡｌ2Ｏ3の含有量が上記範囲よりも少ないと、ガラスの軟化点低下により焼成時の脱バインダ性が悪くなり、上記範囲よりも多いと、１０００℃以下の焼成にて焼結体の開気孔率が大きくなるおそれがある。
【００４５】
また、Ａｌ2Ｏ3は、上記結晶相（ｂ）の析出を促進させることができるとともに非晶質相中に残留することにより非晶質相のヤング率を向上させることができる。
【００４６】
また、ＢａＯの含有量が上記範囲よりも少ないと、上記結晶相（ｂ）の析出量が不充分となると同時に、軟化点が高くなりすぎて１０００℃以下の焼成にて焼結体の開気孔率が大きくなり、さらにセラミック粉末（フィラー成分）の添加可能な量が減じ、ヤング率、抗折強度および熱伝導率が低下する。逆に多いと、ガラスの軟化点が低下して焼成時の脱バインダ性が悪くなるとともに、開気孔率が大きくなるおそれがある。
【００４７】
また、ＭｇＯには上記結晶相（ｂ）において、前述の様に抗折強度の低下要因となる単斜晶の析出を抑制する働きがあり、抗折強度を向上させる効果がある。ここで、ＭｇＯの含有量が上記範囲よりも少ないと、上記単斜晶の結晶相（ｂ）の析出抑制効果が不充分となり、かつ上記結晶相（ａ）が析出せず焼結体のヤング率、抗折強度が低下する。逆に、上記範囲よりも多いと、ガラスの軟化点が高くなりすぎて１０００℃以下の焼成にて焼結体の開気孔率が大きくなり、さらにセラミック粉末（フィラー成分）の添加可能な量が減じ、ヤング率、抗折強度および熱伝導率が低下する。
【００４８】
さらに、Ｒｅ2Ｏ3は、ガラスの軟化点を上昇させる働きとガラス粉末に由来する非晶質相（残留ガラス相）Ｇのヤング率を向上させる働きを有している。例えば、本発明のガラスセラミック焼結体を、耐マイグレーション性に優れた銅を配線層として備えた配線基板の絶縁基板として用いる場合、非酸化性雰囲気中での脱バインダを可能とするために、ガラス粉末のガラス転移点（Ｔｇ）を５５０℃〜８５０℃、特に６００〜８５０℃、最適には６５０〜８００℃に高める必要がある。
【００４９】
ところが、ガラス転移点を高温としたガラス粉末を用いると、フィラー成分である結晶相（ｃ）の含有量が不足し、絶縁基板（ガラスセラミック焼結体により構成される）の抗折強度が低下する傾向がある。しかるに、上記Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、Ｒｅ2Ｏ3、を含有するガラス粉末を用いることにより、残留ガラス相Ｇのヤング率が向上するため、抗折強度の低下を有効に防止することができ、特にＲｅ2Ｏ3はその効果が非常に高い。そしてＲｅ2Ｏ3の中でもＹ2Ｏ3が特に望ましい。
【００５０】
また、Ｒｅ2Ｏ3は、結晶化剤としての機能をも有しており、Ｒｅ2Ｏ3を含有するガラスでは、結晶相（ａ）、（ｂ）のガラス中からの析出を促進させ、これら結晶相の含有量を増大させることができる。即ち、ガラス粉末中のＲｅ2Ｏ3含量の調整により、焼結体中に析出する結晶相（ａ）及び結晶相（ｂ）の量を調整することができる。本発明において、かかるガラス粉末中のＲｅ2Ｏ3含有量が前述した範囲よりも少ないと、上述した高強度化効果が不十分となり、また前述した範囲よりも多いと、軟化点が高くなりすぎて１０００℃以下の焼成にて焼結体の開気孔率が大きくなり０．３％を超えてしまう。
【００５１】
また、ガラス原料中に任意成分として含まれるＢ2Ｏ3もまた、ガラスのネットワークフォーマーであり、ガラス粉末の作製を容易にすると同時に、軟化点を低下させる効果があり、目的に合わせてその含有量を調整することができる。しかしながら、その含有量が３０質量％を超えると、焼結体の耐薬品性が極端に悪化する。
【００５２】
また、他の任意成分として含まれるＣａＯやＳｒＯは、ガラス粉末の軟化挙動を制御する作用を有しており、しかも、ＣａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8結晶相、ＳｒＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8結晶相、Ｃａ2ＭｇＳｉ2Ｏ7結晶相、Ｓｒ2ＭｇＳｉ2Ｏ7結晶相等の他の結晶相をガラス粉末中から析出させる作用をも有している。したがって、このような成分を含有するガラス粉末を用いることは、焼結体の抗折強度や誘電率、熱膨張係数等を制御する上で有効である。しかし、その含有量が２０重量％を超えると、上記結晶相（ａ）、（ｂ）の生成を阻害し、ガラスセラミック焼結体のヤング率、破壊靭性、抗折強度が低下する。
【００５３】
さらに、他の任意成分として含まれるＺｒＯ2、ＳｎＯ2およびＴｉＯ2の群から選ばれる少なくとも１種は、上述した特定の結晶相（ａ）や（ｂ）の析出を促進する効果がある。しかし、その含有量が１０質量％よりも多いと、軟化点が高くなりすぎて１０００℃以下の焼成にて焼結体の開気孔率が大きくなり０．３％を超えてしまう。
【００５４】
本発明において、上述したガラス粉末は導体層に金あるいは銀を用いる場合には、大気中にて焼成できるため、そのガラス転移点は５００℃〜８５０℃、特に５５０〜８５０℃、最適には６００〜８００℃であること好ましく、一方導体層に銅を用いる場合には、そのガラス転移点は５５０℃〜８５０℃、特に６００〜８５０℃、最適には６５０〜８００℃であることが好ましい。
【００５５】
この場合、ガラス転移点が上記範囲よりも低いと、ガラスセラミック焼結体の収縮開始温度が低くなりすぎてしまい、脱バインダが終了しないうちにガラスセラミック焼結体が収縮する結果脱バインダが十分に行われず、磁器特性の悪化をひきおこす恐れがある。
【００５６】
一方、ガラス粉末のガラス転移点が８５０℃よりも高いと、１０００℃以下の温度での焼成によっては、緻密な焼結体を得ることが困難となり、その開気孔率は０．３％よりも高くなってしまう。
【００５７】
ここで、導体層に用いる金属材料よりガラス転移点の範囲が異なる理由としては、導体層に銅を用いる場合には、銅の酸化を抑制するためにＮ2等の非酸化性雰囲気中で焼成する必要があり、例えば脱バインダのための熱処理も非酸化性雰囲気で行なわれる。そのため、脱バインダに必要な温度も大気中と比較してより高温が要求される結果、より高いガラス転移点を有したガラス粉末を用いる必要がある。
【００５８】
そこで、上述した様にＹ2Ｏ3は軟化点の上昇、即ちガラス転移点の上昇と、ヤング率、抗折強度の向上を同時に達成できるため、特に銅を導体層とする場合において極めて有効である。
【００５９】
また、上述したガラス粉末中のＰｂＯ含有量、Ａ2Ｏ含有量（Ａ：アルカリ金属）およびＺｎＯ含有量は、既に述べた通り、環境保全、耐環境性、耐薬品性、吸湿性等の点で、それぞれ１質量％以下、特に０．１質量％以下に抑制されていることが好ましく、特に、ＺｎＯは焼結体中に残留すると抗折強度等の機械的特性を低下させてしまう。
【００６０】
また、本発明においては、上述したガラス粉末に混合するセラミック粉末（フィラー成分）としては、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＺｒＯ2、ＡｌＮの群から選ばれる少なくとも１種が使用される。即ち、これらのセラミック粉末は、前述した結晶相（ｃ）を焼結体中に存在せしめるために使用される。本発明において、これらのセラミック粉末としては、前述したガラス粉末との濡れ性がよく、１０００℃以下の低温での焼結性が良好であるという点で、特にＡｌ2Ｏ3粉末が好適であり、特に高い抗折強度を得ることができる。
【００６１】
そして、上記のセラミック結晶相（ｃ）は、焼結体中に、１０〜８０質量％、特に１５〜７０質量％、さらに２０〜６０質量％の量で含まれていることが望ましい。
【００６２】
本発明においては、前述したガラス粉末とセラミック粉末とを混合し、所望により適当な溶媒を加えて粉砕し、両者が均一に分散した混合粉末を調製する。
【００６３】
このような混合粉末の調製においては、ガラス粉末とセラミック粉末とを、２０：８０乃至９０：１０、好ましくは３０：７０乃至８５：１５、最も好適には、４０：６０乃至８０：２０の質量比で用いるのがよい。
【００６４】
即ち、セラミック粉末の添加量が上記範囲よりも少ないと、焼結体のヤング率、強度、熱伝導率が低下し、その添加量が上記範囲よりも多いと、１０００℃以下の焼成によっては焼結体の開気孔率を、例えば０．３％以下に低減することができず、緻密な焼結体を得ることが困難となる。
【００６５】
さらに、本発明においては、ガラス粉末と特定のセラミック粉末との混合比が上述した量比を満足しており、且つガラスセラミック焼結体のヤング率、強度、熱伝導率等の特性が損なわれない限りにおいて、上記以外の他のセラミック粉末、例えばＣａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8、ＳｒＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8、Ｃａ2ＭｇＳｉ2Ｏ7、Ｓｒ2ＭｇＳｉ2Ｏ7、Ｂａ2ＭｇＳｉ2Ｏ7、ＺｒＳｉＯ4、ＣａＭｇＳｉ2Ｏ6、ＣａＳｉＯ3、ＳｒＳｉＯ3、ＢａＳｉＯ3等を混合することもできる。これらは、前述した他の結晶相として、存在するものである。
【００６６】
本発明のガラスセラミック焼結体は以下のようにして製造される。
【００６７】
まず、上記のようにして調製された混合粉末に対し、所望により、有機バインダ、可塑剤、溶媒、分散剤等を添加、混合してスラリー（成形用スラリー）を調製し、それ自体公知の成形法、例えば、ドクターブレード法、カレンダーロール法、圧延法、プレス成形、押出形成、射出成形、鋳込み成形、テープ成形等によって所定形状の成形体を作成する。
【００６８】
上記で得られた成形体を、４５０〜７５０℃で脱バインダ処理した後、酸化性雰囲気あるいは非酸化雰囲気中、１０００℃以下、好ましくは７００〜１０００℃、さらに好ましくは８００〜９５０℃の温度で焼成することにより、本発明のガラスセラミック焼結体が得られる。
【００６９】
なお、ガラスセラミック焼結体中に上述した特定の結晶相（ａ）、（ｂ）を析出させるため、また、焼結体の開気孔率を低減するためには、脱バインダ処理後の昇温速度を２０℃／時間以上とすることが望ましく、また、焼成温度での保持時間を０．２〜１０時間、特に０．５〜５時間、最適には０．５〜２時間とすることが望ましい。
【００７０】
上述したガラスセラミック焼結体は、各種配線基板中の絶縁基板として極めて有用である。図２には、このような配線基板として代表的な半導体素子収納用パッケージを例にとって、その概略断面図を示した。
【００７１】
図２において、このパッケージＡは、複数の絶縁層１ａ〜１ｄからなる絶縁基板１を備えており、この絶縁基板１の表面及び内部には、銀、銅、金等の低抵抗金属から成る導体層２が形成されている。また、上記の導体層２を電気的に接続するためのビアホール導体３が、絶縁層１ａ〜１ｄを貫通するように形成されている。このビアホール導体３は、銀、銅、金等の低抵抗金属を含有している。さらに、パッケージＡの下面には複数の接続用電極４が配列されており、この接続用電極４は、プリント基板等の外部回路基板Ｂの接続用電極４Ｂと接続されている。
【００７２】
絶縁基板１の上面中央部には、半導体素子等のデバイス５がガラス、アンダーフィル剤等の接着剤（図示せず）を介して接着固定され、このデバイス５の表面はポッティング剤等からなる封止樹脂７により封止されている。デバイス５は配線層２とワイヤボンディング６等を介して電気的に接続され、従って、デバイス５と、絶縁基板１の下面に形成された複数の接続用電極４とは、導体層２およびビアホール導体３を介して電気的に接続されている。
【００７３】
本発明においては、絶縁基板１を、上述したガラスセラミック焼結体から形成することにより、絶縁基板１の抗折強度等の機械的特性および熱伝導率を高めることができるとともに、絶縁基板１の耐薬品性、特に、めっき工程における変色や成分の溶出を抑制することができるために、パッケージＡの外観不良の発生を防止できる
また、デバイス５に発生する熱が効率よく放熱されるため、絶縁基板１の温度上昇が有効に抑制され、デバイス５の誤作動を防止することができる。
【００７４】
また、絶縁基板１は、１０００℃以下の低温焼成によって作成することができるため、銀、銅または金のうちの少なくとも１種の低抵抗金属を特に主成分とする低抵抗導体を用いての同時焼成により導体層２を形成することができる。従って、配線層２を低抵抗化でき、信号の遅延を小さくできる。
【００７５】
なお、図２においては、デバイス５はワイヤボンディング６を介して導体層２と接続されているが、デバイス５を半田等により、絶縁基板１表面の導体層２に直接接続することもできる。更に封止樹脂７を用いず、絶縁基板１の表面にキャビティを形成してデバイス５を収納し、封止金具（図示せず。）等を用い、蓋体によってデバイス５が収納されたキャビティを封止することもできる。
【００７６】
また、本発明のガラスセラミック焼結体から成る絶縁基板１はヤング率が１００ＧＰａ以上と高い。従って、この絶縁基板１に封止金具、封止樹脂等を接着しても絶縁基板１が大きく反ることなく、半導体素子の実装（一次実装）部分に歪みが発生することなく、また、接続用電極４に応力が集中して接続用電極４、４Ｂ（二次実装部分）にクラックや剥離が生じることなく実装信頼性を高めることができる。
【００７７】
上記パッケージのような配線基板は、前述した低温焼成セラミック焼結体を製造するのと同様にして製造することができる。即ち、前述したガラス粉末とセラミック粉末とを一定の量比で混合した混合粉末を用いて成形用スラリーを調製し、この成形用スラリーを用いて、例えば厚みが５０〜５００μｍのセラミックグリーンシート（絶縁層１ａ〜１ｄ用のシート）を成形する。
【００７８】
このグリーンシートの所定位置にスルーホールを形成し、このスルーホール内に、銅や銀、金等の低抵抗金属を含有する導体ペーストを充填する。また、表面に導体層２が形成される絶縁層に対応するグリーンシートの表面には、上記の導体ペーストを用いて、スクリーン印刷法、グラビア印刷法などの公知の印刷手法を用いて導体層２の厚みが５〜３０μｍとなるように、配線パターンを印刷塗布する。
【００７９】
そして、上記のようにして作成された複数のグリーンシートを位置合わせして積層圧着し、次いで、酸化性雰囲気中、低酸化性或いは非酸化性雰囲気中にて４５０〜７５０℃の温度にて脱バインダ処理した後、１０００℃以下の酸化性雰囲気または非酸化性雰囲気で焼成することにより、配線層２を備えた絶縁基板１が作製される。
【００８０】
なお、脱バインダ雰囲気或いは焼成雰囲気は、用いる低抵抗金属の種類に応じて適宜決定され、例えば、銅等の酸化性雰囲気中での焼成によって酸化する金属を用いる場合には非酸化性雰囲気中にて脱バインダ或いは焼成が行なわれる。
【００８１】
上記のようにして形成された絶縁基板１の表面に、半導体素子等のデバイス５を搭載し、配線層２と信号の伝達が可能なように接続される。先にも述べた通り、配線層２上にデバイス５を直接搭載させて両者を接続することもできるし、あるいはワイヤボンディング６を用いてデバイス５と絶縁基板１表面の配線層２とを接続させることもできる。また、フリップチップなどにより、両者を接続することも可能である。
【００８２】
さらに、デバイス５が搭載された絶縁基板１表面に、封止樹脂７を塗布して硬化させるか、絶縁基板１と同種の絶縁材料や、その他の絶縁材料、あるいは放熱性が良好な金属等からなる蓋体をガラス、樹脂、ロウ材等の接着剤により接合することにより、デバイス５を気密に封止することができ、これによりパッケージＡを作製することができる。
【００８３】
このように、本発明のガラスセラミック焼結体は、１０００℃以下の低温での焼成により製造することができるため、かかる焼結体を絶縁基板材料として用いることにより、Ｃｕ、Ａｇ、およびＡｕ等の低抵抗導体との同時焼成により、これら低抵抗導体から成る配線層と絶縁基板とを一挙に製造することができ、各種配線基板の生産効率を高めることができる。
【００８４】
また、図２の例では、低抵抗導体を含むペーストを絶縁層形成用のセラミックグリーンシートに塗布しての同時焼成により絶縁基板１及び導体層２が形成された例を示したが、絶縁基板１が本発明の低温焼成セラミック焼結体により形成されている場合には、特に絶縁基板１の表面に、所謂薄膜形成法を利用して、微細な配線層（例えば、配線層幅が７５μｍ以下、配線層間隔が７５μｍ以下、配線層厚みが１〜１０μｍ）を、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ及びＡｌの低抵抗導体により高精度で形成することができる。
【００８５】
即ち、図２の絶縁基板１を例にとって説明すると、前述した方法により、内部にビアホール導体３を備えた絶縁基板１を製造する。この絶縁基板１は、１つの絶縁層から形成されていてもよいし、また内部に前述した配線層２が同時焼成により形成されていてもよい。かかる絶縁基板１の表面に、スパッタリング、イオンプレーティング、真空蒸着等の薄膜形成法により、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ及びＡｌの低抵抗導体から成る薄膜金属層を形成する。次いで、レジスト塗布、所定パターンのマスクを用いての露光、エッチングによる不要部金属層の除去及びレジスト除去により、上記のような微細なパターンの配線層を絶縁基板１の表面に形成することができる。
【００８６】
本発明のガラスセラミック焼結体は、開気孔率が０．３％以下と低いためボイドが少なく表面平滑性が良好であるため、かかる焼結体から成る絶縁基板１の表面に、上記のような薄膜形成法を利用して微細なパターンの配線層を位置ズレ等の不都合を生じることなく高精度で形成することができる。また、薄膜形成法によって絶縁基板１の表面に薄膜金属層を形成するに先だっては、基板１の表面を、表面粗さＲａ（ＪＩＳ Ｂ０６０１）が０．１μｍ以下、特に０．０５μｍ以下の平滑面にしておくことが望ましいが、本発明の低温焼成セラミック焼結体から成る絶縁基板１は、表面平滑性に優れており、例えばその焼き肌面の表面粗さＲａは、１．０μｍ以下、特に０．５μｍ以下である。従って、上記の研磨加工を短時間で容易に行なうことができ、この点でも本発明は有利である。
【００８７】
また、本発明のガラスセラミック焼結体は、強度等の機械的特性にも優れているため、上記のような絶縁基板１の厚みを０．５ｍｍ以下、特に０．４ｍｍ以下、更には０．２ｍｍ以下とすることもでき、薄型で且つ機械的信頼性の高い配線基板の製造にも有用である。
【００８８】
【実施例】
実施例１
表１に示す組成およびガラス転移点を有する８種のガラス粉末（平均粒径は何れも２μｍ）と表２に示す６種のセラミック粉末（平均粒径はＡｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2が２μｍ、ＺｒＯ2が０．８μｍ、ＡｌＮが５μｍ、コーディエライト、ＣａＳｉＯ3が２μｍ）を準備した。
【００８９】
そして、上記ガラス粉末とセラミック粉末を用いて、表２の組成に従い混合し、この混合物に有機バインダ、可塑剤、トルエンを添加し、スラリーを調製した後、このスラリーを用いてドクターブレード法により厚さ３００μｍのシート状成形体を作製した。さらに、このシート状成形体を所望の厚さになるように複数枚積層し、６０℃の温度で１０ＭＰａの圧力を加えて熱圧着した。
【００９０】
得られた積層体を大気中、５００℃で脱バインダ処理した後、２００℃／時間で昇温して、大気中で表１の条件にて焼成してセラミック焼結体を得た。
【００９１】
次に、得られたセラミック焼結体について、アルキメデス法により開気孔率を測定した。また、このセラミック焼結体を３ｍｍ×４ｍｍ×５０ｍｍに加工し、オートグラフを用いてＪＩＳ Ｒ−１６０１に基づく３点曲げ強度を測定した。また、超音波パルス法にてヤング率を測定した。さらに、このセラミック焼結体を鏡面研磨し、ＩＦ法にて破壊靭性を測定した。さらに、このセラミック焼結体をφ１０ｍｍ、厚さ１．５ｍｍに加工し、レーザーフラッシュ法にて熱伝導率を測定した。結果を表２に示した。
【００９２】
さらに、調製したガラスセラミック焼結体を粉砕し、結晶相をＸ線回折測定から同定し、ピーク強度の大きさを比較した。
【００９３】
また、ＢａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8結晶相に関しては、六方晶のメインピークをｄ＝３．９００とし、単斜晶のメインピークをｄ＝３．３５５として、ピーク強度比Ｉ（ｄ＝３．９００）／Ｉ（ｄ＝３．３５５）を算出した。尚、本発明では、バックグラウンドよりも高いピークが出現している場合に結晶相が存在していると判定した。
【００９４】
さらに、セラミック焼結体を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真からＢａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8結晶相（針状晶）のアスペクト比を算出した。これらの結果を表２に示した。
【００９５】
さらに、耐薬品性の評価として、作製したガラスセラミック焼結体を直径２０ｍｍ、厚さ１．５ｍｍの円板状に加工し、配線基板に対して行うめっき（ＮｉおよびＡｕ）の処理を施し、変色の有無とその重量減少を評価した。この場合、目視検査において変色の無いもの、および重量減少が１０ｍｇ以下を良とした。
【００９６】
一方、比較例として表１に示したガラスＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅに代わり、表１示すガラスＦ、ガラスＧ、およびガラスＨを用いて同様に評価を行った。さらに、セラミック粉末として上記結晶相（ｃ）に代わり、コーディエライト、ＣａＳｉＯ3を用いて同様の評価を行った。結果は表１、２に示す
【００９７】
【表１】
【表２】
【表３】
表１、２および３の結果から明らかなように、前述した結晶相（ａ）〜（ｃ）に相当する結晶相が析出し、かつセルシアン結晶相（ｂ）（ＢａＡｌ2Ｓｉ2Ｏ8結晶相）が少なくともアスペクト比が３以上の針状晶を含む試料Ｎｏ．１〜４、６〜１８、２１〜２３、２５〜２６では、Ｘ線回折測定における六方晶（ｈｅｘ．）と単斜晶（ｍｏｎ．）とのメインピークの強度比Ｉ（ｈｅｘ．）／Ｉ（ｍｏｎ．）が３以上であり、開気孔率０．３％以下、抗折強度が２８０ＭＰａ以上、熱伝導率が２Ｗ／ｍＫ以上、ヤング率が１００ＧＰａ以上、破壊靭性が１．５ＭＰａ・ｍ1/2以上となり、さらに、めっき試験においても変色がなく、重量減少も８ｍｇ以下であった。
【０１０１】
一方、ガラス粉末の量が、本発明における望ましい範囲である９０重量％よりも多い試料Ｎｏ．２４では、フィラー量が不充分で８００℃以上の焼成によって成分の一部の流失が見られ、焼結体の形状を保持することができず適正な試料の作製が困難であった。また、ガラス粉末の量が、本発明における望ましい範囲である２０重量％よりも少ない試料Ｎｏ．５では、開気孔率が大きくなり、緻密なセラミック焼結体を得ることができなかった。
【０１０２】
また、試料Ｎｏ．１９、２０は、結晶相（ａ）のいずれをも含有しないことから、抗折強度が２８０ＭＰａよりも低く、また、ヤング率も１００ＧＰａより低く、破壊靭性も１．５ＭＰａ・ｍ1/2よりも小さいものであった。
【０１０３】
また、ガラス粉末として所定量の本発明における望ましい組成範囲外にある（特にＭｇＯを含まない）ガラスＦ、Ｇを用いた試料Ｎｏ．２７〜３０では、いずれも開気孔率が０．３％よりも大きくなり、抗折強度が２８０ＭＰａよりも低くかつヤング率が１００ＧＰａよりも低く、破壊靭性が１．５ＭＰａ・ｍ1/2より低く、熱伝導率が２Ｗ／ｍＫより低かった。
【０１０４】
また、ＭｇＯを含んでもＺｎＯを含むガラス粉末（Ｈ）を用いた試料Ｎｏ．３１、３２では、めっき試験において焼結体にガラス粉末（Ｈ）の添加量によって変色の程度は異なるものの、少なくとも重量変化は１１ｍｇ以上であった。
実施例２
実施例１の試料Ｎｏ．１０の試料の原料粉末に対して、アクリル系バインダと可塑剤とトルエンを添加、混合し、ドクターブレード法によって厚み２５０μｍのシート状成形体を作製した。次に、該シート状成形体の所定位置にビアホールを形成し、銅を主成分とする導体ペーストを充填した後、スクリーン印刷法により前記導体ペーストを用いてシート状成形体の表面に配線パターンを形成した。
【０１０５】
そして、前記配線パターンを形成したシート状成形体を位置合わせしながら４枚積層、熱圧着した。この積層体をＮ2／Ｈ2Ｏ雰囲気中、７００℃で脱バインダ処理した後、２００℃／時間で昇温し、Ｎ2／Ｈ2Ｏ雰囲気中、９００℃で１時間焼成して銅を主成分とする配線層を具備する配線基板を作製し、この銅導体層の表面にＮｉ、Ａｕのめっきを行った。
【０１０６】
この場合、得られた配線基板はめっき工程において変色が見られず、まためっき前後における重量変化も殆ど無かった。
【０１０７】
また、得られた配線基板について、半導体素子を実装した後、封止剤を用いて封止したところ反りや変形等を示さず、また、配線層の導通を確認したところ、断線等がなく、低抵抗で良好な導通特性を示した。
【０１０８】
また、上記多層配線基板の絶縁基板表面に、真空蒸着法によって、Ｔｉ層を０．２μｍの厚さで形成した後、ＴｉＷ、ＴｉＭｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｔａ等の種々の金属層を厚み１０μｍで形成した後、Ｃｕ層を３μｍの厚みで形成した。なお、ＴｉＷおよびＴｉＭｏの合金層中のＷ、Ｍｏ含有量は９０質量％である。
【０１０９】
その後、この薄膜金属層に感光性フォトレジストを一面に塗布し、フォトリソグラフィー技術によりエッチングマスクを作成し、薄膜層の一部を酸性エッチング液により不要部の薄膜を除去して、大きさが１×１ｍｍの評価用パッドを形成した。そして、このパッドに対して、Ｃｕからなるピンを半田付けして、−４０℃と１２５℃の各温度に制御した恒温槽に多層配線基板を１５分／１５分の保持を１サイクルとして１００サイクルの熱サイクルを施した後に、このピンを垂直に引き上げ、半田もしくは薄膜金属層が離れた時の強度を薄膜金属層の接着強度として評価たところ、３０ＭＰａ以上の接着強度を示し、実用上問題のない接着強度有していることを確認した。
【０１１０】
さらに、前記同様の方法にて、配線幅５０μｍ、配線間幅５０μｍの微細配線を形成したところ、断線等がない良好な微細薄膜配線層を形成することができた。
【０１１１】
比較例として、実施例１の試料Ｎｏ．３１の試料の原料粉末を用いて、実施例２と同様の製法により配線基板を作製し、これも実施例２と同様の評価を行ったところ、機械的特性や熱的特性は実施例１と同レベルであったものの、この場合には配線基板を構成する絶縁基板の表面に変色が見られ、また、絶縁基板を構成する成分の溶出による重量減少が１０ｍｇ以上と多いものとなった。
【０１１２】
【発明の効果】
以上詳述した通り、本発明のガラスセラミック焼結体によれば、実質的にガーナイト結晶相およびスピネル結晶相を含まず、フォルステライト結晶相および／またはエンスタタイト結晶相と、アスペクト比が３以上の針状晶を含むセルシアン結晶相と、Ａｌ ２ Ｏ ３ 、ＳｉＯ ２ 、ＺｒＯ ２ 、ＡｌＮの群から選ばれる少なくとも１種の結晶相とを含有し、かつ開気孔率が０．３％以下であることから、銀、銅、金等の低抵抗金属との同時焼成が可能であり、高い抗折強度、高いヤング率、高い破壊靱性、高い熱伝導性、かつ高耐薬品性を有するガラスセラミック焼結体とすることができる。
【０１１３】
また、上記のガラスセラミック焼結体を配線基板における絶縁基板として用いることによって基板強度を高め、高信頼性の配線基板が得ることができ、また、絶縁基板の平滑性に優れることから、この配線基板には薄膜形成法によって前記セラミック焼結体表面に導体層を形成することもできる、などあらゆる配線基板に好適に使用される。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、本発明のガラスセラミック焼結体の構造を示す図であり、
【図２】図２は、本発明のガラスセラミック焼結体を絶縁基板とする配線基板（半導体素子収納パッケージ）の一例を示す側断面図である。
【符号の説明】
１ 絶縁基板
２ 配線層
３ ビアホール導体
４、４Ｂ 接続用電極
５ デバイス
Ａ 半導体素子収納用パッケージ
Ｂ 外部回路基板
ａ 結晶相（ａ）
ｂ 結晶相（ｂ）
ｂ１ 針状晶
ｂ２ 粒状晶
ｃ 結晶相（ｃ）
Claims (9)
- （ａ）フォルステライト結晶相および／またはエンスタタイト結晶相と、（ｂ）アスペクト比３以上の針状晶を含むセルシアン結晶相と、（ｃ）Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＺｒＯ２、ＡｌＮの群から選ばれる少なくとも１種の結晶相と、を含有してなり、実質的にガーナイト結晶相およびスピネル結晶相を含まず、かつ開気孔率が０．３％以下であることを特徴とするガラスセラミック焼結体。
- 前記結晶相（ａ）および（ｂ）が、ガラスから析出したものであることを特徴とする請求項１に記載のガラスセラミック焼結体。
- ＰｂＯ、Ａ２Ｏ（Ａ：アルカリ金属）およびＺｎＯの含有量がそれぞれ１質量％以下であることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載のガラスセラミック焼結体。
- 前記結晶相（ｂ）が、六方晶を含有しかつＸ線回折測定において下記式：
Ｉｈｅｘ／Ｉｍｏｎ
式中、Ｉｈｅｘは、六方晶のメインピーク強度を示し、Ｉｍｏｎは、単斜晶のメインピーク強度を示す、
で表されるメインピーク強度比が３以上であるＸ線回折パターンを示すことを特徴とする請求項１乃至請求項３のうちいずれかに記載のガラスセラミック焼結体。 - 非晶質相を５０質量％以下の量で含有していることを特徴とする請求項１乃至請求項４のうちいずれかに記載のガラスセラミック焼結体。
- 前記非晶質相が、希土類元素を含有していることを特徴とする請求項５に記載のガラスセラミック焼結体。
- 請求項１乃至請求項６のうちいずれかに記載のガラスセラミック焼結体の表面および／または内部にＣｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ａｌの群から選ばれる少なくとも1種を含有する導体層を形成してなることを特徴とする配線基板。
- 前記導体層が、混合粉末からなる成形体との同時焼成によって形成されていることを特徴とする請求項７に記載の配線基板
- 前記導体層が、薄膜形成法によって前記セラミック焼結体表面に形成されていることを特徴とする請求項７に記載の配線基板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002149243A JP4081299B2 (ja) | 2002-05-23 | 2002-05-23 | ガラスセラミック焼結体および配線基板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002149243A JP4081299B2 (ja) | 2002-05-23 | 2002-05-23 | ガラスセラミック焼結体および配線基板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003342060A JP2003342060A (ja) | 2003-12-03 |
| JP4081299B2 true JP4081299B2 (ja) | 2008-04-23 |
Family
ID=29767475
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002149243A Expired - Fee Related JP4081299B2 (ja) | 2002-05-23 | 2002-05-23 | ガラスセラミック焼結体および配線基板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4081299B2 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4508625B2 (ja) * | 2003-12-16 | 2010-07-21 | 京セラ株式会社 | 多層基板及びその製造方法 |
| JP5057644B2 (ja) * | 2004-03-22 | 2012-10-24 | 京セラ株式会社 | ガラスセラミック組成物およびガラスセラミック焼結体の製造方法 |
| JP2010241685A (ja) * | 2004-03-22 | 2010-10-28 | Kyocera Corp | ガラスセラミック焼結体およびそれを用いた配線基板、薄膜配線基板 |
| JP5013239B2 (ja) * | 2004-06-15 | 2012-08-29 | 日立金属株式会社 | 高強度低温焼成セラミック組成物並びにこれを用いた積層電子部品 |
| JP4703207B2 (ja) * | 2005-02-10 | 2011-06-15 | 京セラ株式会社 | 配線基板 |
| US7687137B2 (en) | 2005-02-28 | 2010-03-30 | Kyocera Corporation | Insulating substrate and manufacturing method therefor, and multilayer wiring board and manufacturing method therefor |
| JP5037898B2 (ja) * | 2006-10-27 | 2012-10-03 | 京セラ株式会社 | 低温焼成磁器およびこれを用いた多層回路基板 |
| JP5481854B2 (ja) * | 2008-12-16 | 2014-04-23 | Ｔｄｋ株式会社 | 電子部品 |
| EP2790215B1 (en) * | 2011-12-08 | 2018-05-23 | NGK Insulators, Ltd. | Substrate for large-capacity module, and manufacturing method for said substrate |
| JP7176002B2 (ja) * | 2018-12-06 | 2022-11-21 | 日本碍子株式会社 | 半導体装置用基板 |
-
2002
- 2002-05-23 JP JP2002149243A patent/JP4081299B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2003342060A (ja) | 2003-12-03 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5665657B2 (ja) | 低温焼成セラミック焼結体およびその製造方法、並びに配線基板 | |
| JP5057620B2 (ja) | 低温焼成セラミック焼結体、並びに配線基板 | |
| JP5057644B2 (ja) | ガラスセラミック組成物およびガラスセラミック焼結体の製造方法 | |
| JP3793560B2 (ja) | 低温焼成磁器およびその製造方法 | |
| US6753277B2 (en) | Ceramics having excellent high-frequency characteristics and method of producing the same | |
| JP4081299B2 (ja) | ガラスセラミック焼結体および配線基板 | |
| JP4859288B2 (ja) | ガラス組成物、ガラス焼結体およびそれを用いた配線基板 | |
| JP4422453B2 (ja) | 配線基板 | |
| JP4549029B2 (ja) | ガラスセラミック組成物、ガラスセラミック焼結体、ガラスセラミック焼結体の製造方法、および配線基板 | |
| JP3523590B2 (ja) | 低温焼成磁器組成物および低温焼成磁器並びにそれを用いた配線基板 | |
| JP2004256346A (ja) | ガラスセラミック組成物、ガラスセラミック焼結体とその製造方法、並びにそれを用いた配線基板とその実装構造 | |
| JP2010241685A (ja) | ガラスセラミック焼結体およびそれを用いた配線基板、薄膜配線基板 | |
| JP2002167265A (ja) | 低温焼成磁器組成物および低温焼成磁器並びにそれを用いた配線基板 | |
| JP4762711B2 (ja) | セラミック焼結体及び配線基板 | |
| JP2003073162A (ja) | ガラスセラミックスおよびそれを用いた配線基板 | |
| JP4422452B2 (ja) | 配線基板 | |
| JP3314131B2 (ja) | 配線基板 | |
| JP2005015284A (ja) | 低温焼成磁器およびその製造方法、並びに配線基板 | |
| JP2004231453A (ja) | ガラスセラミック組成物、ガラスセラミック焼結体並びにそれを用いた配線基板と、その実装構造 | |
| JP2002353626A (ja) | 多層配線基板およびその製造方法 | |
| JP2005179137A (ja) | 高周波伝送特性に優れた磁器 | |
| JP2005101095A (ja) | 磁器用組成物及び磁器、並びに磁器の製造方法 | |
| JP3827498B2 (ja) | ガラスセラミック焼結体、および配線基板 | |
| JP3793558B2 (ja) | 高周波用磁器 | |
| JP2000026162A (ja) | 高周波用磁器組成物および高周波用磁器の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20041018 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20070614 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070619 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20070820 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20080115 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080208 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110215 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4081299 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110215 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120215 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120215 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130215 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140215 Year of fee payment: 6 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |