JPH0920553A - ガラス−セラミック焼結体およびその製造方法 - Google Patents
ガラス−セラミック焼結体およびその製造方法Info
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- JPH0920553A JPH0920553A JP7165877A JP16587795A JPH0920553A JP H0920553 A JPH0920553 A JP H0920553A JP 7165877 A JP7165877 A JP 7165877A JP 16587795 A JP16587795 A JP 16587795A JP H0920553 A JPH0920553 A JP H0920553A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】ＳｉＯ2 、Ａｌ2 Ｏ3 、ＭｇＯ、ＺｎＯおよび
Ｂ2 Ｏ3 からなるガラスを３０〜７０重量％と、Ｃａ酸
化物およびＺｒ酸化物あるいはそれらの化合物を酸化物
換算による合量で１５〜６９重量％、ＳｒＴｉＯ3 を全
量中１〜４１重量％の割合になるように混合した混合粉
末を成形後、８００℃〜１０００℃の非酸化性雰囲気中
で焼成し、ＺｒＯ2 結晶相１と、スピネル型結晶相２、
アノーサイト型結晶相および／またはスロワオナイト型
結晶相３、ペロブスカイト型結晶相４、およびガラス相
５を含むガラス−セラミック焼結体を得る。 【効果】高い誘電率と強度を有するために、マイクロ波
用基板として小型化を可能とするとともにリードの接合
や実装における基板の信頼性を向上できる。しかも、Ａ
ｕ、Ａｇ、Ｃｕ等による配線と同時焼成できる。
Ｂ2 Ｏ3 からなるガラスを３０〜７０重量％と、Ｃａ酸
化物およびＺｒ酸化物あるいはそれらの化合物を酸化物
換算による合量で１５〜６９重量％、ＳｒＴｉＯ3 を全
量中１〜４１重量％の割合になるように混合した混合粉
末を成形後、８００℃〜１０００℃の非酸化性雰囲気中
で焼成し、ＺｒＯ2 結晶相１と、スピネル型結晶相２、
アノーサイト型結晶相および／またはスロワオナイト型
結晶相３、ペロブスカイト型結晶相４、およびガラス相
５を含むガラス−セラミック焼結体を得る。 【効果】高い誘電率と強度を有するために、マイクロ波
用基板として小型化を可能とするとともにリードの接合
や実装における基板の信頼性を向上できる。しかも、Ａ
ｕ、Ａｇ、Ｃｕ等による配線と同時焼成できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、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、例えば集
積回路（ＩＣ）や電子部品を搭載するための基板等に最
適なガラス−セラミック焼結体及びその製造方法に関す
るものである。
結体およびその製造方法に関するものであり、例えば集
積回路（ＩＣ）や電子部品を搭載するための基板等に最
適なガラス−セラミック焼結体及びその製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来技術】近年、高度情報化時代を迎え、情報伝送は
より高速化・高周波化が進行する傾向にある。自動車電
話やパーソナル無線等の移動無線、衛星放送、衛星通信
やＣＡＴＶ等のニューメディアでは、機器のコンパクト
化が推し進められており、これに伴い誘電体共振器等の
マイクロ波用回路素子に対しても小型化が強く望まれて
いる。
より高速化・高周波化が進行する傾向にある。自動車電
話やパーソナル無線等の移動無線、衛星放送、衛星通信
やＣＡＴＶ等のニューメディアでは、機器のコンパクト
化が推し進められており、これに伴い誘電体共振器等の
マイクロ波用回路素子に対しても小型化が強く望まれて
いる。
【０００３】このようなマイクロ波用回路素子の大きさ
は、使用電磁波の波長が基準となる。比誘電率εｒの誘
電体中を伝播する電磁波の波長λは、真空中の伝播波長
をλo とするとλ＝λo ／（εｒ）1/2 となる。したが
って、回路素子は、使用される回路用基板の誘電率が大
きい程、小型になる。
は、使用電磁波の波長が基準となる。比誘電率εｒの誘
電体中を伝播する電磁波の波長λは、真空中の伝播波長
をλo とするとλ＝λo ／（εｒ）1/2 となる。したが
って、回路素子は、使用される回路用基板の誘電率が大
きい程、小型になる。
【０００４】さらに、多層回路基板に種々の電子部品や
入出力端子等を接続する工程上で基板に加わる応力から
基板が破壊したり、欠けを生じたりすることを防止する
為に材料の機械的強度が高いことも要求されている。
入出力端子等を接続する工程上で基板に加わる応力から
基板が破壊したり、欠けを生じたりすることを防止する
為に材料の機械的強度が高いことも要求されている。
【０００５】よって、上述した高誘電率化および高強度
化等の要求を満足するため、例えば、特開平６−１３２
６２１号公報に示すように、樹脂中に無機誘電体粒子を
分散し、また高誘電率ガラス繊維で強化された回路用基
板が提案されている。この回路基板では比誘電率が高い
ため機器の小型化を促進でき、また、高誘電率ガラス繊
維で強化されているため高強度である。
化等の要求を満足するため、例えば、特開平６−１３２
６２１号公報に示すように、樹脂中に無機誘電体粒子を
分散し、また高誘電率ガラス繊維で強化された回路用基
板が提案されている。この回路基板では比誘電率が高い
ため機器の小型化を促進でき、また、高誘電率ガラス繊
維で強化されているため高強度である。
【０００６】
【発明が解決しようとする問題点】しかしながら、特開
平６−１３２６２１号公報に示された回路基板では、焼
成温度が４００℃程度であり銅等を配線導体として用い
ての多層化、微細な配線化ができないという問題があっ
た。しかも、基板としての比誘電率やＴＣＣ（温度に対
する静電容量の変化率）について具体的に検討されてい
ない。
平６−１３２６２１号公報に示された回路基板では、焼
成温度が４００℃程度であり銅等を配線導体として用い
ての多層化、微細な配線化ができないという問題があっ
た。しかも、基板としての比誘電率やＴＣＣ（温度に対
する静電容量の変化率）について具体的に検討されてい
ない。
【０００７】従って、本発明は、金、銀、銅を配線導体
として多層化が可能となるように８００〜１０００℃で
焼成されるとともに、比誘電率が高く、ＴＣＣが小さ
く、かつ高強度のガラス−セラミック焼結体およびその
製造方法を提供することを目的とする。
として多層化が可能となるように８００〜１０００℃で
焼成されるとともに、比誘電率が高く、ＴＣＣが小さ
く、かつ高強度のガラス−セラミック焼結体およびその
製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【問題点を解決するための手段】本発明者等は、上記問
題点を鋭意検討した結果、ガラスの軟化流動を利用して
８００〜１０００℃で焼成することにより、配線導体と
して金、銀及び銅を用い多層化、微細配線化が可能であ
ること、また、高誘電率のジルコニアおよびカルシウム
の化合物、ＳｒＴｉＯ3 および、これと特定のガラスを
組み合わせることによって、結晶相としてＺｒＯ2 相、
ペロブスカイト相、およびＣａ、Ｓｒの少なくとも１
種、ＡｌおよびＳｉからなる複合酸化物結晶相（以下、
（Ｃａ，Ｓｒ）−Ａｌ−Ｓｉ−Ｏ系複合酸化物結晶相と
いう。）を析出させることで高い比誘電率を得ることが
でき、またペロブスカイト相を析出させることによりＴ
ＣＣの絶対値が小さく、さらにスピネル型結晶相（Ｍｇ
Ｏ・Ａｌ2 Ｏ3 、ＺｎＯ・Ａｌ2 Ｏ3 ）を析出させるこ
とにより高強度化を達成することができることを知見
し、本発明に至った。
題点を鋭意検討した結果、ガラスの軟化流動を利用して
８００〜１０００℃で焼成することにより、配線導体と
して金、銀及び銅を用い多層化、微細配線化が可能であ
ること、また、高誘電率のジルコニアおよびカルシウム
の化合物、ＳｒＴｉＯ3 および、これと特定のガラスを
組み合わせることによって、結晶相としてＺｒＯ2 相、
ペロブスカイト相、およびＣａ、Ｓｒの少なくとも１
種、ＡｌおよびＳｉからなる複合酸化物結晶相（以下、
（Ｃａ，Ｓｒ）−Ａｌ−Ｓｉ−Ｏ系複合酸化物結晶相と
いう。）を析出させることで高い比誘電率を得ることが
でき、またペロブスカイト相を析出させることによりＴ
ＣＣの絶対値が小さく、さらにスピネル型結晶相（Ｍｇ
Ｏ・Ａｌ2 Ｏ3 、ＺｎＯ・Ａｌ2 Ｏ3 ）を析出させるこ
とにより高強度化を達成することができることを知見
し、本発明に至った。
【０００９】即ち、本発明のガラス−セラミック焼結体
は、 Ｚｒ、Ｃａを酸化物換算による合量で全量中１５
〜６９重量％と、Ｓｒ、Ｔｉを酸化物換算による合量で
全量中１〜４１重量％、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎおよび
Ｂを酸化物換算による合量で３０〜７０重量％の割合で
含むガラス−セラミック焼結体であって、該焼結体が、
ＺｒＯ2 結晶相と、ペロブスカイト型結晶相、スピネル
型結晶相、アノーサイト型結晶相およびガラス相を含む
ことを特徴とするもので、かかる焼結体を製造する方法
として、少なくともＳｉＯ2 、Ａｌ2 Ｏ3 、ＭｇＯ、Ｚ
ｎＯおよびＢ2Ｏ3 を含むガラスを３０〜７０重量％
と、Ｃａ酸化物およびＺｒ酸化物あるいはそれらの化合
物を酸化物換算による合量で１５〜６９重量％、Ｓｒ酸
化物およびＴｉ酸化物あるいはそれらの化合物を全量中
１〜４１重量％となる割合で混合した混合粉末を成形
後、８００℃〜１０００℃で焼成することを特徴とする
ものである。
は、 Ｚｒ、Ｃａを酸化物換算による合量で全量中１５
〜６９重量％と、Ｓｒ、Ｔｉを酸化物換算による合量で
全量中１〜４１重量％、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎおよび
Ｂを酸化物換算による合量で３０〜７０重量％の割合で
含むガラス−セラミック焼結体であって、該焼結体が、
ＺｒＯ2 結晶相と、ペロブスカイト型結晶相、スピネル
型結晶相、アノーサイト型結晶相およびガラス相を含む
ことを特徴とするもので、かかる焼結体を製造する方法
として、少なくともＳｉＯ2 、Ａｌ2 Ｏ3 、ＭｇＯ、Ｚ
ｎＯおよびＢ2Ｏ3 を含むガラスを３０〜７０重量％
と、Ｃａ酸化物およびＺｒ酸化物あるいはそれらの化合
物を酸化物換算による合量で１５〜６９重量％、Ｓｒ酸
化物およびＴｉ酸化物あるいはそれらの化合物を全量中
１〜４１重量％となる割合で混合した混合粉末を成形
後、８００℃〜１０００℃で焼成することを特徴とする
ものである。
【００１０】ここで、ガラス−セラミック焼結体中にお
ける組成を上記の範囲に限定したのは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍ
ｇ、ＺｎおよびＢの酸化物換算による合量が３０重量％
より少ないか、言い換えればＺｒ、Ｃａ、の酸化物換算
による合量とＳｒＴｉＯ3 の量との合計の量が７０重量
％より多いと、８００〜１０００℃の温度で磁器が十分
に緻密化することができず、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎお
よびＢの酸化物換算による合量が７０重量％より多い
か、言い換えればＺｒ、Ｃａの酸化物換算による合量と
ＳｒＴｉＯ3 の量との合計の量が３０重量％より少ない
と誘電率が９．５より低く、またＴＣＣの絶対値が大き
くなるためである。上記ガラスの望ましい範囲は４０〜
６０重量％である。
ける組成を上記の範囲に限定したのは、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍ
ｇ、ＺｎおよびＢの酸化物換算による合量が３０重量％
より少ないか、言い換えればＺｒ、Ｃａ、の酸化物換算
による合量とＳｒＴｉＯ3 の量との合計の量が７０重量
％より多いと、８００〜１０００℃の温度で磁器が十分
に緻密化することができず、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎお
よびＢの酸化物換算による合量が７０重量％より多い
か、言い換えればＺｒ、Ｃａの酸化物換算による合量と
ＳｒＴｉＯ3 の量との合計の量が３０重量％より少ない
と誘電率が９．５より低く、またＴＣＣの絶対値が大き
くなるためである。上記ガラスの望ましい範囲は４０〜
６０重量％である。
【００１１】ＣａおよびＺｒは酸化物換算による合量で
１５〜６９重量％、特に２０〜５０重量％であることが
望ましい。また、ＺｒはＺｒＯ2 換算量で全量中１０〜
６０重量％、ＣａはＣａＯ換算で全量中１〜４０重量％
の範囲であることが望ましい。それは、ＣａおよびＺｒ
の合量が１５重量％より少ないか、またはＺｒ量が１０
重量％より少ない場合、磁器の誘電率が９より低く、Ｃ
ａおよびＺｒの合量が６９重量％より多いか、またはＺ
ｒ量が６０重量％より大きいと、磁器の緻密化温度が１
０００℃より高くなり銅導体を用いることができなくな
るためである。また、Ｃａ量が１重量％より少ないと磁
器の緻密化温度が１０００℃より高くなり銅の収縮曲線
と大きくずれ銅導体が剥離してしまうという問題が発生
し、４０重量％より多いと磁器の誘電率が９より低くな
るためである。
１５〜６９重量％、特に２０〜５０重量％であることが
望ましい。また、ＺｒはＺｒＯ2 換算量で全量中１０〜
６０重量％、ＣａはＣａＯ換算で全量中１〜４０重量％
の範囲であることが望ましい。それは、ＣａおよびＺｒ
の合量が１５重量％より少ないか、またはＺｒ量が１０
重量％より少ない場合、磁器の誘電率が９より低く、Ｃ
ａおよびＺｒの合量が６９重量％より多いか、またはＺ
ｒ量が６０重量％より大きいと、磁器の緻密化温度が１
０００℃より高くなり銅導体を用いることができなくな
るためである。また、Ｃａ量が１重量％より少ないと磁
器の緻密化温度が１０００℃より高くなり銅の収縮曲線
と大きくずれ銅導体が剥離してしまうという問題が発生
し、４０重量％より多いと磁器の誘電率が９より低くな
るためである。
【００１２】本発明によれば、上記Ｚｒ量およびＣａ量
は、さらに誘電率及び抗折強度の関係から特にＺｒがＺ
ｒＯ2 換算で１５〜４５重量％、ＣａがＣａＯ換算で１
〜２０重量％の割合で含有されることが望ましい。
は、さらに誘電率及び抗折強度の関係から特にＺｒがＺ
ｒＯ2 換算で１５〜４５重量％、ＣａがＣａＯ換算で１
〜２０重量％の割合で含有されることが望ましい。
【００１３】さらに、Ｓｒ、Ｔｉの酸化物換算による合
量が１重量％より少ないと、ＴＣＣは＋２００ｐｐｍ／
℃を越え、４０重量％より多いとＴＣＣは−２００ｐｐ
ｍ／℃より小さくなるためである。望ましくは１０〜２
５重量％がよい。
量が１重量％より少ないと、ＴＣＣは＋２００ｐｐｍ／
℃を越え、４０重量％より多いとＴＣＣは−２００ｐｐ
ｍ／℃より小さくなるためである。望ましくは１０〜２
５重量％がよい。
【００１４】次に、本発明のガラス−セラミック焼結体
の組織の概略図を図１に示した。図１に示すように、本
発明のガラス−セラミック焼結体は、ＺｒＯ2 結晶相１
と、スピネル型結晶相２、（Ｃａ，Ｓｒ）−Ａｌ−Ｓｉ
−Ｏ系複合酸化物結晶相３、ペロブスカイト型結晶相
４、そしてＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｇＯ−ＺｎＯ−Ｂ
2 Ｏ3 からなるガラス相５とから構成されている。Ｚｒ
Ｏ2 結晶相１は焼結体中における主結晶として存在す
る。また、スピネル型結晶相はＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3やＺ
ｎＯ・Ａｌ2 Ｏ3 の結晶である。また、（Ｃａ，Ｓｒ）
−Ａｌ−Ｓｉ−Ｏ系複合酸化物結晶相としては、ＣａＡ
ｌ2 Ｓｉ2 Ｏ8 のアノーサイト型結晶相、またはＳｒＡ
ｌ2 Ｓｉ2 Ｏ8 のスラウソナイト型結晶相である。さら
に、ペロブスカイト型結晶相としては、ＣａＴｉＯ3 ま
たは（Ｃａ，Ｓｒ）ＴｉＯ3 の結晶である。この焼結体
中にはさらにガーナイト相やコージェライト相の他相４
が析出する場合があるが、これらの結晶はできるだけ少
ない方がよい。
の組織の概略図を図１に示した。図１に示すように、本
発明のガラス−セラミック焼結体は、ＺｒＯ2 結晶相１
と、スピネル型結晶相２、（Ｃａ，Ｓｒ）−Ａｌ−Ｓｉ
−Ｏ系複合酸化物結晶相３、ペロブスカイト型結晶相
４、そしてＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｇＯ−ＺｎＯ−Ｂ
2 Ｏ3 からなるガラス相５とから構成されている。Ｚｒ
Ｏ2 結晶相１は焼結体中における主結晶として存在す
る。また、スピネル型結晶相はＭｇＯ・Ａｌ2 Ｏ3やＺ
ｎＯ・Ａｌ2 Ｏ3 の結晶である。また、（Ｃａ，Ｓｒ）
−Ａｌ−Ｓｉ−Ｏ系複合酸化物結晶相としては、ＣａＡ
ｌ2 Ｓｉ2 Ｏ8 のアノーサイト型結晶相、またはＳｒＡ
ｌ2 Ｓｉ2 Ｏ8 のスラウソナイト型結晶相である。さら
に、ペロブスカイト型結晶相としては、ＣａＴｉＯ3 ま
たは（Ｃａ，Ｓｒ）ＴｉＯ3 の結晶である。この焼結体
中にはさらにガーナイト相やコージェライト相の他相４
が析出する場合があるが、これらの結晶はできるだけ少
ない方がよい。
【００１５】このように、本発明によれば、焼結体中に
ジルコニア相を主として存在させ、同時にペロブスカイ
ト型結晶を存在させたりすることにより比誘電率を向上
することができる。また、焼成温度を調整することによ
り、焼結体中にスピネル型結晶相を析出させる。これら
の結晶相はガラスのネットワ−クを補強する形態で存在
するため、機械的強度の高い焼結体を得ることができ
る。
ジルコニア相を主として存在させ、同時にペロブスカイ
ト型結晶を存在させたりすることにより比誘電率を向上
することができる。また、焼成温度を調整することによ
り、焼結体中にスピネル型結晶相を析出させる。これら
の結晶相はガラスのネットワ−クを補強する形態で存在
するため、機械的強度の高い焼結体を得ることができ
る。
【００１６】しかし、ガラスの結晶化が進みスピネル型
結晶相が増えすぎると比誘電率が低下する場合があるた
め、焼成温度を８００℃〜１０００℃とすることにより
機械的強度が高く、しかも比誘電率が９〜１０の焼結体
を得ることができる。
結晶相が増えすぎると比誘電率が低下する場合があるた
め、焼成温度を８００℃〜１０００℃とすることにより
機械的強度が高く、しかも比誘電率が９〜１０の焼結体
を得ることができる。
【００１７】次に、本発明のガラス−セラミック焼結体
を製造するには、出発原料として、ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ
3 −ＭｇＯ−ＺｎＯ−Ｂ2 Ｏ3 系ガラスを３０〜７０重
量％、特に４０〜６０重量％、フィラー成分としてＣａ
酸化物およびＺｒ酸化物あるいはＣａＺｒＯ3 などのそ
れらの化合物を酸化物換算による合量で１５〜６９重量
％、特に２０〜５０重量％、Ｓｒ酸化物およびＴｉ酸化
物あるいはＳｒＴｉＯ3 などの化合物を全量中１〜４１
重量％、特に１０〜２５重量％の割合になるように混合
する。このフィラー成分としては、ＺｒＯ2 、ＴｉＯ2
の粉末や、焼結過程でＺｒＯ2 、ＴｉＯ2 、ＳｒＯ、Ｃ
ａＯを形成し得る炭酸塩、硝酸塩、酢酸塩等の形態でも
添加できる。なお、調合組成において、ＺｒはＺｒＯ2
換算で１５〜４５重量％、ＣａはＣａＯ換算で１〜２０
重量％の割合で配合することが望ましい。なお、Ｃａ化
合物は、ガラスとの反応によりアノーサイト型結晶相を
析出させることが重要である。かかる観点からＣａ化合
物あるいはＣａＺｒＯ3 粉末は、１．５μｍ以下、特に
１．０μｍ以下の微粉末であることが望ましい。
を製造するには、出発原料として、ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ
3 −ＭｇＯ−ＺｎＯ−Ｂ2 Ｏ3 系ガラスを３０〜７０重
量％、特に４０〜６０重量％、フィラー成分としてＣａ
酸化物およびＺｒ酸化物あるいはＣａＺｒＯ3 などのそ
れらの化合物を酸化物換算による合量で１５〜６９重量
％、特に２０〜５０重量％、Ｓｒ酸化物およびＴｉ酸化
物あるいはＳｒＴｉＯ3 などの化合物を全量中１〜４１
重量％、特に１０〜２５重量％の割合になるように混合
する。このフィラー成分としては、ＺｒＯ2 、ＴｉＯ2
の粉末や、焼結過程でＺｒＯ2 、ＴｉＯ2 、ＳｒＯ、Ｃ
ａＯを形成し得る炭酸塩、硝酸塩、酢酸塩等の形態でも
添加できる。なお、調合組成において、ＺｒはＺｒＯ2
換算で１５〜４５重量％、ＣａはＣａＯ換算で１〜２０
重量％の割合で配合することが望ましい。なお、Ｃａ化
合物は、ガラスとの反応によりアノーサイト型結晶相を
析出させることが重要である。かかる観点からＣａ化合
物あるいはＣａＺｒＯ3 粉末は、１．５μｍ以下、特に
１．０μｍ以下の微粉末であることが望ましい。
【００１８】また、フィラー成分であるＺｒＯ2 は、Ｙ
2 Ｏ3 などの安定化剤を添加して正方晶ＺｒＯ2 、ある
いは立方晶ＺｒＯ2 の形態で添加することが望ましい。
これは単斜晶ジルコニアの場合、温度によって相変態
し、これに伴って生じる体積変化により基板にクラック
等が発生するからである。
2 Ｏ3 などの安定化剤を添加して正方晶ＺｒＯ2 、ある
いは立方晶ＺｒＯ2 の形態で添加することが望ましい。
これは単斜晶ジルコニアの場合、温度によって相変態
し、これに伴って生じる体積変化により基板にクラック
等が発生するからである。
【００１９】さらに、ＳｒおよびＴｉの酸化物を添加し
てペロブスカイト型結晶相を焼結体中に分散させること
によりさらに高い誘電率を得ることができる。また、Ｔ
ＣＣも低くすることができる。かかる観点から粉末は、
１．５μｍ以下、特に１．０μｍ以下の微粉末であるこ
とが望ましい。
てペロブスカイト型結晶相を焼結体中に分散させること
によりさらに高い誘電率を得ることができる。また、Ｔ
ＣＣも低くすることができる。かかる観点から粉末は、
１．５μｍ以下、特に１．０μｍ以下の微粉末であるこ
とが望ましい。
【００２０】さらに、出発原料として、ＳｉＯ2 −Ａｌ
2 Ｏ3 −ＭｇＯ−ＺｎＯ−Ｂ2 Ｏ3系ガラス、言い換え
れば、Ａｌ2 Ｏ3 とＭｇＯを含有するほうけい酸亜鉛系
ガラスを用いるのは、この系のガラスを用いることによ
りスピネル型結晶相が析出し、この結晶相がガラスのネ
ットワ−クを補強する形態で存在し、高強度の焼結体を
得ることができるからである。また、このような系のガ
ラスを３０〜７０重量％添加したのは、ガラス量が３０
重量％より少ない場合には、焼結体の緻密化温度が１０
００℃より高くなり銅導体を用いることが出来ず、ガラ
ス量が７０重量％より多いと磁器の抗折強度が低下する
ためである。
2 Ｏ3 −ＭｇＯ−ＺｎＯ−Ｂ2 Ｏ3系ガラス、言い換え
れば、Ａｌ2 Ｏ3 とＭｇＯを含有するほうけい酸亜鉛系
ガラスを用いるのは、この系のガラスを用いることによ
りスピネル型結晶相が析出し、この結晶相がガラスのネ
ットワ−クを補強する形態で存在し、高強度の焼結体を
得ることができるからである。また、このような系のガ
ラスを３０〜７０重量％添加したのは、ガラス量が３０
重量％より少ない場合には、焼結体の緻密化温度が１０
００℃より高くなり銅導体を用いることが出来ず、ガラ
ス量が７０重量％より多いと磁器の抗折強度が低下する
ためである。
【００２１】このＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｇＯ−Ｚｎ
Ｏ−Ｂ2 Ｏ3 系ガラスの添加量は４０〜６０重量％であ
ることが望ましく、さらには４０〜５５重量％であるこ
とが望ましい。ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｇＯ−ＺｎＯ
−Ｂ2 Ｏ3 系ガラスのより具体的な組成としてはＳｉＯ
2 ：４０〜４５重量％、Ａｌ2 Ｏ3 ：２５〜３０重量
％、ＭｇＯ：８〜１２重量％、ＺｎＯ：６〜９重量％、
Ｂ2 Ｏ3 ：８〜１１重量％が望ましい。
Ｏ−Ｂ2 Ｏ3 系ガラスの添加量は４０〜６０重量％であ
ることが望ましく、さらには４０〜５５重量％であるこ
とが望ましい。ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｇＯ−ＺｎＯ
−Ｂ2 Ｏ3 系ガラスのより具体的な組成としてはＳｉＯ
2 ：４０〜４５重量％、Ａｌ2 Ｏ3 ：２５〜３０重量
％、ＭｇＯ：８〜１２重量％、ＺｎＯ：６〜９重量％、
Ｂ2 Ｏ3 ：８〜１１重量％が望ましい。
【００２２】上記のような割合で添加混合した混合粉末
に適宜バインダ−を添加した後、所定形状に成形し、Ｎ
2 、Ａｒ等の非酸化性雰囲気中において８００℃〜１０
００℃で０．１〜５時間焼成することにより得られるも
のである。この時の焼成温度が８００℃より低いと、磁
器が十分に緻密化せず、１０００℃を越えると銅導体を
用いることが出来なくなり、さらに、高誘電率化に寄与
するアノーサイト型結晶が分解し、低誘電率のガーナイ
トやコージェライトが生成され、特性が劣化するためで
ある。
に適宜バインダ−を添加した後、所定形状に成形し、Ｎ
2 、Ａｒ等の非酸化性雰囲気中において８００℃〜１０
００℃で０．１〜５時間焼成することにより得られるも
のである。この時の焼成温度が８００℃より低いと、磁
器が十分に緻密化せず、１０００℃を越えると銅導体を
用いることが出来なくなり、さらに、高誘電率化に寄与
するアノーサイト型結晶が分解し、低誘電率のガーナイ
トやコージェライトが生成され、特性が劣化するためで
ある。
【００２３】また、かかるガラスセラミッスを用いて配
線基板を作製する場合には、例えば、上記のようにして
調合した混合粉末を公知のテープ成形法、例えばドクタ
ーブレード法、圧延法等に従い、絶縁層形成用のグリー
ンシートを作製した後、そのシートの表面に配線層用の
メタライズとして、Ａｇ、ＡｕやＣｕの粉末、特にＣｕ
粉末を含む金属ペーストを用いて、シート表面に配線パ
ターンにスクリーン印刷し、場合によってはシートにス
ルーホールを形成してホール内に上記ペーストを充填す
る。その後、複数のシートを積層圧着した後、上述した
条件で焼成することにより、配線層と絶縁層とを同時に
焼成することができる。
線基板を作製する場合には、例えば、上記のようにして
調合した混合粉末を公知のテープ成形法、例えばドクタ
ーブレード法、圧延法等に従い、絶縁層形成用のグリー
ンシートを作製した後、そのシートの表面に配線層用の
メタライズとして、Ａｇ、ＡｕやＣｕの粉末、特にＣｕ
粉末を含む金属ペーストを用いて、シート表面に配線パ
ターンにスクリーン印刷し、場合によってはシートにス
ルーホールを形成してホール内に上記ペーストを充填す
る。その後、複数のシートを積層圧着した後、上述した
条件で焼成することにより、配線層と絶縁層とを同時に
焼成することができる。
【００２４】
【作用】本発明のガラス−セラミック焼結体によれば、
フィラー成分としてＺｒ酸化物およびＣａ酸化物を含む
ことにより、高誘電率のＺｒＯ2 結晶相を析出させ、ま
た高誘電率のＣａＴｉＯ3 やＳｒＴｉＯ3 などのペロブ
スカイト型結晶相を焼結体中に分散させることにより高
い誘電率を得ることができる、さらに、このペロブスカ
イト型結晶相は、ＴＣＣを低下させる効果がある。
フィラー成分としてＺｒ酸化物およびＣａ酸化物を含む
ことにより、高誘電率のＺｒＯ2 結晶相を析出させ、ま
た高誘電率のＣａＴｉＯ3 やＳｒＴｉＯ3 などのペロブ
スカイト型結晶相を焼結体中に分散させることにより高
い誘電率を得ることができる、さらに、このペロブスカ
イト型結晶相は、ＴＣＣを低下させる効果がある。
【００２５】また、ガラス成分の一部とＣａ、Ｓｒとの
反応によりアノーサイト型結晶相および／またはスラウ
ソナイト型結晶相を析出させ、低誘電率のガラス量を減
少させることで、焼結体全体の誘電率を高めることがで
きる。
反応によりアノーサイト型結晶相および／またはスラウ
ソナイト型結晶相を析出させ、低誘電率のガラス量を減
少させることで、焼結体全体の誘電率を高めることがで
きる。
【００２６】また、ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｇＯ−Ｚ
ｎＯ−Ｂ2 Ｏ3 系ガラスからスピネル型結晶相を析出さ
せることにより、焼結体の抗折強度を高めることができ
る。
ｎＯ−Ｂ2 Ｏ3 系ガラスからスピネル型結晶相を析出さ
せることにより、焼結体の抗折強度を高めることができ
る。
【００２７】また、このガラス−セラミック焼結体は、
８００〜１０００℃の温度でＡｕ、ＡｇあるいはＣｕの
内部配線層と同時に焼成することができるため、これら
の配線導体を具備する多層配線基板や半導体素子収納用
パッケージの微細配線化を容易に達成できる。
８００〜１０００℃の温度でＡｕ、ＡｇあるいはＣｕの
内部配線層と同時に焼成することができるため、これら
の配線導体を具備する多層配線基板や半導体素子収納用
パッケージの微細配線化を容易に達成できる。
【００２８】
【実施例】ＳｉＯ2 −Ａｌ2 Ｏ3 −ＭｇＯ−ＺｎＯ−Ｂ
2 Ｏ3 系の結晶性ガラスＡ（ＳｉＯ2 ：４４重量％、Ａ
ｌ2 Ｏ3 ：２９重量％、ＭｇＯ：１１重量％、ＺｎＯ：
７重量％、Ｂ2 Ｏ3 ：９重量％）と、結晶性ガラスＢ
（ＳｉＯ2 ：５０重量％、Ａｌ2 Ｏ3 ：２０重量％、Ｍ
ｇＯ：７重量％、ＺｎＯ：３重量％、Ｂ2 Ｏ3 ：２０重
量％）と、平均粒径が１μｍ以下のＺｒＯ2 およびＣａ
ＣＯ3 、平均粒径が１μｍ以下のＳｒＴｉＯ3 を表１の
組成に従い混合した。なお、表１中、試料Ｎo.１〜１７
については平均粒径０．７μｍのＣａＺｒＯ3 粉末を添
加した。
2 Ｏ3 系の結晶性ガラスＡ（ＳｉＯ2 ：４４重量％、Ａ
ｌ2 Ｏ3 ：２９重量％、ＭｇＯ：１１重量％、ＺｎＯ：
７重量％、Ｂ2 Ｏ3 ：９重量％）と、結晶性ガラスＢ
（ＳｉＯ2 ：５０重量％、Ａｌ2 Ｏ3 ：２０重量％、Ｍ
ｇＯ：７重量％、ＺｎＯ：３重量％、Ｂ2 Ｏ3 ：２０重
量％）と、平均粒径が１μｍ以下のＺｒＯ2 およびＣａ
ＣＯ3 、平均粒径が１μｍ以下のＳｒＴｉＯ3 を表１の
組成に従い混合した。なお、表１中、試料Ｎo.１〜１７
については平均粒径０．７μｍのＣａＺｒＯ3 粉末を添
加した。
【００２９】そして、この混合物に有機バインダー、可
塑剤、トルエンを添加し、ドクターブレード法により厚
さ３００μｍのグリーンシートを作製した。そして、こ
のグリーンシートを５枚積層し、５０℃の温度で１００
ｋｇ／ｃｍ2 の圧力を加えて熱圧着した。得られた積層
体を水蒸気含有／窒素雰囲気中で、７００℃で脱バイン
ダーした後、乾燥窒素中で表１の条件において焼成して
ガラスセラミック焼結体を得た。
塑剤、トルエンを添加し、ドクターブレード法により厚
さ３００μｍのグリーンシートを作製した。そして、こ
のグリーンシートを５枚積層し、５０℃の温度で１００
ｋｇ／ｃｍ2 の圧力を加えて熱圧着した。得られた積層
体を水蒸気含有／窒素雰囲気中で、７００℃で脱バイン
ダーした後、乾燥窒素中で表１の条件において焼成して
ガラスセラミック焼結体を得た。
【００３０】得られた焼結体について誘電率、抗折強度
を以下の方法で評価した。誘電率は、試料形状 直径５
０ｍｍ、厚み１ｍｍの試料を切り出し、ネットワークア
ナライザー、シンセサイズドスイーパーを用いて空洞共
振器法により測定した。測定では、サファイヤを充填し
た円筒空洞共振器の間に試料の誘電体基板を挟んで測定
した。共振器のＴＥ011 モードの共振特性より、誘電率
を算出した。抗折強度は、試料形状 長さ７０ｍｍ，厚
さ３ｍｍ，幅４ｍｍとし、ＪＩＳ−Ｃ−２１４１の規定
に準じて３点曲げ試験を行った。測定の結果は表１に示
した。
を以下の方法で評価した。誘電率は、試料形状 直径５
０ｍｍ、厚み１ｍｍの試料を切り出し、ネットワークア
ナライザー、シンセサイズドスイーパーを用いて空洞共
振器法により測定した。測定では、サファイヤを充填し
た円筒空洞共振器の間に試料の誘電体基板を挟んで測定
した。共振器のＴＥ011 モードの共振特性より、誘電率
を算出した。抗折強度は、試料形状 長さ７０ｍｍ，厚
さ３ｍｍ，幅４ｍｍとし、ＪＩＳ−Ｃ−２１４１の規定
に準じて３点曲げ試験を行った。測定の結果は表１に示
した。
【００３１】また、比較例として、フィラー成分とし
て、ＺｒＯ2 やＣａＯに代わり、Ａｌ2 Ｏ3 、フォルス
テライトを用いて同様に焼結体を作製し評価した（試料
Ｎo.１９、２０）。
て、ＺｒＯ2 やＣａＯに代わり、Ａｌ2 Ｏ3 、フォルス
テライトを用いて同様に焼結体を作製し評価した（試料
Ｎo.１９、２０）。
【００３２】また、上記結晶化ガラスに代わり、ＳｉＯ
2 ：５５．２重量％、Ａｌ2 Ｏ3 ：１２重量％、Ｂ2 Ｏ
3 ：４．４重量％、ＺｒＯ2 ：２０重量％、ＺｎＯ：
６．７重量％、Ｎａ2 Ｏ１．６重量％、ＺｒＯ2 ０．１
重量％の組成のガラスＣ、ＳｉＯ2 ：６０．７重量％、
Ａｌ2 Ｏ3 ：９．３重量％、Ｂ2 Ｏ3 ：５重量％、Ｂａ
Ｏ：１５．４重量％、ＺｎＯ８．６重量％、Ｋ2 Ｏ１重
量％の組成からなるガラスＤを用いて、フィラーとして
平均粒径が０．７μｍのＣａＺｒＯ3 を用いて同様に評
価した（試料Ｎo.２７，２８）。
2 ：５５．２重量％、Ａｌ2 Ｏ3 ：１２重量％、Ｂ2 Ｏ
3 ：４．４重量％、ＺｒＯ2 ：２０重量％、ＺｎＯ：
６．７重量％、Ｎａ2 Ｏ１．６重量％、ＺｒＯ2 ０．１
重量％の組成のガラスＣ、ＳｉＯ2 ：６０．７重量％、
Ａｌ2 Ｏ3 ：９．３重量％、Ｂ2 Ｏ3 ：５重量％、Ｂａ
Ｏ：１５．４重量％、ＺｎＯ８．６重量％、Ｋ2 Ｏ１重
量％の組成からなるガラスＤを用いて、フィラーとして
平均粒径が０．７μｍのＣａＺｒＯ3 を用いて同様に評
価した（試料Ｎo.２７，２８）。
【００３３】なお、表１中，試料Ｎo.７の焼結体のＸ線
回折測定チャート図を図２に示した。
回折測定チャート図を図２に示した。
【００３４】
【表１】
【００３５】表１の結果から明らかなように、ガラス相
以外の結晶相としてＺｒＯ2 、ペロブスカイト型結晶
相、スピネル型結晶相、アノーサイト型結晶相および／
またはスロワソナイト型結晶相が析出した本発明は、い
ずれも誘電率が９．５以上、強度が２０ｋｇ／ｍｍ2 以
上の高い値を示した。
以外の結晶相としてＺｒＯ2 、ペロブスカイト型結晶
相、スピネル型結晶相、アノーサイト型結晶相および／
またはスロワソナイト型結晶相が析出した本発明は、い
ずれも誘電率が９．５以上、強度が２０ｋｇ／ｍｍ2 以
上の高い値を示した。
【００３６】これに対して、ＺｒＯ2 およびＣａＯの含
有量が６９重量％を越える試料Ｎo.１では、焼成温度を
１４００℃まで高めないと緻密化することができず、比
誘電率が低く，ＴＣＣも大きい。ＳｒＴｉＯ3 を無添加
の試料Ｎo.３１でもＴＣＣが大きく誘電率も小さい。そ
の他、各成分の配合組成が本発明の範囲を逸脱する試料
はいずれも誘電率が低く、ＴＣＣも大きいものであっ
た。
有量が６９重量％を越える試料Ｎo.１では、焼成温度を
１４００℃まで高めないと緻密化することができず、比
誘電率が低く，ＴＣＣも大きい。ＳｒＴｉＯ3 を無添加
の試料Ｎo.３１でもＴＣＣが大きく誘電率も小さい。そ
の他、各成分の配合組成が本発明の範囲を逸脱する試料
はいずれも誘電率が低く、ＴＣＣも大きいものであっ
た。
【００３７】また、比較例として、フィラーとしてＡｌ
2 Ｏ3 を用いた試料Ｎo.２５やフォルステライトを用い
た試料Ｎo.２６では、それぞれ誘電率が６．０、５．０
であった。また、ガラスＣおよびＤを用いた試料Ｎo.２
７、２８は、スピネル結晶相が析出せず、いずれも高誘
電率、高強度の焼結体は得ることができなかった。
2 Ｏ3 を用いた試料Ｎo.２５やフォルステライトを用い
た試料Ｎo.２６では、それぞれ誘電率が６．０、５．０
であった。また、ガラスＣおよびＤを用いた試料Ｎo.２
７、２８は、スピネル結晶相が析出せず、いずれも高誘
電率、高強度の焼結体は得ることができなかった。
【００３８】
【発明の効果】以上詳述した通り、本発明のガラス−セ
ラミック焼結体は、高い誘電率と強度を有するために、
マイクロ波用回路素子等において小型化が可能となり、
さらに、基板材料の高強度化により入出力端子部に施す
リードの接合や実装における基板の信頼性を向上でき
る。しかも、８００〜１０００℃で焼成されるため、Ａ
ｕ、Ａｇ、Ｃｕ等による配線を同時焼成により形成する
ことができる。
ラミック焼結体は、高い誘電率と強度を有するために、
マイクロ波用回路素子等において小型化が可能となり、
さらに、基板材料の高強度化により入出力端子部に施す
リードの接合や実装における基板の信頼性を向上でき
る。しかも、８００〜１０００℃で焼成されるため、Ａ
ｕ、Ａｇ、Ｃｕ等による配線を同時焼成により形成する
ことができる。
【図１】本発明のガラス−セラミック焼結体の組織の概
略図である。
略図である。
【図２】本発明の焼結体のＸ線回折測定チャート図であ
る。
る。
１ ＺｒＯ2 結晶相 ２ スピネル型結晶相 ３ （Ｃａ，Ｓｒ）−Ａｌ−Ｓｉ−Ｏ系複合酸化物結晶
相 ４ ペロブスカイト型結晶相 ５ ガラス相
相 ４ ペロブスカイト型結晶相 ５ ガラス相
Claims (2)
- 【請求項１】Ｚｒ、Ｃａを酸化物換算による合量で全量
中１５〜６９重量％と、Ｓｒ、Ｔｉを酸化物換算による
合量で全量中１〜４１重量％、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｎ
およびＢを酸化物換算による合量で３０〜７０重量％の
割合で含むガラス−セラミック焼結体であって、該焼結
体が、ガラス相と、ＺｒＯ2 結晶相と、ペロブスカイト
型結晶相と、スピネル型結晶相と、Ｃａ、Ｓｒの少なく
とも１種とＡｌおよびＳｉからなる複合酸化物結晶相と
を含むことを特徴とするガラス−セラミック焼結体。 - 【請求項２】少なくともＳｉＯ2 、Ａｌ2 Ｏ3 、Ｍｇ
Ｏ、ＺｎＯおよびＢ2 Ｏ3 を含むガラスを３０〜７０重
量％と、Ｃａ酸化物およびＺｒ酸化物あるいはそれらの
化合物を酸化物換算による合量で１５〜６９重量％、Ｓ
ｒ酸化物およびＴｉ酸化物あるいはそれらの化合物を全
量中１〜４１重量％となる割合で混合した混合粉末を成
形後、８００℃〜１０００℃で焼成することを特徴とす
るガラス−セラミック焼結体の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07165877A JP3101971B2 (ja) | 1995-06-30 | 1995-06-30 | ガラス−セラミック焼結体およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07165877A JP3101971B2 (ja) | 1995-06-30 | 1995-06-30 | ガラス−セラミック焼結体およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0920553A true JPH0920553A (ja) | 1997-01-21 |
| JP3101971B2 JP3101971B2 (ja) | 2000-10-23 |
Family
ID=15820683
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07165877A Expired - Fee Related JP3101971B2 (ja) | 1995-06-30 | 1995-06-30 | ガラス−セラミック焼結体およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3101971B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010110201A1 (ja) * | 2009-03-26 | 2010-09-30 | 日立金属株式会社 | 誘電体磁器組成物、多層誘電体基板、電子部品、及び誘電体磁器組成物の製造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPWO2001044143A1 (ja) | 1999-12-16 | 2004-01-08 | 株式会社トクヤマ | 結晶化ガラスと窒化アルミニウム焼結体の接合体およびその製造方法 |
-
1995
- 1995-06-30 JP JP07165877A patent/JP3101971B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010110201A1 (ja) * | 2009-03-26 | 2010-09-30 | 日立金属株式会社 | 誘電体磁器組成物、多層誘電体基板、電子部品、及び誘電体磁器組成物の製造方法 |
| US8778819B2 (en) | 2009-03-26 | 2014-07-15 | Hitachi Metals, Ltd. | Dielectric ceramic composition, multilayer dielectric substrate, electronic component, and method for producing dielectric ceramic composition |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3101971B2 (ja) | 2000-10-23 |
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