具体实施方式

以下，参照附图对本发明涉及的陶瓷烧结体以及利用其的半导体装置用基板的结构进行说明。

(半导体装置1的结构)

图1是实施方式涉及的半导体装置1的剖视图。半导体装置1在汽车、空调机、工业用机器人、商用电梯、家庭用微波炉、IH电饭煲、发电(风力发电、太阳光发电、燃料电池等)、电力铁道、UPS(不间断电源)等各种各样的电子设备中用作功率模块。

半导体装置1具备半导体装置用基板2、第1接合材料5、第2接合材料5’、半导体芯片6、接合线7以及散热器8。

半导体装置用基板2是所谓的DBOC基板(Direct Bonding of Copper Substrate，直接覆铜基板)。半导体装置用基板2具备陶瓷烧结体3、第1铜板4以及第2铜板4’。

陶瓷烧结体3是半导体装置用基板2用的绝缘体。陶瓷烧结体3形成为平板状。陶瓷烧结体3是半导体装置用基板2的基板。关于陶瓷烧结体3的结构在后面叙述。

第1铜板4与陶瓷烧结体3的表面接合。在第1铜板4形成有输电电路。第2铜板4’与陶瓷烧结体3的背面接合。第2铜板4’形成为平板状。

另外，半导体装置用基板2也可以是取代第1以及第2铜板4、4’而使用了第1以及第2铝板的所谓的DBOA基板(Direct Bonding of Aluminum Substrate，直接覆铝基板)。在使用比铜板更柔软的铝板的DBOA基板中，能够使在内部产生的热应力进一步缓和。

此外，在半导体装置用基板2中，形成了输电电路的第1铜板4与陶瓷烧结体3的表面接合，但输电电路也可以通过减成法或加成法形成。

半导体装置用基板2的制作方法没有特别限制，例如可以如下这样制作。首先，形成在陶瓷烧结体3的表背面配置了第1以及第2铜板4、4’的层叠体。接着，将层叠体在1070℃～1075℃的氮气氛条件下加热10分钟程度。由此，在陶瓷烧结体3和第1以及第2铜板4、4’接合的界面(以下，总称为“接合界面”。)生成Cu－O共晶液相，陶瓷烧结体3的表背面润湿。接着，通过将层叠体冷却从而Cu－O共晶液相被固化，第1以及第2铜板4、4’接合于陶瓷烧结体3。

第1接合材料5配置在第1铜板4与半导体芯片6之间。半导体芯片6经由第1接合材料5与第1铜板4接合。接合线7将半导体芯片6与第1铜板4连接。

第2接合材料5’配置在第2铜板4’与散热器8之间。散热器8经由第2接合材料5’与第2铜板4’接合。散热器8例如可以由铜等构成。

(陶瓷烧结体3的构成元素)

陶瓷烧结体3包含Zr(锆)、Al(铝)、Y(钇)和Mg(镁)。

陶瓷烧结体3中的各构成元素的含量如下。

·Zr：以ZrO₂换算为7.5质量％以上且23.5质量％以下

·Al：以Al₂O₃换算为74.9质量％以上且91.8质量％以下

·Y：以Y₂O₃换算为0.41质量％以上且1.58质量％以下

·Mg：以MgO换算为0.10质量％以上且0.80质量％以下

可以认为，通过将Zr的含量以ZrO₂换算设为7.5质量％以上，从而能够抑制陶瓷烧结体3的线热膨胀系数变得过小，能够减小陶瓷烧结体3与第1以及第2电路板4、4’的线热膨胀系数差。可以认为，其结果是，能够减小在接合界面产生的热应力，有助于抑制由于热循环而产生裂纹。

可以认为，通过将Zr的含量以ZrO₂换算设为23.5质量％以下，从而能够抑制电路板接合时的接合界面处的反应变得过剩。可以认为，其结果是，有助于抑制在接合界面产生空隙。

可以认为，通过将Y的含量以Y₂O₃换算设为0.41质量％以上，从而能够抑制后述的热老化后M相率变得过大。可以认为，其结果是，有助于抑制由于热老化处理而致使陶瓷烧结体3的机械强度下降。

可以认为，通过将Y的含量以Y₂O₃换算设为1.58质量％以下，从而能够抑制后述的热老化后M相率变得过小。可以认为，其结果是，有助于抑制由于热老化处理而致使陶瓷烧结体3的机械强度下降。

可以认为，通过将Mg的含量以MgO换算设为0.10质量％以上，从而即使不过度地提高烧成温度也能使陶瓷烧结体3烧结，能够抑制Al₂O₃粒子以及ZrO₂粒子的粗大化。可以认为，其结果是，能够提高陶瓷烧结体3的机械强度，有助于抑制由于热循环而产生裂纹。此外，可以认为，能够在陶瓷烧结体3中生成充分的量的MgAl₂O₄(尖晶石)晶体，能够使电路板接合时的与Cu－O共晶液相的润湿性提高。可以认为，其结果是，有助于抑制在接合界面产生空隙。

可以认为，通过将Mg的含量以MgO换算设为0.80质量％以下，从而能够抑制氧化铝晶体以及氧化锆晶体的过剩的生长，能够提高陶瓷烧结体3的机械强度。可以认为，其结果是，有助于抑制由于热循环而产生裂纹。此外，可以认为，能够抑制在陶瓷烧结体3中过剩地生成MgAl₂O₄晶体，能够抑制电路板接合时的接合界面处的反应变得过剩。可以认为，其结果是，有助于抑制在接合界面产生空隙。

在本实施方式中，陶瓷烧结体3的构成元素的含量如上述那样以氧化物换算而算出，但陶瓷烧结体3的构成元素既可以以氧化物的形态存在，也可以不以氧化物的形态存在。例如，Y、Mg以及Ca中的至少1种也可以不以氧化物的形态存在，而固溶于ZrO₂中。

另外，陶瓷烧结体3的构成元素的以氧化物换算的含量如以下这样算出。首先，利用荧光X射线分析装置(XRF)或者附设于扫描型电子显微镜(SEM)的能量分散型分析器(EDS)，对陶瓷烧结体3的构成元素进行定性分析。接着，针对通过该定性分析而检测出的各元素，利用ICP发光分光分析装置进行定量分析。接着，将通过该定量分析而测定出的各元素的含量换算为氧化物。

陶瓷烧结体3除了上述的构成元素之外，也可以包含Hf(铪)、Si(硅)、Ca(钙)、Na(钠)、K(钾)、Fe(铁)、Ti(钛)以及Mn(锰)中的至少1种氧化物。这些氧化物既可以是有意地添加的，也可以是不可避免地混入的。

(陶瓷烧结体3的M相率)

陶瓷烧结体3包含ZrO₂晶相作为晶相。ZrO₂晶相具有单斜晶相(monoclinic相)和正方晶相(tetragonal相)作为晶体构造。

在烧结后在180℃环境下实施了100小时的热老化处理的陶瓷烧结体3的X射线衍射图案中，单斜晶相的峰值强度相对于单斜晶相以及正方晶相各自的峰值强度之和的比(以下，称为“热老化后M相率”。)为15％以下。由此，可以认为，在陶瓷烧结体3中，能够抑制由于氧化锆晶体的正方晶相向单斜晶相相转变而引起的体积膨胀所伴随的应力形变而致使缺陷堆积。

热老化后M相率优选为4％以上。由此，可以认为，能够抑制如下情况，即，在对陶瓷烧结体3施加了机械应力时产生的裂纹的前端处氧化锆晶体的正方晶相向单斜晶相相转变，裂纹传播。可以认为，其结果是，有助于抑制热老化后的陶瓷烧结体3的机械强度的下降。

此外，在未实施热老化处理的陶瓷烧结体3的X射线衍射图案中，单斜晶相的峰值强度相对于单斜晶相以及正方晶相各自的峰值强度之和的比(以下，称为“热老化前M相率”。)优选为7％以下。由此，可以认为，能够抑制在热老化时氧化锆晶体的正方晶相向单斜晶相相转变，能够进一步抑制热老化后的陶瓷烧结体3的机械强度的下降。

另外，热老化前后的M相率能够利用由X射线衍射装置(XRD：日本理学株式会社制，MiniFlexII)对陶瓷烧结体3的外表面进行解析而得到的X射线衍射图案，根据以下的式(1)求出。在式(1)中，M1是单斜晶(111)面的峰值强度，M2是单斜晶(11－1)面的峰值强度，T1是正方晶(111)面的峰值强度，T2是立方晶(111)面的峰值强度。

单斜晶相的比率＝100×(M1+M2)/(T1+T2+M1+M2)···(1)

热老化后M相率能够通过在如上所述将陶瓷烧结体3的构成元素的含量最优化的基础上控制烧结后的陶瓷烧结体3中包含的ZrO₂晶体粒子的粒子特性来简便地调整。具体地，将陶瓷烧结体3中包含的ZrO₂晶体粒子的平均粒径设为0.6μm以上且1.5μm以下，并且，将陶瓷烧结体3中包含的ZrO₂晶体粒子中的粒径为1.8μm以上的粗大ZrO₂晶体粒子的面积比例设为15％以下。另外，关于陶瓷烧结体3中的ZrO₂晶体粒子的平均粒径和粗大ZrO₂晶体粒子的含有比例的控制方法在后面叙述。

ZrO₂晶体粒子的平均粒径如以下这样算出。首先，利用扫描型电子显微镜，以6000倍的倍率对陶瓷烧结体3的外表面进行摄像。接着，利用图像处理软件，将从摄像图像中随机地选出的300个ZrO₂晶体粒子的平均当量圆直径作为平均粒径而算出。所谓平均当量圆直径是当量圆直径的平均值，所谓当量圆直径是具有与粒子相同的面积的圆的直径。

粗大ZrO₂晶体粒子的面积比例是将为了测定平均粒径而选出的300个ZrO₂晶体粒子中的当量圆直径为1.8μm以上的粗大ZrO₂晶体粒子的合计面积除以300个ZrO₂晶体粒子的合计面积而得到的值。

(陶瓷烧结体3的尖晶石相率)

陶瓷烧结体3也可以包含MgAl₂O₄晶相作为晶相。在此情况下，在未实施热老化处理的陶瓷烧结体3的X射线衍射图案中，MgAl₂O₄晶相的峰值强度相对于Al₂O₃晶相的峰值强度之比(以下，称为“尖晶石相率”。)优选为4％以下。由此，能够抑制铜板接合时的接合界面处的反应变得过剩，能够抑制在接合界面产生空隙。另外，尖晶石相率也可以为0％。

尖晶石相率更优选为0.5％以上且3.5％以下。由此，能够使铜板接合时的陶瓷烧结体3和Cu－O共晶液相的润湿性提高，并且能够进一步抑制铜板接合时的接合界面处的反应变得过剩，能够进一步抑制在接合界面产生空隙。

尖晶石相率能够利用由XRD对陶瓷烧结体3的表面进行解析而得到的X射线衍射图案根据以下的式(2)求出。在式(2)中，A1是尖晶石相的(311)面的峰值强度，B1是Al₂O₃晶相的(104)面的峰值强度。

MgAl₂O₄的比率(％)＝100×A1/(A1+B1)···(2)

(陶瓷烧结体3的制造方法)

参照图2对陶瓷烧结体3的制造方法进行说明。图2是示出陶瓷烧结体3的制造方法的流程图。

在步骤S1中，对以下的粉体材料进行调配。

·以ZrO₂换算为7.5质量％以上且23.5质量％以下的ZrO₂

·以Al₂O₃换算为74.9质量％以上且91.8质量％以下的Al₂O₃

·以Y₂O₃换算为0.41质量％以上且1.58质量％以下的Y₂O₃

·以MgO换算为0.10质量％以上且0.80质量％以下的MgO

此时，优选使用比表面积为5m²/g以上且10m²/g的ZrO₂粉体。由此，变得容易抑制由于热循环而产生裂纹。

另外，ZrO₂以及Y₂O₃各自可以为单独的粉体材料，但也可以使用预先以Y₂O₃部分稳定化的ZrO₂粉体。此外，也可以根据希望而调配HfO₂、SiO₂、CaO、Na₂O以及K₂O等粉体材料。

在步骤S2中，将调配后的粉体材料例如通过球磨机等进行粉碎混合。

在步骤S3中，在粉碎混合后的粉体材料中添加有机质粘合剂(例如，聚乙烯醇缩丁醛)、溶剂(二甲苯、甲苯等)以及增塑剂(邻苯二甲酸二辛酯)而形成浆料状物质。

在步骤S4中，通过希望的成型手段(例如，模具压制、冷等静压、注塑成型、刮板法、挤压成型法等)，将浆料状物质成型为希望的形状来制作陶瓷成型体。

在步骤S5中，通过将陶瓷成型体在氧气氛或大气气氛中进行烧成(1580℃～1620℃，0.7小时～1.0小时)，从而形成陶瓷烧结体3。该陶瓷烧结体3如上述那样，烧结后的ZrO₂晶体粒子的平均粒径为0.6μm以上且1.5μm以下，并且，粗大ZrO₂晶体粒子的面积比例为15％以下，因此能够抑制由于热老化处理而致使机械强度下降。此外，如上述那样，陶瓷烧结体3中的各构成元素的含量被最优化，并且，使用比表面积为5m²/g以上且10m²/g的ZrO₂粉体进行了制作，因此能够抑制由于热循环而产生裂纹。

另外，陶瓷烧结体3中的ZrO₂晶体粒子的平均粒径和粗大ZrO₂晶体粒子的含有比例能够通过控制粉体材料的调配组成(步骤S1)、粉碎混合时间(步骤S2)、以及烧成温度(步骤S5)来进行某种程度的调整。若延长粉碎混合时间，则ZrO₂晶体粒子的平均粒径有变小的倾向，粗大ZrO₂晶体粒子的含有比例也有变小的倾向。若提高烧成温度，则ZrO₂晶体粒子的平均粒径有变大的倾向，粗大ZrO₂晶体粒子的含有比例也有变多的倾向。

(特征)

在陶瓷烧结体3中，Zr的含量以ZrO₂换算为7.5质量％以上且23.5质量％以下，Al的含量以Al₂O₃换算为74.9质量％以上且91.8质量％以下，Y的含量以Y₂O₃换算为0.41质量％以上且1.58质量％以下，Mg的含量以MgO换算为0.10质量％以上且0.80质量％以下。此外，热老化后M相率为15％以下。

像这样，通过将陶瓷烧结体3的构成元素的含量最优化，并且，将热老化后M相率设为15％以下，从而能够在热老化处理后维持机械强度(通过3点弯曲强度试验测定出的抗折强度)，并且能够抑制热循环所引起的裂纹的产生。

实施例

如以下这样，制作实施例1～9以及比较例1～8涉及的陶瓷烧结体3，并测定了热老化前后的M相率和热老化前后的抗折强度(机械强度)。此外，利用实施例1～9以及比较例1～8涉及的陶瓷烧结体3，制作图3所示的半导体装置用基板样本10，并测定了在陶瓷烧结体3产生裂纹的热循环次数。

(陶瓷烧结体3的制作)

首先，将表1所示的组成的材料用球磨机进行了粉碎混合。在实施例1～9以及比较例1～6中，使用了比表面积为5m²/g以上且10m²/g以下的ZrO₂粉体，在比较例7、8中，使用了比表面积为13m²/g以上且19m²/g以下的ZrO₂粉体。

接着，在粉碎混合后的粉体材料中，添加作为有机质粘合剂的聚乙烯醇缩丁醛、作为溶剂的二甲苯、和作为增塑剂的邻苯二甲酸二辛酯而形成了浆料状物质。

接着，通过刮板法，将浆料状物质成型为片状而制作了陶瓷成型体。

接着，将陶瓷成型体在氧气氛或大气气氛中以表1所示的烧成温度进行0.8小时烧成而制作了陶瓷烧结体3。陶瓷烧结体3的尺寸是厚度0.32mm、纵39mm、横45mm。

(M相率)

利用由XRD(日本理学株式会社制，MiniFlexII)对烧结后的各陶瓷烧结体3的外表面进行解析而得到的X射线衍射图案，根据上述式(1)，算出了热老化前M相率。将算出的热老化前M相率汇总示于表1。

接下来，对烧结后的各陶瓷烧结体3在180℃环境下实施了100小时的热老化处理。

接着，利用由XRD(日本理学株式会社制，MiniFlexII)对热老化后的各陶瓷烧结体3的外表面进行解析而得到的X射线衍射图案，根据上述式(1)，算出了热老化后M相率。将算出的热老化后M相率汇总示于表1。

(尖晶石相率)

利用由XRD(日本理学株式会社制，MiniFlexII)对烧结后的各陶瓷烧结体3的外表面进行解析而得到的X射线衍射图案，根据上述式(2)，算出了MgAl₂O₄晶相的峰值强度相对于Al₂O₃晶相的峰值强度之比(热老化前的尖晶石相率)。将热老化前的尖晶石相率汇总示于表1。

(抗折强度)

针对烧结后的各陶瓷烧结体3，通过试样尺寸(15×45×厚度0.32mm)、跨距30mm的3点弯曲强度试验对每10片的抗折强度(机械强度)进行了测定，算出了10片的测定值的算术平均值(热老化前的抗折强度)。将热老化前的抗折强度汇总示于表1。

接下来，对烧结后的各陶瓷烧结体3在180℃环境下实施了100小时的热老化处理。

接着，针对热老化后的各陶瓷烧结体3，通过试样尺寸(15×45×厚度0.32mm)、跨距30mm的3点弯曲强度试验对每10片的抗折强度(机械强度)进行测定，算出了10片的测定值的算术平均值(热老化后的抗折强度)。将热老化后的抗折强度汇总示于表1。

(半导体装置用基板样本10的制作)

通过将由遵循JIS C1020的无氧铜构成的第1以及第2铜板4、4’(分别为0.40mm厚度)在大气中加热至300℃，从而使第1以及第2铜板4、4’各自的外表面氧化。

接着，将由第1以及第2铜板4、4’夹着实施例1～9以及比较例1～8涉及的陶瓷烧结体3的层叠体载置在由Mo(钼)构成的网状材料11上，并在氮(N₂)气氛中以1070℃加热了10分钟。

接着，通过将层叠体冷却，从而在陶瓷烧结体3接合第1以及第2铜板4、4’，并且在第2铜板4’接合了网状材料11。

(裂纹产生率)

针对各半导体装置用基板样本10，在N₂(氮)和H₂(氢)的混合气体(N₂：H₂＝7：3)的气氛中重复“室温→310℃×5分钟”的热循环，直到在陶瓷烧结体3产生裂纹为止。

在表1中，针对各陶瓷烧结体3将在10片中的任意一片产生了裂纹的热循环次数记载为裂纹产生热循环次数。在表1中，裂纹产生热循环次数为20次以上的样本评价为“◎”，7次以上且19次以下的样本评价为“○”，6次以下的样本评价为“×”。

[表1]

如表1所示，在使用了比表面积为5m²/g以上且10m²/g以下的ZrO₂粉体的陶瓷烧结体3中，构成元素的含量如下这样被最优化，并且，在热老化后M相率为15％以下的实施例1～9中，能够兼顾热老化处理后的机械强度维持和热循环所引起的裂纹抑制。具体地，在实施例1～9中，热老化后的抗折强度为500MPa以上，裂纹产生热循环次数为7次以上。

·以ZrO₂换算为7.5质量％以上且23.5质量％以下的ZrO₂

·以Al₂O₃换算为74.9质量％以上且91.8质量％以下的Al₂O₃

·以Y₂O₃换算为0.41质量％以上且1.58质量％以下的Y₂O₃

·以MgO换算为0.10质量％以上且0.80质量％以下的MgO

另一方面，在比较例1～6中由于构成元素的含量未被最优化，此外，在比较例7、8中由于热老化后的M相率超过15％，因此未能兼顾机械强度维持和裂纹抑制。

工业实用性

根据本发明，能够抑制陶瓷烧结体中的机械强度的下降和裂纹的产生，因此本发明涉及的陶瓷烧结体能够利用于在各种各样的电子设备中使用的半导体装置用基板。

符号说明

1…半导体装置

2…半导体装置用基板

3…陶瓷烧结体

4、4’…铜板

5、5’…接合材料

6…半导体芯片

7…接合线

8…散热器

10…半导体装置用基板样本

11…网状材料。