[0001] 本发明涉及陶瓷烧结体以及采用该陶瓷烧结体的半导体装置用基板，该陶瓷烧结体使用于功率晶体管模块等所用的半导体装置用基板上，尤其涉及在由陶瓷烧结体组成的陶瓷基板的表面上安装铜板的DBOC基板(Direct Bonding of Copper Substrate)、或在陶瓷基板的表面上安装铝板的DBOA基板(Direct Bonding of Aluminum substrate)。

[0002] 功率半导体装置用基板所用的基板需要具备高机械强度且热传导性出众，作为满足这些条件的绝缘体采用陶瓷基板。众所周知，一般而言陶瓷基板中有以氧化铝为主成分的氧化铝陶瓷基板、以氮化铝为主成分的氮化铝基板等，其中氮化铝基板放热性出众，但有因价格高而难于利用的课题。另一方面，只有氧化铝组成的陶瓷基板价格虽低但有放热性差的课题。
为解决这样的课题公开了几件发明，即将氧化铝陶瓷的粉体材料的一部分换成氧化锆，还添加氧化钇和氧化钙或氧化镁等，据此提高陶瓷的机械强度并提高放热性，且为价格低的陶瓷基板。

[0003] 在专利文献1中，用“半导体装置用基板”的名称，对与适用于功率晶体管模块等的半导体装置用基板相关的发明进行了公开。专利文献1所公开的发明其特征在于，在将铜板与陶瓷基板直接接合的半导体装置用基板中，陶瓷基板由以氧化铝为主成分并将氧化锆添加到其中的烧结体组成。
根据上述构成的专利文献1所公开的发明，采用将氧化锆添加到氧化铝并高温烧成后的陶瓷作为DBOC基板的陶瓷基板，据此与以往的单含氧化铝的陶瓷基板相比，能大幅度地增强机械强度。因而，就实用而言陶瓷基板能变薄，由此作为半导体装置用的基板能得到高放热性的DBOC基板，尤其通过适用于功率晶体管模块等的基板，有如下效果：大大有助于半导体装置的小型化以及电流容量的增大。

[0004] 另外，在专利文献2中，用“半导体装置用基板”的名称，对与在功率晶体管模块等中通过焊接等搭载半导体芯片的半导体装置用的绝缘基板相关的发明进行了公开。专利文献2所公开的发明其特征在于，由以氧化铝为主成分添加氧化锆，并添加从由氧化钇、氧化钙、氧化镁、氧化铈所组成的群中选择的1种以上的添加剂而制成的陶瓷烧结体组成。
根据上述结构的专利文献2所公开的发明，通过采用向氧化铝中添加氧化锆及/或氧化钇、氧化钙、氧化镁、氧化铈等的添加剂并高温烧成的陶瓷作为CBC(Ceramic Bonding Copper)基板的陶瓷基板，与以往的单含氧化铝的基板或氮化铝基板相比，能够大大增强机械强度。因而，就实用而言，陶瓷基板能变薄，由此作为半导体装置用的基板能得到高放热性的CBC基板，尤其通过适用于功率晶体管模块等的基板，能实现半导体装置的小型化、低成本化，以及电流容量的增大。
尤其，氧化铝的重量比是70％以上不满100％的范围、氧化锆的重量比大于0％而止于
30％的范围、从由氧化钇、氧化钙、氧化镁、氧化铈组成的群中选择的添加剂的总量的重量比处于0.02％以上2％以下的范围时，能获得实用上出众的弯曲强度和高热传导率的陶瓷基板，作为半导体装置用基板在强度、绝缘性、热传导性、低成本的方面上出众。

[0005] 进而，在专利文献3中，用“半导体装置”的名称对发明进行了公开，该发明涉及一种用于开关电源装置、定电压定频率控制装置(CVCF)、可变电压可变频率电源装置(VVVF)等的所谓的变换器、逆变器，将安装有半导体元件的电路基板收纳于箱体框内的称为功率晶体管模块的半导体装置，尤其，涉及通过焊接等搭载半导体元件的绝缘基板中，将箔状的铜板与陶瓷基板(绝缘芯板)直接接合的贴合基板(CBC基板：Ceramic Bonding Copper)。若直接引用文献中所述符号来说明，专利文献3所公开的发明即功率晶体管模块所用的CBC(Ceramic Bonding Copper)基板2是将箔状的铜板2b、2c通过例如直接敷铜法直接接合到陶瓷基板2a的表面和背面的基板，电路图案形成在主面侧的铜板2c上，尤其陶瓷基板2a是以氧化铝为主成分将氧化锆添加到其中，进一步作为添加剂将氧化钇、氧化钙、氧化镁、氧化铈的任一个分别添加0.1～2wt％、0.02～0.5wt％、0.02～0.4wt％、0.02～
0.5wt％后的高温烧结体。
根据专利文献3所公开的发明，与以往的单含氧化铝的基板或氮化铝基板相比，能大大增强机械强度。因而，就实用而言陶瓷基板能变薄，由此作为半导体装置用的基板能获得高放热性的CBC基板，尤其通过适用到功率晶体管模块等的基板上，能实现半导体装置的小型化、低成本化、以及电流容量的增大。通过基板尺寸的大型化能实现半导体装置的高集成化，另外不必在用于应力缓和的引线部分形成弯曲部，因而能实现装置的薄型化，进而能排除浮起铜板边缘部的构造，通过削减工数实现低成本化。
尤其，在氧化铝的重量比处于70％以上不满100％的范围、氧化锆的重量比超过0％而止于30％的范围、从由氧化钇、氧化钙、氧化镁、氧化铈组成的群中选择的添加剂的总量的重量比位于0.02％以上2％以下的范围时，能够获得实用上出众的弯曲强度和高热传导率的陶瓷基板，上述的效果显著。

[0006] 此外，在专利文献4中，以“耐热稳定性出众的高韧性陶瓷烧结体以及其制造方法”的名称公开了一种发明，该发明涉及极高强度且同时热稳定性格外出众的高韧性陶瓷烧结体以及其制造方法。专利文献4所公开的发明其特征在于，相对于含有Y2O3和CeO2作为稳定剂的ZrO2粉末材料，对作为第2成分的将1～70内部重量％的氧化铝、尖晶石、莫来石等的粉末进行粉碎、混合而得的混合粉末用1100℃以上1600℃以下的温度实施热压处理或热等静压处理。
根据这样的专利文献4所公开的发明，是由含有Y2O3和CeO2作为稳定剂(但Y2O3是
1摩尔％以上)的主要由四方晶构成的部分稳定化氧化锆、以及从Al2O3、MgO·Al2O3(尖晶石)、3Al2O3·2SiO2(莫来石)中选择的1种或2种以上的第2成分组成，通过热压法或热等静压法等制造而成的加压烧结体，因而强度极高且同时热稳定性格外出众。也就是说，是强度、韧性的热经时劣化极少的高韧性陶瓷烧结体，这样的氧化锆系烧结体是以往没有的。
另外，加压烧结的结果与不是加压烧结的常压烧结的情况相比一般而言发挥了强度增加约
1.5倍的始料未及的显著效果。
另外，将专利文献4公开的耐热稳定性出众的高韧性陶瓷烧结体用作滑动部件时，与3摩尔Y2O3部分稳定化氧化锆烧结体相比，能获得约10倍以上的耐磨耗性。专利文献4公开的发明如此对部分稳定化氧化锆烧结体的硬度进行改善，耐磨耗性更加出众。进一步通过添加主要形成分散成分的第2成分，在高温状态下与以往的氧化锆烧结体相比，硬度、强度、蠕变等的机械特性也出众。
然后，专利文献4公开的发明，如此在常温以及高温下具有出众的特性，因而大大有助于向热可塑性树脂或陶瓷的注射成型机用的耐磨耗性陶瓷螺钉、黄铜棒或铜管壳等的热挤压模具、燃气轮机部件、柴油机部件等的内燃机械、泵部件、工业用刀具、切削工具、粉碎机械用部件、滑动部件、人工骨、人工牙、由铸造陶瓷制成的人工牙的桥芯材料、人工牙根、量规等的机械工具、固体电解质等的应用以及实用化，以及提高性能。
现有技术文献
专利文献

[0007] 专利文献1：日本国特开平7-38014号公报专利文献2：日本国特开平8-195450号公报
专利文献3：日本国特开平8-195458号公报
专利文献4：日本国特开平6-263533号公报
发明概要
发明要解决的问题

[0008] 专利文献1所公开的发明，并非将使作为粉体材料的氧化钇(Y2O3)等的稳定剂固溶到结晶中的部分稳定化氧化锆作为必须的构成使用。因此，存在难于使陶瓷烧结体中的氧化锆结晶的80～100％成为四方晶相的课题。另外，存在难于对陶瓷烧结体的烧成温度进行降低的课题。
另外，采用氧化锆和氧化钇作为粉末材料的情况下，不能在烧成时使氧化锆和氧化钇有效率地进行反应并使并非部分稳定化的氧化锆充分地部分稳定化，因此尤其存在难以使陶瓷烧结体中的氧化锆结晶的80～100％成为四方晶相的课题。
也就是说，在烧成完成的陶瓷烧结体中的氧化锆结晶中，若单斜晶相(monoclinic相)的相对比例大，则高热作用到陶瓷烧结体时单斜晶相的一部分相转移成四方晶相(tetragonal相)，产生氧化锆结晶的体积收缩。进而，热循环一用在陶瓷烧结体上，陶瓷烧结体中的缺陷就堆积，最终有可能降低机械强度。
另外，不将氧化镁作为必须的材料添加到专利文献1所公开的发明的粉体材料中时，也存在难以将陶瓷烧结体的烧成温度充分地进行降低的课题。
并且，不能充分降低陶瓷烧结体的烧成温度的情况下，重叠多张的陶瓷成型体来同时烧成时，为防止各陶瓷成型体的熔着而用作目砂的氧化铝可能会熔着到陶瓷烧结体上并成为一体。此时，存在制造的陶瓷烧结体的表面上设置铜板或铝板时，因为产生空隙而形成不良品的风险高的课题。
另外，不将氧化镁作为必须的粉体材料含有的情况下，烧成后在陶瓷烧结体中没有产生尖晶石的结晶，因而存在下述课题：贴设铜板时和界面中的Cu-O共晶液相的润湿性降低故空隙的产生率增加，变得易产生不良品。
也就是说，专利文献1所公开的发明的情况下，想要制造大型的DBOC基板时，存在难以确保高机械信赖性和高品质的课题。

[0009] 专利文献2以及专利文献3所公开的发明中也和上述的专利文献1的情况同样，并非将部分稳定化氧化锆作为必须的构成来采用。另外，在专利文献2以及专利文献3所公开的发明中，有时在采用氧化铝和氧化锆作为粉体材料的情况下，不选择氧化钇以及氧化镁作为必须的粉体材料。
并且，尤其氧化钇以及氧化镁添加到氧化铝和氧化锆中的情况下，让氧化锆和氧化钇有效率地进行反应而使非部分稳定化的氧化锆充分地部分稳定化是很困难的，因而难以使陶瓷烧结体中的氧化锆结晶的四方晶相的比例为80～100％，因此，存在如下课题：难以使制造的陶瓷烧结体的热膨胀系数在8.0～9.0ppm/K。此时，存在与专利文献1的情况相同的课题。进而，作为粉末材料氧化锆并非部分稳定化时，也存在如下课题：难以降低陶瓷的烧成温度。
另外，尤其向氧化铝和氧化锆中添加氧化钇，且不添加氧化镁的情况下，不能发挥充分降低烧成温度的效果、以及降低贴设铜板时的空隙产生率的效果，也存在与专利文献1的情况相同的课题。

[0010] 在专利文献4中，公开了如下陶瓷烧结体：以通过氧化钇(Y2O3)以及氧化铈(CeO2)部分稳定化后的氧化锆为主成分，作为副成分含有1～70内部重量％的氧化铝和尖晶石，使陶瓷烧结体中的氧化锆结晶的50％以上成为四方晶相，但在作为DBOC基板使用时，有关用于对在铜与陶瓷烧结体表面的界面上空隙的产生进行抑制或防止的技术内容，不必说公开就是启示或提及也都没有。因而，参照专利文献4不能制造功能模块用的、产生的空隙少的DBOC基板。另外，专利文献4所公开的陶瓷烧结体以氧化锆为主成分，故存在如下课题：热传导率低，根本就无法适用到功率模块用放热基板。

[0011] 本发明就是为解决上述以往的课题而提出的，本发明提供一种机械强度高、放射性出众，而且具有在贴设铜板时降低空隙产生率的效果的适用于DBOC基板的绝缘体的陶瓷烧结体以及采用其的半导体装置用基板。

[0012] 为达成上述目的，权利要求1所述的发明的陶瓷烧结体是用作绝缘基板的陶瓷烧结体，该绝缘基板用于安装电子部件，其特征在于，在制造陶瓷烧结体时所用的粉体材料含有主成分的氧化铝、部分稳定化氧化锆、以及氧化镁，部分稳定化氧化锆的含有量的上限相对于粉体材料的全重量是30wt％，氧化镁的含有量相对于粉体材料的全重量是0.05～0.50wt％的范围内，陶瓷烧结体中所含的氧化锆结晶中80～100％是四方晶相。
在上述构成的发明中，粉体材料中所含有的部分稳定化氧化锆具有大幅度地提高权利要求1所述的陶瓷烧结体中的氧化锆结晶中的四方晶相的比例的作用，以及具有使权利要求1所述的发明的烧成温度低温化的作用。更具体而言，具有使权利要求1所述的发明的烧成温度低于1600℃的作用。
另外，粉体材料中所含有的氧化镁具有使权利要求1所述的发明的烧成温度低温化的作用。更具体而言，具有使权利要求1所述的发明的烧成温度低于1600℃的作用。进一步，氧化镁具有使尖晶石结晶生成在权利要求1所述的陶瓷烧结体中的作用，以及具有提高构成权利要求1所述的陶瓷烧结体的结晶粒子的晶粒边界强度的作用。而且，尖晶石结晶具有在权利要求1所述的陶瓷烧结体的表面上贴设铜板时，提高与Cu-O共晶液相的润湿性的作用。
进而，通过将粉体材料中的部分稳定化氧化锆的含有量的上限设成30wt％，抑制权利要求1所述的陶瓷烧结体的热传导率的显著降低。
另外，通过将氧化镁的含有量设成0.05～0.50wt％的范围内，抑制因过剩生成尖晶石结晶，权利要求1所述的陶瓷烧结体的热传导率大幅度地降低。
另外，通过添加部分稳定化氧化锆以及氧化镁，权利要求1所述的陶瓷烧结体的烧成温度降低，所以具有能将权利要求1所述的陶瓷烧结体制成致密的烧结体，提高权利要求1所述的陶瓷烧结体的热传导率的作用。进而，通过权利要求1所述的陶瓷烧结体的烧成温度的降低，也有抑制完成烧成的陶瓷烧结体中的氧化锆结晶粒子的增大的作用。并且，氧化锆结晶与Cu-O共晶液相的润湿性差，所以完成烧成的陶瓷烧结体中的氧化锆结晶粒子并非积极地增大而是小的情况下，在权利要求1所述的陶瓷烧结体的表面贴设铜板时，也有提高与Cu-O共晶液相的润湿性的作用。
而且，通过使权利要求1所述的陶瓷烧结体中的氧化锆结晶中的80～100％成为四方晶相，具有提高权利要求1所述的陶瓷烧结体的抗折强度的同时，使其热膨胀系数成为
8.0～9.0ppm/K的作用。

[0013] 权利要求2所述的发明的陶瓷烧结体是权利要求1所述的陶瓷烧结体，其特征在于，部分稳定化氧化锆中的氧化钇的摩尔分数是0.015～0.035的范围内。上述构成的发明将权利要求1所述的发明中的粉体材料的构成更加明确，有与权利要求1所述的发明相同的作用。

[0014] 权利要求3所述的发明的陶瓷烧结体是权利要求1所述的陶瓷烧结体，其特征在于，完成烧成的陶瓷烧结体含有尖晶石结晶。在上述构成的发明中尖晶石结晶具有在权利要求3所述的陶瓷烧结体的表面贴设铜板时，提高与Cu-O共晶液相的润湿性的作用。
另外，权利要求3所述的发明有与权利要求1所述的发明相同的作用。

[0015] 权利要求4所述的发明的陶瓷烧结体是权利要求1所述的陶瓷烧结体，其特征在于，陶瓷烧结体在其制造时除粉体材料外还添加二氧化硅，该二氧化硅的添加量的上限值相对于粉体材料的全重量是1wt％。上述构成的发明除与权利要求1所述的发明相同的作用外，二氧化硅与上述的尖晶石结晶同样，具有在权利要求4所述的陶瓷烧结体的表面上贴设铜板时，提高与Cu-O共晶液相的润湿性的作用。
陶瓷烧结体中所生成的尖晶石结晶的量越多，贴设铜板时的与Cu-O共晶液相的润湿性越高，抑制陶瓷烧结体与铜板的界面内产生空隙的效果提高；相反，若尖晶石结晶的生成量多，则作为DBOC基板的绝缘体采用陶瓷烧结体时的热传导性降低。
于是，在权利要求4所述的发明中，通过额外向粉体材料中添加具有与尖晶石结晶同样的提高与Cu-O共晶液相的润湿性的作用的二氧化硅，来进一步提高与Cu-O共晶液相的润湿性的作用。
并且，通过将该二氧化硅的添加量的上限值设成相对于粉体材料的全重量为1wt％，抑制权利要求4所述的发明的热传导性的降低。
二氧化硅除上述作用外，还具有提高对含有部分稳定化氧化锆的粉体材料进行烧成来制造的陶瓷烧结体的绝缘电阻的作用。部分稳定化氧化锆在氧化锆结晶格子中存在氧缺陷，氧离子通过这个缺陷进行移动，据此产生电传导。因此，通过含有部分稳定化氧化锆的粉体材料制造的陶瓷烧结体存在如下课题：因该氧缺陷引起的电传导性，绝缘电阻变小，但二氧化硅有阻止氧离子移动的性质，所以权利要求4所述的发明有抑制绝缘电阻的降低的作用。

[0016] 权利要求5所述的发明的陶瓷烧结体是权利要求1所述的陶瓷烧结体，其特征在于，在上述陶瓷烧结体中，氧化锆结晶的平均粒径是0.1～1.5μm的范围内。上述构成的发明除与权利要求1所述的发明相同的作用外，通过将权利要求5所述的发明的陶瓷烧结体中的氧化锆结晶的平均粒径设成在0.1～1.5μm的范围内，在权利要求
5所述的陶瓷烧结体的表面上贴设铜板时，与Cu-O共晶液相的润湿性得到提高。

[0017] 权利要求6所述的发明的半导体装置用基板，是由陶瓷烧结体、和与该表面以及背面的至少一部分相接合的铜板或铝板构成的半导体装置用基板，其特征在于，在制造陶瓷烧结体时所用的粉体材料含有主成分的氧化铝、部分稳定化氧化锆、以及氧化镁，部分稳定化氧化锆的含有量的上限相对于粉体材料的全重量是30wt％，氧化镁的含有量相对于粉体材料的全重量是0.05～0.50wt％的范围内，陶瓷烧结体中所含的氧化锆结晶中80～100％是四方晶相。
上述构成的发明若换言之，是在权利要求1所述的陶瓷烧结体的表面以及背面的至少一部分上具备铜板或铝板。因而，关于权利要求6所述的发明的陶瓷烧结体具有与权利要求1所述的陶瓷烧结体相同的作用。而且，铜板或铝板对陶瓷烧结体进行强化且作为对搭载于其上的半导体元件供给电力的配线回路，或作为放热体发挥作用。
另外，陶瓷烧结体的热膨胀系数是8.0～9.0ppm/K，与以往法(比如，参照专利文献1)的陶瓷相比高，所以也有缩小与铜板或铝板的热膨胀系数差的作用。此时，具有对陶瓷烧结体与铜板或铝板的界面内的热应力进行缓和的作用。
尤其，将铜板贴在陶瓷烧结体的表面上的情况下，通过向陶瓷烧结体制造时所用的粉体材料中添加氧化镁，在完成烧成的陶瓷烧结体中生成尖晶石(MgO-Al2O3)结晶，具有提高与在铜板表面所形成的Cu-O共晶液相的润湿性的作用。据此，在陶瓷烧结体的表面贴设铜板时，有抑制这些界面上产生空隙的作用。
尤其，采用铝板的情况下，比起铜板柔软且变形容易，且质轻，所以具有在热作用于权利要求6所述的半导体装置用基板时，抑制由在陶瓷烧结体与铝板的界面上产生的热应力导致的陶瓷烧结体破损或产生龟裂的作用。

[0018] 权利要求7所述的发明的半导体装置用基板是权利要求6所述的半导体装置用基板，其特征在于，部分稳定化氧化锆中的氧化钇的摩尔分数是0.015～0.035的范围内。上述构成的发明更明确地示出权利要求6所述的发明中的粉体材料的构成。若换言之，使在权利要求2所述的陶瓷烧结体的表面或背面的至少的一部分上贴设铜板或铝板。
因此，权利要求7所述的发明具有将权利要求6以及权利要求2所述的各发明的作用进行合并后的作用。

[0019] 权利要求8所述的发明的半导体装置用基板是权利要求6所述的半导体装置用基板其特征在于，完成烧成的陶瓷烧结体含有尖晶石结晶。上述构成的发明，是在权利要求3所述的陶瓷烧结体的表面以及背面的至少一部分上贴设铜板或铝板。
因而，权利要求8所述的发明具有将权利要求6以及权利要求3所述的各发明的作用进行合并后的作用。

[0020] 权利要求9所述的发明的半导体装置用基板是权利要求6所述的半导体装置用基板，其特征在于，陶瓷烧结体在其制造时除粉体材料外还添加二氧化硅，该二氧化硅的添加量的上限值设成相对于粉体材料的全重量为1wt％。上述构成的发明是在权利要求4所述的陶瓷烧结体的表面以及背面的至少一部分上贴设铜板或铝板的发明。
因而，权利要求9所述的发明具有将权利要求6以及权利要求4所述的各发明的作用进行合并后的作用。

[0021] 权利要求10所述的发明的半导体装置用基板是权利要求6所述的半导体装置用基板，其特征在于，在陶瓷烧结体中，氧化锆结晶的平均粒径是0.1～1.5μm的范围内。上述构成的发明是在权利要求5所述的陶瓷烧结体的表面以及背面的至少一部分上贴设铜板或铝板的发明。
因而，权利要求10所述的发明具有将权利要求6以及权利要求5所述的各发明的作用进行合并后的作用。
发明效果

[0022] 根据本发明所涉及的陶瓷烧结体(尤其，权利要求1到权利要求3的各项所述的陶瓷烧结体)，能将完成烧成的陶瓷烧结体的热膨胀系数设成8.0～9.0ppm/K。该结果能使本发明所涉及的陶瓷烧结体的热膨胀系数接近铜板或铝板，所以在本发明所涉及的陶瓷烧结体上贴设铜板或铝板时，具有能对在其界面上产生的热应力进行缓和的效果。另外，本发明所涉及的陶瓷烧结体，热传导率、热膨胀系数以及机械强度高，其表面相对于Cu-O共晶液相具有高润湿性，所以尤其适用于DBOC基板用的绝缘体。
并且，采用本发明所涉及的陶瓷烧结体的情况下，具有能提供具备比起以往高品质的大型的DBOC基板或DBOA基板的效果。

[0023] 权利要求4所述的发明具有与权利要求1所述的发明相同的效果。进而，与在陶瓷烧结体中只存在尖晶石结晶的情况相比，具有能进一步对权利要求4所述的陶瓷烧结体的表面的与Cu-O共晶液相的润湿性再提高的效果。
结果，能提高在权利要求4所述的陶瓷烧结体的表面上贴设铜板时的、降低陶瓷烧结体与铜板的界面内的空隙的产生率的效果。
因而，具有能提高制品的产量的效果。
二氧化硅，除上述作用外，还具有提高对含有部分稳定化氧化锆的粉体材料进行烧成而制造的陶瓷烧结体的绝缘电阻的作用。

[0024] 权利要求5所述的发明除与权利要求1所述的发明相同的效果外，通过缩小权利要求5所述的陶瓷烧结体中的氧化锆结晶的平均粒径，有能提高在权利要求5所述的在陶瓷烧结体表面上贴设铜板时的与Cu-O共晶液相的润湿性的效果。结果，在权利要求5所述的陶瓷烧结体的表面上贴设铜板时，具有能降低陶瓷烧结体与铜板的界面上的空隙的产生率，提高制品的产量的效果。

[0025] 权利要求6所述的发明除与权利要求1所述的发明相同的效果外，具有能够提供机械强度以及放热性高、且高品质的大型的半导体装置用基板的效果。另外，通过提高权利要求6所述的发明的品质，具有能提高其生产性的效果。另外，结果，还具有能削减权利要求6所述的半导体装置用基板的制造成本的效果。

[0026] 权利要求7所述的发明具有对权利要求6以及权利要求2的各项所述的发明的效果进行合并后的效果。

[0027] 权利要求8所述的发明具有对权利要求6以及权利要求3的各项所述的发明的效果进行合并后的效果。

[0028] 权利要求9所述的发明具有对权利要求6以及权利要求4的各项所述的发明的效果进行合并后的效果。

[0029] 权利要求10所述的发明具有对权利要求6以及权利要求5的各项所述的发明的效果进行合并后的效果。附图说明

[0030] 图1表示实施例1所涉及的陶瓷烧结体的制造方法的流程图。图2表示实施例1所涉及的陶瓷烧结体制造时的对部分稳定化氧化锆的添加量进行变化时的抗折强度以及热传导率的变化的曲线图。
图3表示实施例1所涉及的陶瓷烧结体制造时的对部分稳定化氧化锆的含有量进行变化时的烧成温度与烧结密度的关系的曲线图。
图4表示对粉体材料中所含有的部分稳定化氧化锆中的氧化钇的摩尔分数进行变化时的烧成温度和烧结密度的关系的曲线图。
图5表示实施例1所涉及的陶瓷烧结体制造时的对氧化镁的添加量进行变化时的烧成温度与烧结密度的关系的曲线图。
图6表示使实施例1所涉及的陶瓷烧结体、以往例所涉及的陶瓷烧结体、以及只由氧化铝构成的陶瓷的温度上升时的热膨胀系数的变化的曲线图。
图7表示实施例1所涉及的陶瓷烧结体的X射线衍射图。
图8(a)是实施例2所涉及的半导体装置用基板的剖面图，(b)是采用该半导体装置用基板的半导体装置的剖面图。
图9表示半导体装置用基板样品制作时的形态的剖面图。
符号说明

[0031] 1---陶瓷烧结体2---半导体装置用基板
3---陶瓷基板
4---铜板
5---接合材
6---半导体芯片
7---接合线
8---散热片
9---半导体装置
10---半导体装置用基板样品
11---网目材

[0032] 下面，对本发明的实施方式所涉及的陶瓷烧结体以及采用该陶瓷烧结体的半导体装置用基板进行详细地说明。实施例1

[0033] 以下，对本发明的实施例1所涉及的陶瓷烧结体进行说明。实施例1所涉及的陶瓷烧结体是作为功率模块基板用的绝缘体而采用的陶瓷烧结体，该功率模块基板用的绝缘体用于汽车、空调机、产业用机器人、业务用升降机、家庭用微波炉、IH电饭锅、发电以及送电(风力发电、太阳能发电、燃料电池等)、电气铁路、UPS(不间断电源)等的电子设备。
首先，对照图1对实施例1所涉及的陶瓷烧结体的制造方法进行详细地说明。
图1是表示实施例1所涉及的陶瓷烧结体的制造方法的流程图。
如图1所示，在制造实施例1所涉及的陶瓷烧结体1中，首先，将作为粉体材料的氧化铝、部分稳定化氧化锆、氧化镁例如按照如以下的表1所示的比例进行调合后(步骤S1)，比如用球磨机等对在步骤S1中调合后的粉体材料进行粉碎混合(步骤S2)，接着，向该混合物中作为有机质粘结剂添加例如聚乙烯醇缩丁醛(PVB)等，另外，作为溶剂添加二甲苯、甲苯等，作为可塑剂添加邻苯二甲酸二辛酯(DOP)来形成浆状物质(步骤3)。

[0034]表1

[0035] 图2表示实施例1所涉及的陶瓷烧结体制造时的对部分稳定化氧化锆的添加量进行变化时的抗折强度以及热传导率的变化的曲线图。图中，黑四角形的标记表示抗折强度，白圈的标记表示热传导率。如图2所示，制造实施例1所涉及的陶瓷烧结体1时，若增加部分稳定化氧化锆的含有量，则完成烧成的陶瓷烧结体1的抗折强度(机械强度)随之提高，但是视为用作功率模块基板时的放热性的指标的热传导率降低。因此，在制造实施例1所涉及的陶瓷烧结体1时，将部分稳定化氧化锆的含有量的上限值设成相对于粉体材料的总重量为30wt％。另外，部分稳定化氧化锆的含有量相对于粉体材料的总重量为1wt％以上的话，能发挥提高陶瓷烧结体1的机械强度的效果，为充分发挥提高其机械强度的效果，优选使氧化锆相对于粉体材料的总重量的含有量为5wt％以上。

[0036] 图3是表示实施例1所涉及的陶瓷烧结体制造时的对部分稳定化氧化锆的含有量进行变化时的烧成温度与烧结密度的关系的曲线图。另外，在此根据阿基米德法对烧结密度(表观密度：apparent density)进行测定。如图3所示，表示伴随烧成温度的高温化，烧结密度暂时大幅度地降低并再度上升的倾向。即、烧结密度大幅度地降低的温度区域是陶瓷烧结体的烧结处于活性化的状态，之后烧结密度没有产生大变化的温度区域是烧结稳定的适当烧成温度。
另外，从图3明显可知，通过增加粉体材料所含有的部分稳定化氧化锆的含有量，能将适当烧成温度低温化。

[0037] 图4是表示对粉体材料中所含有的部分稳定化氧化锆中的氧化钇的摩尔分数进行变化时的烧成温度和烧结密度的关系的曲线图。另外，在此也采用阿基米德法对烧结密度(表观密度)进行测定。如图4所示，将部分稳定化氧化锆中的氧化钇的摩尔分数MY2O3[MY2O3＝{mY2O3/(mZrO2+mY2O3)}，其中，mY2O3是氧化钇的物质量(mol)，mZrO2是氧化锆的物质量(mol)]设定为
0.020以及0.030的情况下的任何一个，在低于1600℃的烧成温度烧结密度稳定。
因而，通过将粉体材料中所含有的部分稳定化氧化锆中的氧化钇的摩尔分数设成大概
0.015～0.035的范围内，能使实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的烧成温度低于1600℃。
另外，在实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的制造时用作粉体材料的部分稳定化氧化锆优选采用通过共沉淀法、水解法、醇盐法等制作的均匀性高、且粉体的平均粒径小的粉体。

[0038] 图5表示实施例1所涉及的陶瓷烧结体制造时的对氧化镁的添加量进行变化时的烧成温度与烧结密度的关系的曲线图。另外，在此将阿基米德法用于烧结密度(表观密度)的测定。如图5所示，不将氧化镁添加到粉体材料中的情况下，烧结密度的增大停滞并且烧结密度稳定的温度区域是1600℃以上，与之相对，粉体材料中含有氧化镁的情况下全都在
1560℃左右烧结密度稳定。
因而，通过粉体材料中含有氧化镁，能使陶瓷烧结体1的烧成温度低温化。更具体而言，能使实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的烧成温度低于1600℃。另外，即使氧化镁相对于粉体材料的全重量仅含有0.05wt％，也能发挥使烧成温度低温化的效果。
另一方面，相对于粉体材料的全重量的氧化镁的添加量若超过0.05wt％，与烧成温度无关，认定烧结密度有降低的倾向。该降低可认为是比重小的尖晶石结晶的比例的增加所致(比重的参考值：氧化铝4.0、氧化锆6.1、尖晶石结晶3.6)。若尖晶石结晶过剩地产生，则陶瓷烧结体的放热性降低而难以满足要求，因而将实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的制造时的氧化镁的含有量设成相对于粉体材料的全重量为0.05～0.50wt％的范围内。

[0039] 返回图1的说明，将在步骤S3中调整后的浆状物质通过希望的成型手段、比如、金属模具压制、冷等静压、注射成型、刮匀涂装法、挤压成型法等成型成希望的形状(步骤S4)。另外，在实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的制造中，尤其采用刮匀涂装法。在该工序之后，对经如上述工序来制作出的陶瓷成型体，例如在氧化(O2)氛围中或大气中，在低于1600℃的温度条件下进行烧成(步骤S5)。
在该步骤S5的烧成工序中，形成为薄板状后的多张的陶瓷成型体边通过目砂边积层来同时烧成。此时，目砂有防止在薄板状的陶瓷成型体被烧成的过程中相互熔着的作用。另外，采用在目砂中使用与用于粉体材料的氧化铝相同的氧化铝，因而即使在烧成时目砂的一部分熔着到陶瓷烧结体1的表面，也不会给陶瓷烧结体1的特性带来任何影响。

[0040] 通过如上述工序制造的实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的特性与以往例所涉及的陶瓷烧结体的特性值相比较的情况见下面的表2。另外，在下面的表2中作为比较对象的以往例是专利文献1所公开的陶瓷烧结体。另外，对于表2所示的特性值的测定，作为实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的一例，采用了使用按照之前的表1所示的比例配合后的粉体材料、在1560℃烧成的陶瓷烧结体1。

[0041]表2
※1通过用X射线衍射测定后的各反射的积分强度对Garvie&Nicholson的式进行变形得到的式(1)※2计算出。
※2
但，在上述式(1)中Xt是陶瓷烧结体中的氧化锆结晶粒子中的四方晶相(tetragonal相)的摩尔分数乘以100而采用％表示的，I代表通过X射线衍射测定的各反射的积分强度，m代表单斜晶相(monoclinic相)，t代表四方晶相(tetragonal相)。

[0042] 如上述表2所示，在实施例1所涉及的陶瓷烧结体1中，其制造时通过在粉体材料中将部分稳定化氧化锆以及氧化镁作为必须的构成来含有，能使陶瓷烧结体1的烧成温度低于1600℃。并且，实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的烧成温度低于1600℃时，在步骤S5的烧成步骤中，夹设在陶瓷成型体(比如、陶瓷生片)之间的粉体状的氧化铝一体地熔着在陶瓷烧结体1的表面上，能抑制完成烧成的陶瓷烧结体1的表面成为凹凸状。据此，在将铜板或铝板贴设在实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的表面上，而作为DBOC基板或DBOA基板时，能降低在陶瓷烧结体1与金属板(铜板或铝板)的界面所产生的空隙的产生率。(效果1)[0043] 另外，通过实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的烧成温度的低温化，如上述表2所示，烧成时，能抑制完成烧成的陶瓷烧结体1中的氧化锆结晶粒子以及氧化铝结晶粒子的增大。更具体而言，能够使氧化铝结晶的平均粒径缩小到以往的43～67％的程度，同时将氧化锆结晶的平均粒径缩小到以往的10～42％的程度。尤其，在陶瓷烧结体1中氧化锆结晶粒子大的情况下，在陶瓷烧结体的表面贴设铜板时，与Cu-O共晶液相的润湿性降低，空隙的产生率变高而作为制品的品质受到损害。对此，在实施例1所涉及的陶瓷烧结体1中，能在保持完成烧成的陶瓷烧结体1中的氧化锆结晶粒子的平均粒径小的状态下完成烧结，更具体而言，能将实施例1所涉及的陶瓷烧结体1中氧化锆结晶的平均粒径设成0.1～
1.5μm的范围内，因而能够对实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的表面上的与Cu-O共晶液相的润湿性进行大幅度地改善。结果，能降低在实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的表面上贴设铜板时的空隙的发生率。(效果2)

[0044] 而且，通过部分稳定化氧化锆以及氧化镁含在粉体材料中所实现的烧成温度低温化，能将完成烧成的陶瓷烧结体1制成致密的烧结体，结果能增大烧结密度。该结果，如表2所示，将实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的热传导率与以往例相比，能增大约8％。据此，与以往例相比能提高实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的放热性。(效果3)

[0045] 进而，在实施例1所涉及的陶瓷烧结体1中，通过采用部分稳定化氧化锆作为粉体材料，能使烧结后的陶瓷烧结体1中的氧化锆结晶的80％～100％成为四方晶相(参照上述表2)。

[0046] 图6是表示使实施例1所涉及的陶瓷烧结体、以往例所涉及的陶瓷烧结体、以及只由氧化铝构成的陶瓷的温度升高时的热膨胀系数的变化的曲线图。另外，在图6中所述的“以往例”是专利文献1所公开的陶瓷烧结体，“发明品”是本发明的实施例1所涉及的陶瓷烧结体1。另外，作为比较对象，把只由不含氧化锆的氧化铝组成的陶瓷烧结体的数据作为比较对象而记载。将以往例所涉及的陶瓷烧结体的温度上升到100～800℃的范围内的情况下，其热膨胀系数并没有大幅度地超过7.00(ppm/K)。对此，在实施例1所涉及的陶瓷烧结体1以及只由氧化铝组成的陶瓷烧结体中，热膨胀系数随温度上升而增大，尤其实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的热膨胀系数增大到8.0～9.0(ppm/K)。
在以往例所涉及的陶瓷烧结体中，陶瓷烧结体中的氧化锆结晶的四方晶相的比例是
50％以下，因此若以往例所涉及的陶瓷烧结体的温度上升，则单斜晶相的氧化锆结晶容易相转移成四方晶相。结果，引起氧化锆结晶的体积收缩，所以在以往例所涉及的陶瓷烧结体中难以产生热膨胀系数的增大。

[0047] 因而，在以往例所涉及的陶瓷烧结体的表面上贴设铜板或铝板的情况下，伴随陶瓷烧结体的温度上升金属板和陶瓷烧结体的热膨胀系数差变大，与此相伴，在他们的界面上所产生的热应力也增大，最终地在金属板和陶瓷烧结体之间容易产生剥离。因而，采用以往例所涉及的陶瓷烧结体的情况下，难以制造高机械信赖性的大型的DBOC或DBOA基板。对此，在实施例1所涉及的陶瓷烧结体1中，陶瓷烧结体中的氧化锆结晶粒子的四方晶相的比例是80％～100％，在陶瓷烧结体1中的氧化锆结晶中几乎不含有单斜晶相，因而几乎不产生如上述的相转移。因此，在实施例1所涉及的陶瓷烧结体1中不产生氧化锆结晶粒子的体积收缩，所以伴随温度的上升热膨胀系数值增大。

[0048] 结果，热循环施加到实施例1所涉及的陶瓷烧结体1上时，能对在陶瓷烧结体1的内部蓄积由于氧化锆结晶粒子的体积收缩产生的缺陷进行抑制，据此能提高做成制品时的机械信赖性。而且，让实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的温度上升时，热膨胀系数值适宜增大，故在其表面贴设铜板或铝板时，也能够缓和这些界面上所产生的热应力。根据这些点，能提高将实施例1所涉及的陶瓷烧结体1制品化时的机械信赖性。(效果4)这样的情况下，采用实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的制品的产量也得到提高，故能提高采用实例1所涉及的陶瓷烧结体1的制品的生产性。(效果5)
进而，如实施例1所涉及的陶瓷烧结体1，陶瓷烧结体中的氧化锆结晶中的四方晶相的比例接近100％的情况下，陶瓷烧结体1的抗折强度(机械强度)也得到提高。结果，具有能制造大型的DBOC基板或DBOA基板的效果。(效果6)

[0049] 图7是通过X射线衍射法对实施例1所涉及的陶瓷烧结体的结晶构造进行测定的结果(X射线衍射图)。如图7所示，在实施例1所涉及的陶瓷烧结体1中，通过让氧化镁作为必须的构成要素含有在粉体材料中，在完成烧成的陶瓷烧结体1中能生成尖晶石结晶(MgO-Al2O3)。
通过具有该尖晶石结晶，在实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的表面上贴设铜板时，与Cu-O共晶液相的润湿性也能提高。(效果7)
另一方面，若陶瓷烧结体1中的尖晶石结晶的含有率高，则引起实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的热传导率降低，所以在实施例1中，考虑这一点，将氧化镁的含有量设成相对于粉体材料的全重量为0.05～0.50wt％的范围内。
另外，在粉体材料中所含有的氧化镁具有提高实施例1所涉及的陶瓷烧结体1中的氧化铝结晶粒子以及氧化锆结晶粒子的晶粒边界强度的效果(此内容在表2中也表现为与以往例的抗折强度相比实施例1的抗折强度高)。结果，根据该点，采用实施例1所涉及的陶瓷烧结体1，制造DBOC或DBOA基板时能提高其机械信赖性。(效果8)
另外，尖晶石结晶在实施例1所涉及的陶瓷烧结体1中生成，据此关于将陶瓷烧结体1用于DBOC基板时的、与防止产生空隙(铜的部分剥离或浮起)的效果相关的验证试验的结果在后段进行详细地说明。

[0050] 作为使尖晶石结晶含有在实施例1所涉及的陶瓷烧结体1中的方法，如上述，有使氧化铝和氧化镁事先含有在粉体材料中在烧成时来生成的方法(方法1：本申请发明所涉及的方法)，也有并非使氧化镁作为必须的构成含有在粉体材料中而是直接含有尖晶石结晶的方法(方法2：专利文献4公开的方法)。一般而言，氧化镁(MgO)若放置在空气中则吸收水和二氧化碳，逐渐成为氢氧化镁。另外，氧化镁具有微溶于水便发热，成为氢氧化镁的性质(参照岩波书店理化学辞典第5版)。
此外，即使在各种非专利文献中也明确记载氧化镁具有与水或二氧化碳的反应性。
对此，对于尖晶石(MgO-Al2O3)，没有见到任何关于如此的与水或二氧化碳的反应性的记载(比如，参考日本陶瓷协会编陶瓷辞典第2版)。因此，若比较氧化镁和尖晶石，能推测出氧化镁一方有化学活性。换言之，也可说尖晶石比氧化镁在化学上更稳定。
因此，认为在制造实施例1所涉及的陶瓷烧结体1时，作为粉体材料比起添加尖晶石单独添加氧化镁的话，通过尖晶石形成反应能更好地促进氧化铝的烧结。而且，认为氧化镁具有在烧成时固溶于氧化锆的性质，所以也具有诱发氧化锆的烧结反应的性质。

[0051] 即，将实施例1所涉及的陶瓷烧结体1用于DBOC基板时，需有效地防止在铜的接合界面上产生空隙。而且，为达成该目的，需要使尖晶石事先含有在陶瓷烧结体1内。然后，为制造含有尖晶石的陶瓷烧结体1，可以考虑将尖晶石单独添加到粉体材料中的方法(方法2：专利文献4公开的方法)、和将氧化镁单独添加到粉体材料中的方法(方法
1：本申请发明所涉及的方法)。尤其后者的情况下，尖晶石形成反应效果(效果i)、向氧化锆的氧化镁的固溶反应(效果ii)可期待。
另外，认为上述效果i，ii全都有助于在制造实施例1所涉及的陶瓷烧结体1时其烧结温度的降低。即，制造实施例1所涉及的陶瓷烧结体1时能实现制造成本的削减。
因而，在本实施例中，作为使尖晶石含有在陶瓷烧结体1中的方法，采用将氧化镁单独添加到粉体材料中，烧成时生成于陶瓷烧结体1中的方法。

[0052] 一般而言，作为氧化铝陶瓷(以氧化铝为主成分的陶瓷)的特性，高强度、耐磨耗性、耐蚀性(记载越靠前的优越性越高)广为人知，与此相对，作为氧化锆陶瓷(以氧化锆为主成分的陶瓷)的特性，高韧性、高强度、耐磨耗性(记载越靠前的优越性越高)广为人知。专利文献4公开的陶瓷烧结体以部分稳定化氧化锆为主成分，以氧化铝为副成分，所以具有如下特性：陶瓷烧结体的强度易受氧化锆的部分稳定剂的影响。另外，在专利文献4公开的发明中，需要解决如下课题：防止在200～400℃的温度条件下使用时的陶瓷烧结体老化，为此，其为在部分稳定剂的选定以及陶瓷烧结体的烧结方法上具有特征的技术内容。
对此，本实施例所涉及的陶瓷烧结体1，例如是用于功率模块的DBOC基板或DBOA基板，其使用温度在硅设备中为最大150℃左右，使用温度与因通过氧化钇稳定后的氧化锆而将产生劣化问题的200～400℃相比也低很多。进一步，在本发明的实施例1所涉及的陶瓷烧结体1中，将在其制造时所使用的粉体材料的主成分设为氧化铝，副成分设为只用氧化钇进行部分稳定后的氧化锆，所以完成烧成的陶瓷烧结体1的内部构造成为少量的氧化锆离子分散在氧化铝中的烧结组织。因此，认为热作用于实施例1所涉及的陶瓷烧结体1时，即使在表面发生氧化锆离子的相变所致的体积膨胀，其影响也是有限的。根据这些理由，实施例1所涉及的陶瓷烧结体1老化的问题不会凸显。
因此，本实施例所涉及的陶瓷烧结体1从制造成本这一点考虑采用有利的(低价的)常压烧结法，完全不需要采用在制造专利文献4公开的发明时所必须的热压法、或热等静压法。另外，本实施例所涉及的陶瓷烧结体1所用的氧化锆的稳定剂完全不需用到使陶瓷烧结体1的强度降低的氧化铈，只采用氧化钇。
因此，专利文献4公开的陶瓷烧结体与本发明的实施例1所涉及的陶瓷烧结体1，其解决的课题本就不同，这些也可说是技术构思完全不同。

[0053] 另外，除上述表1所示的粉体材料外，可以以相对粉体材料的全重量1wt％以下的量配合二氧化硅(SiO2)。通过向粉体材料添加二氧化硅(SiO2)，与上述的尖晶石结晶相同，在实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的表面上贴设铜板时，具有提高与Cu-O共晶液相的润湿性的效果。并且，将二氧化硅的添加量的上限设成相对粉体材料的全重量为1wt％以下的情况下，能够几乎不改变实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的热传导率而更加促进提高陶瓷烧结体1表面上的与Cu-O共晶液相的润湿性的效果。结果，在实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的表面贴设铜板时，在这些界面上能降低空隙的产生率。
因而，除上述粉体材料外还添加二氧化硅的情况下，能更加提高将实施例1所涉及的陶瓷烧结体1用作DBOC基板的绝缘体时的品质。进而，据此，制品的产量也将提高，所以能提高制品的生产性。

[0054] 在此，参照实验结果对向实施例1所涉及的陶瓷烧结体1添加二氧化硅(SiO2)时的其他效果进行说明。表3表示用于对以往技术所涉及的陶瓷烧结体(比较例)、没有添加二氧化硅的实施例1所涉及的陶瓷烧结体1(试料No.1)、以及配合了二氧化硅后的实施例1所涉及的陶瓷烧结体1(试料No.2)进行制造的粉体材料的配合比例，以及关于各个试料样品在常温(25℃)和300℃以上的环境下的体积电阻值的测定结果。
一般而言，已知若向陶瓷等的绝缘材料施加直流电压则将流过与电压成比例的电流，表示该电流的“流动难易度”的是体积电阻率。因而，可以说被检查对象的材料的体积电阻值越高作为绝缘材料越佳。

[0055]表3
PSZ：部分稳定化氧化锆(氧化钇3.0mol％)
体积电阻测定电压：DC10V

[0056] 上述3种样品(比较例、试料No.1、试料No.2)是将上表3所示的3种粉体材料按照之前的图1所示的工艺流程进行调制而制成陶瓷烧结体。更具体而言，向表3所示的粉体材料中加入粘结剂和溶剂制成浆状物质，将该浆状物质进行成型而制成陶瓷生片后，在上表3所示的温度条件下进行烧成来获得上述3种样品。

[0057] 如从上表3明确可知：没有添加二氧化硅的实施例1所涉及的陶瓷烧结体1(试料No.1)与以往技术所涉及的陶瓷烧结体(比较例)、配合二氧化硅后的实施例1所涉及的陶瓷烧结体1(试料No.2)相比，300℃以上的环境下的体积电阻值有大幅度地变小的倾向。对此，配合二氧化硅后的实施例1所涉及的陶瓷烧结体1(试料No.2)与其他的样品相比，300℃以上的环境下的体积电阻值最高。
因而，根据上述实验结果，可以确认在制造本实施例1所涉及的陶瓷烧结体1时通过向粉体材料添加二氧化硅，将由此制造完成的陶瓷烧结体1用于功率模块基板时，即使在高温条件下也能维持高绝缘性。

[0058] 如此实施例1所涉及的陶瓷烧结体1与以往例所涉及的陶瓷烧结体相比较在如上述的效果1～效果8所示的点上有优势，能提供一种尤其适用于DBOC或DBOA基板的绝缘体的陶瓷烧结体。实施例2

[0059] 下面，参照图8对实施例2所涉及的半导体装置用基板进行说明。图8(a)是实施例2所涉及的半导体装置用基板的剖面图，(b)是采用该半导体装置用基板的半导体装置的剖面图。
关于实施例2所涉及的半导体装置用基板2，由上述的实施例1所涉及的陶瓷烧结体1构成的陶瓷基板3的表面以及背面的至少一部分上，配置铜板4。更具体而言，形成送电回路的铜板4配置在平板状的陶瓷基板3的表面上，在陶瓷基板3的背面配置平板状的铜板
4后，在温度1070～1075℃的氮环境条件下加热10分钟左右，使在陶瓷基板3与铜板4的界面上生成Cu-O共晶液相来润湿陶瓷基板3的表面，然后进行冷却固化以使陶瓷基板3和铜板4相接合。
如此的实施例2所涉及的半导体装置用基板2中，通过采用具有如上述的DBOC或DBOA基板所适用的特性的实施例1所涉及的陶瓷烧结体1，能提供高机械强度以及高放热性且具备高品质的大型的DBOC或DBOA基板。另外，根据实施例2所涉及的半导体装置用基板
2中如前述的实施例1所涉及的陶瓷烧结体1的作用和效果，也有提高制品的产量，因而能提高其生产性的效果。
另外，在图8中，以贴设形成送电回路后的铜板4的情况为例加以说明，但陶瓷基板3上的送电回路也可通过减去法或加成法来形成。

[0060] 另外，陶瓷基板3的表面上设置铝板时，例如、可以将铝构成的送电回路通过接合材贴设到陶瓷基板3上。此时，因为铝比铜软，与采用铜板的情况相比可期待更高的热应力缓和效果。因而，能提供高信赖性功率模块用基板。

[0061] 并且，如图8(b)所示，半导体装置9如下进行构成：将半导体芯片6通过接合材5搭载到实施例2所涉及的半导体装置用基板2的上面一侧，通过接合线7将该半导体芯片6和由铜板4形成的回路进行电连接，进而，通过接合材5将仍是由铜板构成的散热片8安装到贴设于半导体装置用基板2的下面一侧的铜板4上。
如图8(b)所示的实施例2所涉及的半导体装置9凭借具备由实施例1所涉及的陶瓷烧结体1构成的半导体装置用基板2，比起以往品机械强度和放热性出众，进而，具有能提供高机械信赖性高品质的半导体装置9的效果。另外，伴随实施例2所涉及的半导体装置用基板2的生产性的提高，半导体装置9的生产性也能得以提高。

[0062] 在此，参照图9、表4、表5对评价试验以及其结果进行说明，该评价实验用于对采用实施例1所涉及的陶瓷烧结体1来制造实施例2所涉及的半导体装置用基板2时的防止产生空隙的效果进行验证。首先，参照图9对用于评价试验的样品的制造方法进行说明。图9是表示半导体装置用基板样品制作时的形态的剖面图。另外，与图1～图8所述的相同部分赋予相同符号，省略关于该构成的说明。
用于本次的评价试验的半导体装置用基板样品10按照以下所示的工艺流程来制造。另外，关于半导体装置用基板样品10中的陶瓷烧结体1的制造方法，因为与实施例1所述的相同，省略其工艺流程的详细说明。
首先，在大气中300℃的温度条件下单独对具有0.25mm厚度的铜板4进行加热来氧化铜板4的表面。
之后，如图9所示，用氧化处理后的铜板4夹住之前的表2所示的实施例1所涉及的陶瓷烧结体1(厚度：0.25mm)载置到由钼构成的网目材11上，在氮(N2)环境中，在1070℃温度条件下进行加热，制造出与之前的图8(a)所示的半导体装置用基板2相同的半导体装置基板样品10。
然后，将该半导体装置基板样品10浸渍于水中，通过超音波显微镜观察铜板4与陶瓷烧结体1的接合界面，评价空隙的产生状态。

[0063] 更具体而言，现有技术所涉及的半导体装置用基板(采用专利文献1公开的陶瓷烧结体的半导体装置用基板)、以及图9所示的本发明所涉及的半导体装置用基板样品10分别准备10片，关于其全部，对认为会对作为DBOC基板使用时的放热性有影响的、直径1mm以上的空隙的个数进行计数，求其平均值。下述表4记载各个平均值。

[0064]表4

[0065] 如上表4所示，采用实施例1所涉及的陶瓷烧结体1制造半导体装置用基板样品10的情况下，可以确认在实施例2所涉及的半导体装置用基板2(半导体装置用基板样品
10)的无论表面还是背面都能大幅度地抑制直径1mm以上的空隙的产生。

[0066]表5

[0067] 另外，上述表5是将通过超音波显微镜对以往例以及本发明品的表面以及背面进行拍摄后的图像进行排列而表示的。在上表5中圆形留白是空隙，即使用目视也能确认与以往例相比本发明品的空隙更少。工业上的利用可能性

[0068] 如以上说明，本发明比起以往品机械强度高且放热性出众，而且是贴设铜板等的金属板时难以产生空隙的高品质的陶瓷烧结体以及采用该陶瓷烧结体的半导体装置用基板，在汽车、空调机、产业用机器人、业务用升降机、家庭用微波炉、IH电饭锅、发电以及送电(风力发电、太阳能发电、燃料电池等)、电气铁路、UPS(不间断电源)等的电子设备领域能够利用。