多孔性陶瓷及其制造方法,以及微波传输带基片
阅读：506发布：2023-03-01
专利汇可以提供多孔性陶瓷及其制造方法,以及微波传输带基片专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且一种多孔性陶瓷的制备方法，它含有使陶瓷(1)的母体 金属粉末 和 烧结 助剂混合，采用 微波 加热进行 热处理 ，而使金属粉末从表面进行氮化或 氧 化反应，使金属向该金属 外壳 形成的氮化物或氧化物扩散，得到具有均匀而细微的封闭孔(1a)的多孔性陶瓷(1)。本 发明 的多孔性陶瓷(1)由于封闭孔(1a)的比例高，具分散均匀，从而具有耐吸湿性和低 介电常数 、低介电损失以及 电子 线路基片等所要求的机械强度等优良特性。，下面是多孔性陶瓷及其制造方法,以及微波传输带基片专利的具体信息内容。
1.一种多孔性陶瓷，其特征是，其相对密度为70％或以下，封闭孔在 总孔隙(1a)中的比例在50％或以上。
2.权利要求1中所述的多孔性陶瓷，其特征是，其相对密度为50％或 以下，封闭孔在总孔隙(1a)中的比例在90％或以上。
3.权利要求1中所述的多孔性陶瓷，其特征是，在任意的断面，相邻的 2个空孔(1a)的半径为r1、r2以及陶瓷部分(1)的宽度为b时，(r1+r2)/b＞1。
4.权利要求1中所述的多孔性陶瓷，其特征是，构成相由陶瓷和氧氮化 物相构成。
5.权利要求1中所述的多孔性陶瓷，其特征是，所述陶瓷至少含有选自 氮化硅、氧化硅、氮化铝及氧化铝中的任何一种物质。
6.一种陶瓷电路基板，其特征是，至少一部分绝缘层是由权利要求1 中所述的陶瓷材料构成的。
7.一种多孔性陶瓷的制造方法，其特征是，制备由多孔性陶瓷(1)的母 体金属粉末构成的成形体，在反应气体中通过热处理而制得多孔性陶瓷(1)。
8.权利要求7中所述的多孔性陶瓷的制造方法，其特征是，所述成形体 在微波照射下进行热处理，由此得到由空心化的陶瓷粒子构成的多孔性陶瓷 (1)。
9.权利要求7中所述的多孔性陶瓷制造方法，其特征是，金属粉末是 硅，多孔性陶瓷(1)是氮化硅或氧化硅。
10.权利要求7中所述的多孔性陶瓷的制造方法，其特征是，金属粉末 是铝，多孔性陶瓷(1)是氮化铝或氧化铝。
11.一种多孔性陶瓷，其特征是，由表面的面粗糙度(Ra)为0.5μm或以 下，孔隙率为30％或以上的陶瓷(1)构成。
12.权利要求11中所述的多孔性陶瓷，其特征是，所述陶瓷(1)的表面 区域的结构元素含有陶瓷的结构元素，并且，与陶瓷内部的组成比不同。
13.权利要求11中所述的多孔性陶瓷，其特征是，所述陶瓷(1)至少含 有选自氧化铝、硅石、氮化硅、氮化铝、碳化硅中的任何一种。
14.权利要求11中所述的多孔性陶瓷，其特征是，所述陶瓷(1)的主相 是氮化硅，在该陶瓷(1)的表面区域含有铝。
15.权利要求11中所述的多孔性陶瓷，其中，在表面上形成金属、氧化 物或氮化物薄膜。
16.权利要求11中所述的多孔性陶瓷，其特征是，在表面上形成具有布 线图案的金属导体。
17.一种多孔性陶瓷的制造方法，其特征是，把孔隙率为30％或以上的 多孔性陶瓷(1)表面，利用磨料和陶瓷(1)的固相反应进行加工，使多孔性陶瓷 (1)的表面平坦化。
18.一种微波传输带基片，其中，具有基板(1)和在所述基板(1)的表面形 成的导体所构成的微波传输带导线(3)和含有在所述基板(1)背面形成至少一 种金属板以及金属镀层的基层(5)，所述基板(1)，其中含有孔隙率在30％或以 上，封闭孔在总孔隙中的比例在50％或以上的陶瓷多孔体。
19.权利要求18中所述的微波传输带基片，其中，上述基层含有：玻璃 基片(17)、在所述玻璃基片(17)表面形成的上述金属镀层(15)、在所述玻璃基 片(17)背面形成的第2金属镀兹(19)，所述金属镀层(15)配置连接在上述基板 (1)的背面。
20.权利要求18中所述的微波传输带基片，其中，所述陶瓷性多孔体 (1)，其孔隙率在50％或以上，封闭孔在总孔隙中的比例在80％或以上。
21.权利要求18中所述的微波传输带基片，其中，所述陶瓷多孔体(1) 含有选自氧化铝、氮化硅以及氮化铝中的至少一种物质。
22.权利要求18中所述的微波传输带基片，其中，在所述陶瓷多孔体(1) 的任意断面中，互相相邻的2个空孔的半径分别为r1、r2和陶瓷部分(1)的 宽度b满足(r1+r2)/b＞1的关系。
技术领域
本发明涉及多孔性陶瓷及其制造方法，更具体地，涉及用于各种有线电 路基板的电绝缘材料及质轻、耐吸湿性结构材料的多孔性陶瓷及其制造方 法。
另外，本发明涉及用于形成1GHz以上的，特别是30GHz以上的高频波 导的微波传输带基片，更具体地，涉及在由多孔性陶瓷构成的基片表面上， 形成由导体构成的微波传输带线路的微波传输带基片。
背景技术
陶瓷可用作各种结构材料及电子部件材料，然而，近几年来要求其质 轻、高强度，或改善其电学特牲等。例如，作为半导体装置部件使用的晶片 运送面层或描绘用面层等时，更加要求用于高精度、高速驱动的面层材料的 质轻。另外，电子仪表上使用的线路基板及绝缘材料等，伴随着目前的高频 化，强烈要求具有更低的介电常数、介电损失的材料。
因此，认为陶瓷作为多孔材料使用是有效的。例如，如果陶瓷的相对密 度降低至50％，则其重量可以降低至50％。另外，空气的介电常数约为1， 介电损失为0，显示优良的电绝缘性，所以，多孔性陶瓷可作为低介电常数、 低介电损失材料所希望的特性的材料。
然而，简单地通过控制陶瓷烧结体的烧结工序，难以得到细微孔隙均匀 分散的多孔性烧结体。在通常的情况下，产生的问题是由于粗大孔隙的产生 将造成强度下降以及特性的不均匀。另外，因为所得到的多孔性烧结体的孔 隙几乎是开孔的，所以，损伤陶瓷本来的耐湿性，因水分造成电学特性(介电 常数、介电损失)显著恶化及各种特性的偏差，无法得到实用所希望的特性， 这也是个问题。
这里探讨由微细封闭孔构成的多孔性材料的各种制造方法。例如，在特 开平3-177372号公报中公开了一种为提高韧性而通过含有热膨胀系数不同 的相，其封闭孔总计体积比达到0.07～27.5％的SiC基多孔性烧结体。然而， 采用该法，如果想要得具有27.5％以上封闭孔的SiC基多孔性烧结体，出现 耐氧化性降低以及孔径增大的问题。
另外，特开平5-310469号公报中公开了一种直径2～10μm的封闭孔率 5～15％的高纯度氧化钙烧结体。制造该烧结体的方法，是在碳酸钙和水的 淤浆中混合酚醛等发泡剂或炭黑等可燃性细粉进行锻烧而制得。然而，采用 该法时，发泡剂或可燃性细粉的残渣存在于封闭孔内，当发泡剂增加时，难 以保持形状，所以，封闭孔率不能增大，这是个问题。
另外，在特开平6-157157号公报中，通过使陶瓷内部的封闭孔的压力 和锻烧炉内压力达到平衡，得到形成有封闭孔的质轻且高强度的陶瓷。然 而，采用该法的问题是难以控制孔径。
另外，在特开平11-116333号公报中公开了一种用热处理使硼硅酸玻璃 分相，溶出可溶性相、粉碎后，用火焰只使表面熔融，形成封闭孔，借此调 整具有纳米级封闭孔的多孔性玻璃。通过使该玻璃进行结晶化热处理而得到 的多孔性骨料，调整玻璃/骨料/树脂球混合物，采用片坯的层压法，制造陶 瓷线路基板的方法。用该法制得的陶瓷线路基板的相对介电常数在2以下， 热膨胀系数为13～17ppm/℃。采用该法时，仅限于用热处理进行分相以溶 出可溶性相的材料。另外，不仅工艺复杂，而且要复合不同的相，所以，本 来的机械、电学特性无法得到。另外，当开孔置于环境气氛中，会引起吸附 水分等，则使其完全解离、控制困难，这是个问题。
形成上述封闭孔的现有技术，由于必须添加发泡剂及熔融物，或者不同 热膨胀系数的相的不同于基体相的第2相，所以，由于第2相或第2相的残 渣的作用，将大大降低电学、机械特性，这是个问题。另外，当孔隙率加大 时，既不能形成基体骨架，也不能控制孔隙孔径等，因而形成的孔隙率、孔 隙孔径受到限制。
另外，多孔性陶瓷具有质轻、绝热性、易加工性、煅烧时尺寸精度高(低 收缩)、低介电性等优良特性，可以期待在各种结构材料、过滤器·真空夹头 用材料以及绝缘部件(基片)、低介电损失部件(基片)等电子材料方面的应用。
然而，多孔性陶瓷其表面由于孔隙而存在凹凸，表面精度不理想，因而 在上述各方面的应用中，存在的问题是耐磨耗性及摩擦特性、或者，在表面 上形成功能性薄膜、导电图案时，膜的粘合性、平坦性、膜的密度(针孔)、 尺寸精度以及耐湿性差等。
这里，作为使多孔性表面平滑的方法，与致密体陶瓷同样，使表面进行 磨削、研磨加工，或者，使多孔性材料表面浸渍陶瓷浆料后，进行烧结，使 表面致密化的方法等已有报告(特开昭61-53146号公报、特开平1-164783号 公报、特开平1-215778号公报、特公平1-47435号公报)。
然而，仅采用与致密体同样的方法进行加工，由于孔隙引起的残留凹 凸，难以得到亚微米级的平滑表面。另外，在多孔性陶瓷表面上仅使陶瓷、 玻璃粒子等沉积，难以得到十分平坦的表面，沉积粒子脱落等而使可靠性降 低。
另外，在多孔性材料表面层压致密性陶瓷片，或浸渍陶瓷浆料后进行锻 烧时，由于致密性陶瓷部分的收缩率大，在陶瓷的致密区域和多孔性区域产 生应力，使基材变形(弯曲)或不能形成目的致密层，或容易剥离，不能得到 充分的平滑性，这是个问题。另外，作为制造方法的工序增加，产生生产性 差等问题。
另外，作为现有的高频线路基板，例如，如同仑石源三郎著，《微波回 路的详解例题·练习》，1983年东京电机大学出版局发行，以及特开平6- 244298号公报中公开的那样，使介电体基片，用作连接单元和集成电路(IC) 的中继基片以及基片上安装IC及电阻、电容器等的混合IC用基片。作为这 种用途的介电体基片材料，可以采用氧化铝(Al2O3)、玻璃、环氧树脂等。
在这种材料中，在微波及毫米波等的高频区域使用时，作为基片材料， 几乎全采用氧化铝。作为采用氧化铝的理由有下面几点：
(1)环氧树脂等树脂系材料具有比氧化铝更低的相对介电常数，其耐 热性仅250℃左右。因此，不能经受作为接合一般微波用IC所用的焊剂的 Au-Sn合金的接合温度(320℃左右)。
(2)当采用由有机系材料构成的基片时，由于介电损耗因数(tanδ) 比陶瓷系材料高10～100倍，传送损失加大。
另外，特别是，由于计算机用母板的传送迟滞时间减少，所以，探讨采 用各种介电体基片。该基片材料在现有的陶瓷(氧化铝)中混合玻璃或树脂等 的相对介电常数低的材料而构成的。
然而，在混合玻璃时，其相对介电常数为4～5，最低达到3.5，所以， 使传送迟滞时间减少的基片的相对介电常数降低有限制。另外，在混合树脂 系材料时，使作为主要材料的氧化铝耐热性降低，这是个问题。
另外，按照特开平3-93301号公报以及特开平5-182518号公报公开的例 子，采用多孔性塑料以及聚合物树脂的有机系材料作为介电体基片材料。因 此，由于采用这样的材料，即使用于减少信号传送迟滞时间等的传送损失 而降低基片的相对介电常数，但用于与IC芯片等粘合的耐热性也不具备。
此前，在微波及毫米波等高频区域采用由氧化铝构成的介电体基片，然 而，氧化铝的相对介电常数约为9～10，非常大，存在以下问题：
(a)与相对介电常数为1的空气接触的线路基板部分，由于相对介电常数 之差大，而产生电磁波不需要的波型，造成传送损失。
(b)在毫米波等高频区域，作为集成电路的基本元件可以使用比波导管更 小型的介电体波导。介电体波导有许多种，然而，作为适于集成化的平面结 构基本型，可以采用微波传输带线路。
在这样的微波传输带线路中，当传输导体在介电体基片上邻接形成时， 相邻导体间的结合容量加大，易引起互相干涉，这是个问题。
(c)在微波传输带线路中，当把特性阻抗设定在50Ω时，介电体基片的 厚度和条状导体的线宽必须设定在1对1。因此，在采用薄的膜厚介电体基 片时，条状导体的线宽要变细。结果是，在该微波传输线路中，传送损失增 加，同时，线宽的精度对特性阻抗变动的影响加大，这是个问题。
还有，特性阻抗Z0按照上述《微波回路的详解例题·练习》第187页， 依下式算出：
式中，εr为基片的相对介电常数，W为线路导体(条状导体)的宽度，t 为线路导体的厚度，h为介电体基片的厚度。
(d)微波传输带线路中的传送损失，具体的是衰减常数α，按照上述文献 第189页按下式给出：
式中，εeff为线路的有效相对介电常数，εr为介电体基片的相对介电常 数，tan δ为介电损耗因数，σT为导体的比电导率(国际标准软铜(σ＝5.8× 107[s/m])作为1时的导体比电导率)，K是由传输线路的断面结构和频率 决定的系数。
如上式所示，传送损失，即衰减常数α随着相对介电常数εr、介电损耗 因数tan δ、频率f成比例地增大。因此，在毫米波等高频数区域，为了减 少传送损失，必须选择相对介电常数尽可能小的材料作为基片材料。然而， 氧化铝的相对介电常数大到9～10，其传送损失加大。
另外，当考虑到安装时的操作性时，微波传输带基片的强度必须在一定 值以上。
作为解决该课题的办法，可以采用，例如特开平8-228105号公报中公 开的在介电体基片上采用具有开孔的多孔性陶瓷的技术。然而，即使在采用 这种开孔的多孔性陶瓷的场合，仍存在以下问题：
(1)气密性及介电体损失
(i)由于是开孔，吸水率的控制难，有时因水蒸气的积存，使陶瓷特有的 可靠性下降。特别是在高频区域，微量的吸湿成分以及表面生成的OH基是 显著的介电损失的重要原因。这是由于在1GHz以上的频率区域，水的介电 损耗因数tanδ显著大到0.1～1的原因，因为，在这种场合，即使介电常 数降低，介电损失仍然增大。
(ii)在高频元件等部件中，必须进行密封。然而，开孔的多孔性材料不具 有气密性，而且担心使用时吸附气体的放出，所以，在要求气密性的情况下 不能使用。
(2)表面粗糙度
在开孔的多孔性体的场合，即使加工表面也难以达到平坦化，因此，或 由于表面凹凸产生放射损失，或表面导体中的导体损失加大，以致难以形成 精密的电路。
(3)通孔(ビ アホ-ル)
在基材中形成有贯穿孔，填充金属糊状物时，当基材为开孔的多孔性体 时，金属糊状物侵入贯穿孔以外的部分，使绝缘电阻降低，或使导体损失加 大。
为了解决多孔性体的部分问题，采用与致密体组合使用的方法，例如， 特开平4-88699号公报、特开平4-125990号公报等公开的方法。然而，通过 这些方法，利用致密体，即使可以增加多孔体的强度，但难以完全确保气密 性，另外，由于一时生成的表面基团及吸湿造成的介电损失的增大也不可避 免。另外，由于致密层和多孔层的收缩率不同，在将它们层压组合使用的场 合，是应力和龟裂产生的主要原因。
另外，把多孔体分散在树脂中，或者，用树脂浸透多孔体的办法，例如， 在特开昭64-33946号公报、特开平3-177376号公报中已作了公开。然而， 当采用树脂时，耐热性下降，但由于采用树脂，无法得到高气密性，与陶瓷 单体相比，介电损失也变得较高。另外，对添加树脂的多孔体表面必须进行 特殊的处理。
发明的公开
本发明的目的之一是提供一种具有均匀而细微的封闭孔的多孔性陶瓷 及其制造方法。
本发明的另一个目的是提供一种通过生产性优良的方法所制造的表面 平滑的多孔性陶瓷，及其制造方法。
本发明的又一个方法是提供一种高频传送损失降低的，并且气密性、耐 热性优良的微波传输带基片。
按照本发明一个方面的多孔性陶瓷基片，其相对密度低于70％，在全部 孔隙中的封闭孔所占的比例在50％或以上。另外，相对密度低于50％，在全 部孔隙中封闭孔所占的比例在90％或以上。在一般的多孔性陶瓷101的场 合，如图2模拟所示，粒子101a之间形成气孔，而本发明的多孔性陶瓷，如 图1概略所示，粒子1a具有空心状的结构，所以，致密部分(骨架部分)1形 成连续的网状结构。而且，由于不含有粗大的空孔1a，所以，除了具有比现 有的多孔性陶瓷101更优良的机械强度以外，根据条件，可以得到高热传导 性。特别是，由于粒子空心化，在具有分散均匀孔径的空孔1a结构的多孔性 陶瓷1的任意断面中，相邻的2个空孔1a的半径r1、r2和陶瓷部分1的宽 度b可达到：(r1+r2)/b＞1。更优选的是：(r1+r2)/b＞2。另外，结构相是陶 瓷和氮氧化物构成的多孔性陶瓷。另外，所述陶瓷至少含有选自氮化硅、氧 化硅、氮化铝以及氧化铝中的任何一种化合物。
另外，这种陶瓷电路基板，其特征是，至少一部分绝缘层是由上述多孔 性陶瓷材料构成的。
另外，本发明的多孔性陶瓷，是先把多孔性陶瓷的母体金属粉末制成成 形体，再于反应气体中通过热处理的制造方法而制成的。而且，把所述成型 体在微波照射下，可以得到由空心陶瓷粒子构成的多孔性陶瓷。另外，金属 粉末是硅，多孔性陶瓷是氮化硅或氧化硅。或者，金属粉末是铝，多孔性陶 瓷是氮化铝或氧化铝。
按照本发明另一方面的多孔性陶瓷，是表面粗糙度(Ra)小于0.5μm，孔 隙率达到30％或以上的陶瓷。
在上述另一方面中，优选的陶瓷表面区域的结构元素，含有该陶瓷的结 构元素，并且，与该陶瓷内部的组成比不同。
在上述又一方面中，优选的陶瓷是选自氧化铝、硅石、氮化硅、氮化铝 以及碳化硅中的至少一种。
在上述又一方面中，优选的陶瓷主相是氮化硅，在该陶瓷的表面区域含 有铝(Al)。
在上述又一方面中，优选的是在表面上形成金属、氧化物或氮化物薄 膜。
在上述又一方面中，优选的是在表面上形成布线图案的金属导体。
在上述的又一方面中，优选的是孔隙率在30％或以上的多孔性陶瓷表 面，利用磨料和陶瓷的固相反应进行加工，借此，使多孔性陶瓷表面平坦化。
本发明的微波传输带基片具备：基片、由在该基片表面上形成的导体所 构成的微波传输带导线和在基片背面形成的金属板以及金属喷镀层中的任 何一种所形成的基层，基片含有孔隙率为30％或以上、在全部孔隙中封闭孔 的比例达到50％或以上的陶瓷多孔体。另外，所谓孔隙率系指空隙在基片的 体积中所占的比例。
在本发明的微波传输带基片中，基片可用陶瓷多孔体。由此，可以提供 具有500℃或以上耐热性的基片。另外，通过控制陶瓷多孔体的孔隙率，可 以得到相对介电常数小于现有玻璃的(SiO2)基片。
陶瓷多孔体的孔隙率在30％或以上。当孔隙率低于30％时，取决于陶瓷 多孔体的材料，其相对介电常数比硅玻璃(SiO2)原来的相对介电常数大，因 此，不能得到比现有的玻璃构成的介电体基片低的相对介电常数。
另外，由于在全部孔隙中封闭孔的比例在50％或以上，吸水率易于控 制，从而可以降低因吸水等引起的介电损失，同时，由于容易进行气密封， 因此，可用于要求气密性的用途。另外，由于封闭孔的比例高到50％或以上， 所以，表面易加工成平坦，来自表面凹凸的放射损失，以及表面导体中的导 体损失可以得到抑制。另外，即使在形成贯通孔时也可以抑制金属糊状物侵 入贯通孔以外的地方，从而抑制由此产生的导体损失。
另外，由于封闭孔的比例在50％或以上，不含有树脂、有机物等引起损 失以及阻碍气密性的成分，从而可以得到高频传送损失降低并且气密性及耐 热性优良的微波传输带基片。
由于在基片的里面设置基层，通过该基层，可大大增加基片的强度。因 此，即使像多孔体那样强度低的材料，通过设置基层，可以确保组装时加工 所必要的强度。
在上述微波传输带基片中，优选的是基层具有：玻璃基片、在该玻璃基 片表面上形成的金属镀层、在玻璃基片背面形成的第2金属镀层，并使金属 镀层连接在基片的背面上。
对这样的基层，根据多孔体强度的增强目的，可以采用各种结构。
在上述微波传输带基片中，优选的是，陶瓷多孔体的孔隙率在50％或以 上，在全部孔隙中封闭孔的比例在80％或以上，更优选90％或以上。
因此，由于不含有树脂、有机物等的造成损失以及妨碍气密性的有害的 成分，所以，可更加降低高频的传送损失，并且，可以形成气密性及耐热性 优良的微波传输带基片。
在上述微波传输带基片中，优选的是，陶瓷多孔体是由含有选自氧化 铝、氮化硅、氮化铝中的至少一种化合物的陶瓷形成的。
这些材料的选择，从机械强度、介电损耗因数(tanδ)、耐热性的观点考 虑选择。另外，构成基片的陶瓷，从上述材料中选择2种或以上进行复合而 使其形成也可。
还有，作为陶瓷多孔体的材料使用氧化铝、氮化硅、氧化硅时，按照下 表所示的原理，根据孔隙率可使相对介电常数降低。
表1
在上述微波传输带基片中，优选的是，在陶瓷多孔体的任意断面，相邻 的2个空孔各自的半径为r1、r2和陶瓷部分的宽度b要满足下关系： (r1+r2)/b＞1。
通过这样的结构，可进一步减少介电损失。
附图的简单说明
图1是本发明多孔性陶瓷的断面组织示意图。
图2是现有的多孔性陶瓷的断面组织示意图。
图3A～图3C是表示本发明的多孔性陶瓷烧结过程的断面图，图3A表 示成型的状态，图3B表示烧结初期的状态，图3C表示烧结完成的状态。
图4A～图4D是本发明多孔性陶瓷烧结过程中，概略说明1个金属粒 子变化的断面图，图4A表示烧结前的状态，图4B表示烧结初期的状态，图 4C表示进行烧结的状态，图4D表示烧结完成的状态。
图5是概要表示表面平滑的多孔性陶瓷的制造工序的断面图。
图6是表示本发明的微波传输带基片中之一的结构的斜视图。
图7是表示本发明的微波传输带基片中之一的结构的平面图。
图8是表示本发明的微波传输带基片中之一的结构的侧面图。
图9是表示本发明的微波传输带基片的另一种结构的斜视图。
图10是表示本发明的微波传输带基片的另一种结构的平面图。
图11是表示本发明的微波传输带基片的另一种结构的侧面图。
实施本发明的最佳方案
下面对本发明的实施例和实验例加以说明。
(实施例1)
关于本发明的多孔性陶瓷，通过其制造方法进行详细说明。本发明的多 孔性陶瓷通过下列方法制成，它包括：准备金属粉末和烧结助剂粉末的工 序；混合这些粉末的混合粉末的工序；使混合粉末成型为成形体的工序；使 该成形体在氮气或氧气存在的气氛中进行烧结，制成金属氮化物或金属氧化 物的烧结体的工序。封闭孔是使陶瓷母体的金属粉末通过空心化而制成的。 相对密度和封闭孔在全部孔隙中的比例，可以通过起始原料的金属粉末粒度 进行控制。金属粉末，可以采用从市场购得的高纯度金属粉末。然而，在金 属粉末的表面可以形成自然氧化膜及通过其后的热处理而形成热氧化膜。在 氧化物陶瓷以外的场合，通过这些氧化膜的量可使空心化程度显著改变，所 以，控制金属粉末中的氧含量是重要的。氧含量换算成金属氧化物，在0.4 摩尔％～1.5摩尔％之间选择是所希望的。
金属粉末的平均粒径最好为0.1μm或以上～15μm或以下。当低于0.1μm 时，由于比表面积大，上述氧含量的控制困难，而当高于15μm时，为了完 全空心化，反应时间要加长，是不经济的。
往所述金属粉末中添加作为烧结助剂的稀土类氧化物。稀士类氧化物选 自Yb2O3、Sm2O3、Er2O3、Gd2O3、Y2O3中至少1种，对金属粉末添 加0.2摩尔％或以上～2.5摩尔％或以下是优选的。低于0.2摩尔％时，不能 促进金属的扩散，空心化不能充分进行。当高于2.5摩尔％时，总孔隙率易 于降低。作为陶瓷烧结助剂的已知有Fe2O3及Al2O3等，在本发明的场合， 由于不能充分的空心化，所以，是不优选的。另外，添加的烧结助剂的平均 粒径，优选0.1μm或以上～1μm或以下。低于0.1μm时，易产生凝聚等， 操作困难，而当高于1μm时，金属粉末的氮化或氧化反应难以进行。另外， 在金属粉末表面的氧化膜妨碍反应的场合，除上述烧结助剂外，最好添加碱 金属或碱土类金属或这些金属的氧化物作为第2烧结助剂。第2烧结助剂的 添加量在0.1摩尔％或以上～1.5摩尔％或以下是优选的，其平均粒径0.1μm 或以上～2μm或以下是优选的。
添加金属粉末和烧结助剂以及根据需要添加有机粘合剂，通过现有的球 磨机及超声波混合等方法进行混合，混合后进行干燥。然后，成型为规定的 形状，得到制品。成型，可以采用通常的干式挤压成型法、挤出成型法、刮 刀成型法以及注射成型法等已知的成型方法，也可以选择适于所希望的形 状、质量和生产性最希望的成型方法。还有，在成型前、使混合的混合粉末 制成颗粒状，预先提高其堆积密度，也可以提高其成型性。所述有机粘合剂， 在进一步提高成型性的场合添加。
把所述制品在含有氮气或氧气的气氛中进行热处理，由此使金属进行氮 化或氧化反应，使各个金属粉末空心化，同时，使反应后相邻的金属粉末的 氮化物或氧化物彼此成为一个整体，可以得到具有细微封闭孔的多孔性陶 瓷。如图3A～图3C以及图4A～图4D概略所示，首先，使金属粉末表面 氮化或氧化。当进行热处理以进行氮化或氧化反应时，金属扩散至外周的氮 化物或氧化物一侧，进行氮化或氧化反应，产生空心形态。因此，最终部分 金属粉末变成空孔。空心化的程度取决于作为起始原料的金属粉末中所含的 氧量以及烧结助剂的种类或热处理方法而不同。各个封闭孔的大小，由于基 本上依赖于起始原料的金属粉末粒度的大小，所以，只要金属粉末的粒径均 匀，封闭孔的大小就均匀，且不包含粗大的封闭孔。
热处理，采用炭加热器等进行。由于促进了金属粉末的扩散、抑制了粒 子生长造成空心结构的消失，所以，用微波进行热处理是优选的。特别是照 射20GHz以上频率的微波进行加热时，由于可以更加促进金属往形成金属粉 末外壳的金属氮化物或金属氧化物的扩散，易于使金属粉末的空心化，是优 选的。
热处理温度，优选的温度范围因起始原料金属粉末的不同而不同，所 以，下面举出使Si进行氮化，制造Si3N4的多孔性陶瓷为例，进行详细说明。 使Si氮化的热处理温度，优选1200℃或以上。低于1200℃时，金属粉末的 氮化反应进行缓慢，是不经济的。另外，采用炭加热器加热在1500℃或以 下，采用微波加热在1750℃台以下的温度是优选的。在比其更高的温度下， 由于金属氧化物的相转变及粒子发生生长，空心结构发生变化，难以得到本 发明的多孔性陶瓷。
另外，在到达最高温度前的升温，优选是分成二个阶段的阶段式升温 的。这是因为金属的氮化反应是放热反应，当一次升温达到最终烧结温度 时，由于自身发热，温度超过金属的熔点，发生金属熔融。当金属发生熔融 时，未反应的熔融块产生粗大的空孔，或从成形体溶出，引起多孔性陶瓷的 机械、电学特性的劣化。以其他的金属粉末作为起始原料的场合，以及发生 氧化反应的场合，要改变温度条件，但不改变优选的分2阶段的阶段式升温 方式。
热处理时的气氛，在制造氮化物的场合，采用含N2或NH3的非氧化性 气氛。在制造氧化物的场合，采用含O2的氧化性气氛。任何一种情况下，对 压力末作限定，然而，1个气压(101kPa)或以上～5个气压(507kPa)或以下是 优选的。
上述得到的本发明的多孔性陶瓷，由于各个金属粒子形成空心，故形成 均匀孔径的空孔分散的组织。实质上是无机陶瓷单层的多孔性陶瓷。因此， 可以得到耐吸湿性优良、低介电常数、低介电损失的多孔性陶瓷。相对密度 低于70％时的封闭孔在全部孔隙中的比例达到50％或以上。另外，如果选择 原料金属粉末的平均粒径、表面的氧量、烧结助剂的种类、烧结条件，在相 对密度低于50％的全部孔隙中的封闭孔所占比例可达到90％或以上。
在本发明的多孔性陶瓷的任意断面中，如图1所示，把相邻的空孔1a 的半径分别用r1、r2表示、陶瓷部分1的厚度用b表示时，则(r1+r2)/b＞1。 即，如果选择原料金属粉末的平均粒径、表面的氧含量、烧结助剂种类、烧 结条件，空孔1a的直径达到陶瓷1厚度的2倍以上。更优选的是： (r1+r2)/b＞2。
通过这样的组织，可以更加减少介电损失。另外，本发明的多孔性陶瓷 的介电损失达到10-4左右以下。通过作为机械特性的3点弯曲测量的挠性强 度，达到150MPa或以上，其为具有优良的电学、机械特性的多孔性陶瓷。
本发明的多孔性陶瓷的材料系及制造方法，末作限定，但是，Si3N4、 SiO2、AlN、A12O3等材料，作为结构材料及电子材料特别有用。作为陶 瓷的母体，可以用Si或Al的金属材料作为起始原料，在使该金属粉末氮化 或氧化的反应过程中，通过促进往金属元素外壳的扩散，可容易地得到均匀 空孔、细分散的多孔性陶瓷。
下面对本实施例涉及的实验例加以说明。
实验例1
准备平均粒径1μm的Si粉末和平均粒径0.8μm的表2中记载的稀土类 氧化物作为烧结助剂。准备的稀土类氧化物量，对Si粉末为0.8摩尔％。各 粉末均从市场购得。还有，Si粉末表面的氧含量，通过在惰性气体中熔解， 并用红外检测法测定，换算成SiO2达到0.7摩尔％，对此要预先进行确定。 把准备的各粉末，以乙醇作溶剂，用球磨机混合24小时。混合后，自然干 燥，用干式挤压机成型为Φ23×3mm和4.5×7×45mm的大小。把该成 形体在大气压的氮气氛中，用28GHz频率的微波进行加热，于1200℃保持 3小时后，升温至1400℃，在该温度下保持3小时。分2个阶段升温的理由 是，硅的氮化反应在1400℃是放热反应(Si+2/3 N2＝1/3Si3N4+64kJ)，一次升 温至1400℃，由于本身放热，温度达到1400℃以上时，Si发生熔融。自 然冷却后，用外周研磨盘和平面研磨盘精加工而制成Φ20×1mm以及3× 4×40mm的尺寸。使用精加工的烧结体，测定下列特性。还有，烧结体用 X线衍射分析，确认没有残留的金属硅，而且全部成为Si3N4。
从烧结体的尺寸和重量算出表观密度，而从烧结助剂的添加量按照混合 法则计算理论密度，依下式求出总孔隙率：
(1-表观密度/理论密度)×100(％)
通过汞孔度计测定开孔容积，依下式求出封闭孔比例：(总气孔容积-开 孔容积)/总气孔容积×100(％)
相邻空孔的半径r1、r2以及陶瓷部的厚度b，是通过使烧结体切断， 断面研磨后，用SEM进行观察。通过该SEM照片，把空孔的中心点作为2 维决定的重心位置点，如图1所示，把任意相邻的空孔1a的中心点加以连结， 测定空孔1a的半径r1、r2和陶瓷部分1的厚度b。把50处的测定平均值 示于表2。
作为电学特性，1GHz的介电损耗(tanδ)按照JIS C 2141所规定测定方 法进行测定。作为机械特性，使精加工成JIS R 1601规定的强度试片形状， 按照同一规定测定3点弯曲强度。这些结果一并示于表2。另外，为了参考， 以Si3N4作为原料的致密烧结体的特性作为‘参1’，以Si3N4作为原料的特 开平9-249457号公报中给出的方法所制成的多孔体的特性作为‘参2’，把 SiO2多孔体的特性作为‘参3’一起示于表2。还有，‘参1’和‘参2’ 的参考例的烧结助剂Y2O3的添加量为5摩尔％，在‘参1’的致密体中，除 Y2O3以外，还含有3重量％的Al2O3。‘参3’的SiO2中因不含添加剂，所 以，可溶性相从硼硅酸玻璃中溶出。
表2 No 烧结助剂 的种类 总气孔率 (％) 封闭孔比例 (％) (r1+r2)/b tanδ (×10-5) 抗折强度 (MPa) 1* La2O3 58 10 0.8 120 40 2* Nd2O3 59 20 0.54 110 50 3 Sm2O3 88 98 2.66 5 300 4 Er2O3 80 92 2.43 12 250 5 Gd2O3 65 65 1.81 70 190 6 Y2O3 60 65 2.01 70 220 7 Yb2O3 78 99 2.61 6 300 8* AI2O3 28 2 0.3 320 60 9* Fe2O3 38 ＜1 0.2 400 50 参1 Y2O3 0 0 0 350 参2 Y2O3 52 8 0.9 600 参3 ... 75 6 1.8 1000
*比较例
从表2可知，添加本发明烧结助剂所得到的烧结体，其孔隙率在50％或 以上，即相对密度在50％以下，封闭孔的比例在50％或以上。另外，介电损 失，与现有的多孔性陶瓷相比，低至1×10-4以下，抗折强度150MPa以上， 具有优良的电学·机械强度。另外，(r1+r2)/b的值，如果选择烧结助剂，可 达到1以上，即，空孔的直径与陶瓷部分相同或以上的多孔性陶瓷。空孔的 直径，例如No.3试料达到0.7μm。
实验例2
准备平均粒径1、10、15μm的3种Si粉末和作为烧结助剂的平均粒 径0.8μm的Sm2O3。Sm2O3量对Si粉末为1.0摩尔％。各种粉末均从市场 购得。采用与实验例1同样的方法，进行混合、成型、烧结、精加工。Si粉末的表面氧含量以及总孔隙率、封闭孔比例及介电损失，与实验例1同样 测定，结果示于表3。
表3 No Si粉末粒径 (μm) 表面氧含量 (mol％) 总孔隙率 (％) 封闭孔比例 (％) tan δ (×10-5) 10 1 1.028 72 92 10 11 10 0.860 75 95 10 12 15 0.520 60 65 90
从表3可知，Si粉末表面的氧含量(换算成SiO2)，粉末的平均粒径愈 大氧含量愈少。总孔隙率、封闭孔比例以及介电损失，因起始原料Si粉末的 平均粒径而异。
实验例3
准备平均粒径1μm的Si粉末和作为烧结助剂的平均粒径0.8μm的 Yb2O3。Yb2O3对Si粉末达到表4的比例。Si粉末表面的氧含量，换算成 SiO2达到0.7摩尔％。各粉末均从市场购得。采用这些粉末，通过与实验例1 同样的方法，进行混合、成型、烧结、精加工。用与实验例1同样的方法， 测定各烧结体的总孔隙率、封闭孔比例以及介电损失，结果一起示于表4。
表4 NO 烧结助剂添加量 (mo1％) 总孔隙率 (％) 封闭孔比例 (％) tanδ (×10-5) 13* 0.08 65 30 100 14 0.39 67 98 10 15 1.5 50 85 40 16* 2.6 42 45 220
*比较例
从表4可知，烧结助剂的添加量低于0.2摩尔％时，总孔隙率为65％， 即相对密度达到35％而低于50％，但封闭孔比例低至30％，在烧结工序的Si粒子的空心化不能充分进行。另外，当添加量高于2.5摩尔时，总孔隙率达 到42％，即相对密度达到58％而低于70％，然而，封闭孔的比例低至45％， 由于粒子生长，封闭孔的比例减少。
实验例4
准备平均粒径1μm的Si粉末和作为烧结助剂的平均粒径0.8μm的 Er2O3。Er2O3对Si粉末达到0.6摩尔％。Si粉末表面的氧含量，可使用换 算成SiO2的表5中记载的量。用这些粉末，通过与实验例1同样的方法，进 行混合、成型、烧结、精加工。各烧结体的总孔隙率、封闭孔比例以及介电 损失，与实验例1同样进行测定，结果一起示于表5。
表5 No 表面氧含量 (mo1％) 总孔隙率 (％) 封闭孔比例 (％) tanδ (×10-5) 17* 0.174 67 48 90 18 0.434 65 80 40 19 0.860 70 90 20 20* 1.691 50 35 220 21* 3.271 40 5 250
*比较例
由表5可知，按照起始原料Si粉末表面的氧含量，烧结体的特性不同。 即，Si粉末表面的氧含量，换算成SiO2低于0.4摩尔％时，总孔隙率达到 67％，即相对密度达到33％而低于50％，然而，封闭孔比例减少到48％，Si粒子的空心化没有充分进行。另外，当高于1.5摩尔％时，封闭孔比例低于 50％，由于粒子生长，空心化结构发生变化。
实验例5
准备平均粒径1μm的Si粉末和作为烧结助剂的平均粒径0.8μm的 Er2O3。Er2O3量对Si粉末达到0.8摩尔％。Si粉末表面的氧含量，换算成 SiO2达到0.7摩尔％的进行使用。用这样的粉末，通过与实验例1同样的方 法，进行混合、成型。把成形体在大气压氮气氛下，用28GHz的微波加热， 按表6的条件进行烧结。这里1150×6意味着在1150℃保持6小时，所谓 1200×3+1400×3，意味着在1200℃保持3小时后，升温至1400℃，在该 温度保持3小时。其他表示也同样。
烧结体的精加工与实验例1同样进行。各烧结体的总孔隙率、封闭孔比 例、(r1+r2)/b的值以及介电损失，与实验例1同样测定，结果示于表6。还 有，(r1+r2)/b的值是测定50处的结果平均值。
表6 No 烧结条件 总孔隙率 (％) 封闭孔 比例(％) (r1+r2)/b tanδ(×10-5) 22* 1150×6 78 28 0.50 120 23 1200×3+1400×3 80 92 2.43 12 24 1300×3+1500×3 80 90 2.4 7 25 1300×3+1700×3 79 88 2.01 9 26* 1300×3+1800×3 29 35 0.80 100
*比较例
从表6可知，烧结温度低于1200℃时，烧结时间6小时左右，Si粒子 的空心化仍不很充分。因此，封闭孔的比例低至28％，(r1+r2)/b的值为0.5， 即形成空孔的直径为陶瓷部分的1/2的组织，介电损失高到120×10-5。另 外，烧结温度达到1800℃的场合，由于粒子生长及相转变，空心化结构发 生变化，达到致密化。烧结温度在1200℃～1750℃时，(r1+r2)/b的值在2 以上，介电损失优良达到12×10-5以下。
实验例6
准备与实验例5同样的Si粉末和Er2O3粉末。采用这些粉末，用与实验 例1同样的方法，进行混合、成型。把制品在大气压的氮气氛下，用炭加热 器加热，用表7的条件烧结。还有，烧结条件与实验例5同样表示。烧结体 的加工与实验例1同样进行。
各烧结体的总孔隙率、封闭孔比例、(r1+r2)/b的值以及介电损失，与实 验例1同样测定，结果一起示于表7。还有，(r1+r2)/b的值是测定50处的 结果平均值。
表7 No 烧结条件 总孔隙率 (％) 封闭孔比 例(％) (r1+r2)/b tanδ(×10-5) 27* 1150×6 55 25 0.27 200 28 1300×3+1500×3 50 65 2.01 100 29 1200×3+1400×3 55 70 2.50 80 30* 1300×3+1800×3 20 30 0.54 160
*比较例
从表7可知，烧结温度低于1200℃时，烧结时间6小时左右，Si粒子 的空心化不很充分。另外，烧结温度1800℃时，由于粒子生长和相转变， 空心化的结构发生变化，达到致密。另外，把表6和表7进行比较时发现， 采用微波加热的方法，封闭孔的比例高，介电损失低。这是由于采用微波方 法，其加热效率好，更加促进向硅外壳的扩散反应。
实验例7
准备平均粒径5μm的Al粉末和作为烧结助剂的平均粒径0.8μm的Y2O3 以及平均粒径0.5μm的MgO。Y2O3和MgO量对Al粉末达到表8的比例。 各粉末均是从市场购得的。还有，Al粉末表面的氧含量用实验例1的方法 测定，换算成Al2O3示于表8。把准备的各种粉末以乙醇作溶剂，用球磨机 混合24小时。混合后，自然干燥，采用干式挤压机，压制成Φ23×3mm 和4.5×7×45mm的大小。把该成形体在大气压的氮气氛中用频率28GHz 的微波加热，于900℃保持3小时后升温至1250℃，在该温度保持3小时。 所得到的烧结体用X线衍射测定的结果是，可以确认不残留金属铝，所有均 变成AlN。烧结体的精加工与实验例1同样进行。各烧结体的总孔隙率、封 闭孔比例、(r1+r2)/b的值以及介电损失与实验例1同样测定，结果一起示于 表8。还有，(r1+r2)/b的值是测定50处的结果平均值。
表8 No 氧含量 (mol％) Y2O3 (mol％) MgO (mol％) 总孔隙 率(％) 封闭孔 比例(％) (r1+r2)/b tanδ (×10-5) 31* 0.5 0.05 0.2 70 20 0.6 110 32 0.7 0.2 0.6 60 70 2.1 40 33* 1.6 0.3 1.6 30 15 0.4 150
*比较例
如表8所示，本发明的AlN多孔性陶瓷No.32，其总孔隙率为60％， 即相对密度达到40％而低于70％，封闭孔的比例达到70％而在50％以上。另 外，得到介电损失也低的优良的多孔性陶瓷。
实验例8
准备平均粒径5μm的Al粉末和作为烧结助剂的平均粒径0.8μm的 Sm2O3以及平均粒径0.5μm的Li2O。Sm2O3和Li2O量对Al粉末达到表9 所示的比例。各种粉末均从市场购得。把准备的各种粉末以乙醇作溶剂，用 球磨机混合24小时，采用干式挤压机，成型φ23×3mm和4.5×7×45mm 的大小。该成形体在大气压的氮气氛中用频率28GHz的微波加热，于800 ℃保持3小时后，升温至1200℃，在该温度下保持3小时。把得到的制品 用X线衍射测定的结果表明，金属Al未残留，均变成Al2O3。烧结体的精 加工与实验例1同样进行。各烧结体的总孔隙率、封闭孔比例、(r1+r2)/b的 值以及介电损失与实验例1同样测定，结果一起示于表9。还有，(r1+r2)/b 的值是50处测定结果的平均值。
表9 No Sm2O3 (mol％) Li2O (mol％) 总孔隙率 (％) 封闭孔比 例(％) (r1+r2)/b tanδ (×10-5) 34* 0.01 0.2 52 30 0.2 105 35 0.2 0.5 55 60 2.05 12 36* 0.09 1.6 20 12 0.4 110
*比较例
从表9可知，本发明的Al2O3多孔性陶瓷No.35，是总孔隙率为55％、 封闭孔比例为60％、介电损失也低的陶瓷。
按照上述本实施例的多孔性陶瓷，与其他材料相比，与其他方法相比， 封闭孔的比例高并且可以得到封闭孔均匀分散的多孔性陶瓷。本实施例的多 孔性陶瓷，其封闭孔的比例高、电学、机械强度优良，可用于要求耐吸湿性 和低介电常数、低介电损失，机械强度也要求的电子线路基片等中，可以发 挥优良的特性。
(实施例2)
本发明发现，孔隙率30％或以上、优选50％或以上，表面的面粗糙度(Ra) 低于0.5μm、优选低于0.2μm、更优选低于0.1μm的多孔性陶瓷，其具有适 于各种结构材料、电子材料的功能。
本发明的多孔性陶瓷基材，可用已知的方法制造，可用氧化铝、硅石、 氮化硅、氮化铝、碳化硅等。在用于各种结构材料、电子材料时，从机械强 度及导热性的观点考虑，可选自氮化硅、氮化铝、碳化硅等中，而且，要求 含有50体积％或以上的至少1种这些化合物。另外，在用于必须具有耐气候 性(耐湿性)的电子部件时，要求多孔性体由封闭孔构成，而面粗糙度也要进 一步降低。
采用适于生产的方法，以便得到不发生弯曲及内部应力，同时保持高的 尺寸精度并具有充分的表面平滑性，可用下面介绍的方法。
即，选择能与多孔性陶瓷基材发生固相反应的固体物质作为磨料或研磨 材料，进行加工、研磨(外加机械能)，使多孔体表面平滑。
例如，在孔隙率50％的氮化硅多孔性陶瓷进行加工时，把含有γAl2O3 粒子和SiO2粒子的研磨料分散在水中，借此可以得到表面平坦的多孔性陶 瓷。
为了得到平滑的多孔体表面，必须适当选择、控制磨料、研磨液、研磨 速度(接触压力)等各种条件。磨料粒子的粒径希望在0.1μm以下，调整分配 磨料的水溶液的pH至7以上。
水溶液的pH要求7以上的理由如下。即形成Si-OH等羟基，大大有利 于固相反应或使表面平滑，可以提高加工效率(或表面平滑度)。pH不得不低 于7时，则或要长时间加工，或有时难以得到表面平滑性。
通常的情况下，研磨磨料选自和多孔性陶瓷组合物、或与其氧化物发生 固相反应的物质。
机制的详细情况未必明确，但是，不能简单地从机械能考虑，而是通过 下列过程的氧化、溶解·再析出、固相扩散而进行表面平坦化。
化学式1
Si3N4+H2O→3SiO2+4NH3
SiO2+H2O→Si(OH)4
2SiO2+3Al2O3→3Al2O3・2SiO2
参照图5，所得到的Si3N4多孔性陶瓷1的表面1f的面粗糙度(Ra)，根 据研磨条件，要低于0.5μm，优选低于0.2μm，更优选低于0.1μm。陶瓷1 的表层部分，Al的浓度以厚度方向倾斜地分散，形成Al、Si、O、N的 复合相(由通过固相反应生成的陶瓷组成和磨料组成所构成的复合相)，从陶 瓷1的基材内部至表面区域形成连续的结构。在图5所示的实施例中，表面 形成封闭孔。
上述固相扩散等可引起被覆表面的孔隙，或者，任意的孔隙也可以残留 在表面。具有组成不同的表面区域，离表面低于10μm，而优选是离表面低 于5μm。在这范围以上，会损害陶瓷多孔体原来的特性。
作为本发明的特征是，孔隙率30％或以上，优选50％或以上的多孔体陶 瓷，表面粗糙度低于0.5μm，优选低于0.2μm，更优选低于0.1μm。
特别是，孔隙孔径0.1μm或以上，并且即使1μm或以上也可以得到上 述平坦性，借此可在更广泛的范围内使用。
另外，在表面区域(离表面10μm以内)可含有的至少1种元素在多孔性 陶瓷内部不含有，或内部和表面区域的组成比不同。这种表面平坦性的多孔 性陶瓷，也可以在其表面形成金属、氧化物或氮化物薄膜或者形成布线图案 的金属导体，这种场合的表面粗糙度取决于表面膜和多孔性陶瓷间的介面粗 糙度。
下面对本实施例涉及的实验例加以说明。
实验例9
制造表10中列出的多孔性体，按规定的条件实施表面处理。
表10 样品 序号 陶瓷 烧结助剂 孔隙 率 封闭孔 比例 磨料 磨料 比 pH 表面粗 糙度 41* 氮化硅 Y2O3(5wt％) 0 - Al2O3 SiO2 8∶2 8 0.07 42* 氮化硅 Y2O3(5wt％) 15 20 Al2O3 SiO2 8∶2 8 0.08 43# 氮化硅 Y2O3(5wt％) 30 2 Al2O3 SiO2 8∶2 8 0.1 44# 氮化硅 Y2O3(5wt％) 50 ＜1 Al2O3 SiO2 8∶2 8 0.15 45# 氮化硅 Y2O3(5wt％) 70 ＜1 Al2O3 SiO2 8∶2 8 0.3 46# 氮化硅 Y2O3(5wt％) 50 ＜1 Al2O3 SiO2 8∶2 4 1 47# 氮化硅 Y2O3(5wt％) 50 ＜1 Al2O3 SiO2 8∶2 6 0.48 48# 氮化硅 Y2O3(5wt％) 50 ＜1 Al2O3 SiO2 8∶2 7 0.4 50* 氮化硅 Y2O3(5wt％) 0 - 金刚石 - 8 0.03 51* 氮化硅 Y2O3(5wt％) 15 20 金刚石 - 8 0.5 52* 氮化硅 Y2O3(5wt％) 30 2 金刚石 - 8 1.5 53* 氮化硅 Y2O3(5wt％) 50 ＜1 金刚石 - 8 3.2 54* 氮化硅 Er2O3(10wt％) 0 - Al2O3 SiO2 8∶2 8 0.03 55* 氮化硅 Er2O3(10wt％) 18 40 Al2O3 SiO2 8∶2 8 0.03 56# 氮化硅 Er2O3(10wt％) 31 70 Al2O3 SiO2 8∶2 8 0.04 57# 氮化硅 Er2O3(10wt％) 75 88 Al2O3 SiO2 8∶2 8 0.04
#：本发明例*比较例
表10中样品序号41～48以及50～53是开孔样品，而样品序号54～ 57是封闭孔样品。
样品41～48以及50～53的各多孔性陶瓷的混合、造粒、成型、烧结 用已知的方法进行。各样品的孔隙率一起示于表10。孔隙孔径的大小为0.5～ 5μm。把所示的磨料以5体积％的比例分散在水中，把pH调整至表10中所 示的值，实施表面加工。在样品序号43～45、56以及57的表面区域，在 离表面3μm的范围，Al对Si以2∶3～8∶2(Si∶Al)范围的比率存在， 还确认3Al2O3·2SiO2(莫来石)的生成。
在比较例的样品序号50～53中，组成的变动几乎未被确认。采用金刚 石磨料时，与基材不发生固相反应(或者是观察不到的水平)，与只用现有的 机械作用进行研磨的场合相似，在多孔性基材上表面残留凹凸，不平滑。
作为陶瓷，其它还可以使用氧化铝、硅石、氮化铝、碳化硅。在这种情 况下，作为所用的磨料，如表11所示，对氧化铝采用Si3N4+SiO2，对硅石 采用Al2O3+Si3N4+SiO2，在氮化铝的场合采用Si3N4+Al2O3+SiO2，在碳化 硅的场合采用Al2O3+Si3N4+SiO2的组合是优选的。
表11 样品 序号 陶瓷 烧结 助剂 孔隙 率 封闭孔 比例 磨料 磨料 比 pH 面粗 糙度 58# 氧化铝 - 50 - Si3N4，SiO2 8∶2 8 0.08 59# 硅石 - 50 - Al2O3，Si3N4，SiO2 5∶3∶2 8 0.12 60# 氮化铝 Y2O3 50 - Si3N4，Al2O3，SiO2 5∶3∶2 8 0.2 61# 碳化硅 - 50 - Al2O3，Si3N4，SiO2 5∶3∶2 8 0.4
#本发明例
如果采用这种组合，如表11所示，则可以达到低于0.5μm的表面粗糙 度(Ra)。在样品序号58和60中，已确证在离表面5μm的范围内存在Si区 域，而在样品序号59和61中，离表面5μm范围内存在A1区域。
实验例9的样品序号54～57以及后述的实验例10的多孔性陶瓷的制 造方法如下所述。
即，准备平均粒径1μm的Si粉末和作为烧结助剂的平均粒径0.8μm的 表10中记载的Er2O3。Er2O3量对Si粉末达到10重量％。各种粉末均从市 场购得。还有，Si粉末表面的氧含量，是在惰性气体中熔解、用红外线检测 法测定，已确证，换算成SiO2达到0.7摩尔％。把准备的各种粉末用乙醇作 溶剂，用球磨机混合24小时。混合后，自然干燥，用干式挤压机成型φ23 ×3mm的大小。把该成型体在大气压的氮气氛中，用频率28GHz的微波加 热，于1300℃保持3小时后，升温至1600℃，在该温度保持3小时。由此 得到孔隙率75％的样品。
另外，把热处理条件变更为：
1300℃30小时+1900℃3小时(孔隙率0％)
1300℃3小时+1800℃30小时(孔隙率18％)
1300℃30小时+1650℃3小时(孔隙率31％)
以调整孔隙率。
总孔隙率，从烧结体的尺寸和重量算出表观密度，而理论密度是从烧结 助剂的添加量依混合法则计算，依下式求出：
(1-表观密度/理论密度)×100％
封闭孔比例采用汞的孔度计测定封闭孔的容积，依下式算出：
(总孔隙容积-封闭孔容积)/总孔隙容积×100(％)
实验例10
作为表面平滑性多孔性陶瓷的特征例，测定表面传送途中信号的传送损 失。
对表10中的54～57号封闭孔隙的样品进行精加工，使达到5mm× 2mm×0.25mmt后，在基片表面上采用掩模蒸镀法镀Au，由此形成微波传 输带导线。该微波传输带导线的线宽0.9mm。另外，切成5mm×2mm× 0.1mmt的科伐合金(コ-バル)板，在其表面镀Au 2μm厚度用作基层，在基片 的背面进行钎接，制成微波传输带基片。其结果示于表12。
表12 样品 序号 陶瓷 烧结助剂 孔隙 率 封闭孔 比例 磨料 磨料 比 pH 表面粗 糙度 传送 损失 62* 氮化硅 Er2O3(10wt％) 75 88 金刚石 - - 3.6 12 63* 氮化硅 Er2O3(10wt％) 75 88 金刚石 - - 1.6 6 64* 氮化硅 Er2O3(10wt％) 75 88 Al2O3，SiO2 8∶2 4 0.6 3 65* 氮化硅 Er2O3(10wt％) 0 - Al2O3，SiO2 8∶2 8 0.03 1.2 66* 氮化硅 Er2O3(10wt％) 18 40 Al2O3，SiO2 8∶2 8 0.03 2.1 67# 氮化硅 Er2O3(10wt％) 31 70 Al2O3，SiO2 8∶2 8 0.04 0.5 68# 氮化硅 Er2O3(10wt％) 75 88 Al2O3，SiO2 8∶2 8 0.04 0.3
*比较例#本发明例
如上所述，如果采用本实施例的多孔性陶瓷，可以有效得到表面平滑的 多孔性陶瓷。
(实施例3)
参照图6～图8，微波传输带基片具有：基片1、微波传输带导线3、 基层5。在基片1表面上，形成直线状微波传输带导线3。而在基片1的整 个背面形成基层5。
基片1由陶瓷多孔体构成，例如，由含有氧化铝、氮化硅以及氮化铝单 独或任意组合的陶瓷构成。而微波传输带导线3是通过例如进行金属镀金(Au) 而形成，基层5，例如由科伐合金板形成。
基片1的长度方向的尺寸例如5mm，宽度方向的尺寸例如2mm，而厚 度例如0.25mm。另外，微波传输带导线3的线宽例如1mm，基层5的厚度 例如0.1mm。
基片1的多孔性陶瓷，如图1概略所示，由于具有形成封闭孔的空心部 分1a的结构，所以，致密性部分(骨架部)1形成连续的网状结构。基片1是 孔隙率30％或以上的多孔体，封闭孔在总孔隙中所占的比例达到50％或以 上。在基片1中孔隙率优选为50％或以上，而封闭孔在总孔隙中所占的比例 达到80％或以上是优选的，更优选为90％或以上的。另外，在图1所示的陶 瓷多孔体的任意断面中，互相相邻的2个空孔1a各自的半径分别为r1、r2 和陶瓷部分(致密性部分)的宽度为b，则满足：(r1+r2)/b＞1的关系是优选的。
还有，采用现有的基片1的多孔性陶瓷的结构，如图2所示，多个粒子 101a进行结合，这些粒子101a之间形成孔隙而构成开孔结构，与本实施方 案的封闭孔结构不同。
下面对本实施方案的微波传输带基片的制造方法进行详述。
首先，本实施方案的微波传输带基片所用的基片1的多孔性陶瓷按下法 制成。
基片1的多孔性陶瓷的制造方法包括：准备金属粉末和烧结助剂粉末工 序；把这些粉末混合成混合粉末的工序；把该混合粉末成型为成形品的工 序；把该成形品在氮气或氧气存在的气氛下进行烧结、制成金属氮化物或金 属氧化物烧结体的工序。
封闭孔是把陶瓷母体的金属粉末通过空心化而得到的。相对密度和总孔 隙中的封闭孔所占的比例，可通过起始原料金属粉末粒度进行控制。作为金 属粉末，可以采用从市场购得的高纯度金属粉末。然而，在金属粉末的表面 形成自然氧化膜及通过其后的热处理而形成的热氧化膜。在氧化物陶瓷以外 的场合，根据这些氧化膜的量，空心化程度显著改变，所以，金属粉末中氧 含量的控制很重要。氧含量，换算成金属氧化物的氧含量希望在0.4摩尔％ 或以上～1.5摩尔％或以下的范围内选择。
金属粉末的平均粒径优选0.1μm或以上～15μm或以下。当低于0.1μm 时，比表面积大，所述氧含量的控制困难，而当高于15μm时，由于完全空 心化的反应时间加长，是不经济的。
往上述金属粉末中添加稀土类氧化物作为烧结助剂。稀土类氧化物选自 Yb2O3、Sm2O2、Er2O3、Gd2O3、Y2O3中的至少1种，其对金属粉末的 添加量为0.2摩尔％～2.5摩尔％是优选的。在低于0.2摩尔％时，不能促进 金属的扩散，空心化不能充分进行。当高于2.5摩尔％时，总孔隙率易变低。 原来作为陶瓷烧结助剂的已知的Fe2O3及Al2O3等，在本实施方案的场合， 不能充分的进行空心化，是不理想的。
另外，添加的烧结助剂的平均粒径，优选0.1μm～1μm。当低于0.1μm 时，易发生凝聚，操作困难，而当高于1μm时，金属粉末的氮化或氧化反应 难以进行。另外，金属粉末表面的氧化膜妨碍反应时，除上述烧结助剂外， 优选添加碱金属、碱土类金属或这些金属的氧化物作为第2烧结助剂。第2 烧结助剂的添加量，优选0.1摩尔％～1.5摩尔％，其平均粒径优选0.1μm～ 2μm。
金属粉末、烧结助剂以及根据需要添加的有机粘合剂，采用现有的球磨 机及超声波混合等方法加以混合，然后干燥。其后，把混合物成型为规定的 形状，制得成形体。该成形体可以采用通常的干式挤压成型法、挤出成型法、 刮刀成型法以及注射成型法等已知的成型法，可以选择适合于所希望的形 状、且质量·生产性最好的成型方法。也可使成型前、混合后的混合粉末制 成颗粒状，预先提高其体积密度，也可以提高其成型性。添加上述有机粘合 剂以更进一步提高成型性。
把上述成形体在含有氮气或氧气的气氛中进行热处理，借此，使金属进 行氮化或氧化反应，各个金属粉末形成空心，同时，经过反应的互相相邻的 金属粉末氮化物或氧化物彼此成为整体，可以得到具有细微封闭孔的多孔性 陶瓷。
参照图3A～图3C以及图4A～图4D，首先，使金属粉末1b的表面 氮化或氧化，在金属粉末1b的外周形成氮化膜或氧化膜1。当进行热处理 以进行氮化或氧化反应时，金属往外周的氮化物或氧化物1侧扩散，进行氮 化或氧化反应。通过该金属向外周侧的扩散，在金属粉末1b中形成空孔1a， 金属粉末1b空心化。最终的结果是，金属粉末1b中的大部分形成空孔1a， 空孔1a且形成封闭孔。因此，通过这样形成的多个空孔1a作为封闭孔，从 而，由氮化物或氧化物构成的陶瓷致密性部分1形成网状连续结构。
空心化的程度，因起始原料金属粉末中所含的氧量以及烧结助剂的种类 或热处理方法而异。各个封闭孔的大小，基本上依赖于起始原料金属粉末的 粒度大小，所以，如果金属粉末的粒径均匀，则封闭孔大小均匀，并且不含 粗大的封闭孔。
热处理，采用炭加热炉等进行。由于促进金属粉末的扩散，抑制粒子生 长而引起空心结构的消失，所以，采用微波进行热处理是优选的。特别是照 射20GHz以上频率的微波进行加热时，更加促进金属向金属粉末外壳中形成 的金属氮化物或金属氧化物扩散，所以，金属粉末的空心化易于进行，是优 选的。
热处理温度，优选的温度范围根据起始原料金属粉末而不同，下面举出 以Si氮化，生成Si3N4的多孔性陶瓷为例加以详细说明。
Si氮化的热处理温度优选1200℃或以上。低于1200℃时，金属粉末的 氮化反应进行缓慢，是不经济的。另外，采用炭加热炉加热，温度在1500 ℃或以下是优选的，采用微波加热，温度在1750℃或以下是优选的。在比 其高的温度下，由于金属氮化物产生相变及粒子生长，空心化结构发生变 化，本实施方案的多孔性陶瓷难以得到。
另外，在达到最高温度前的升温，分成2阶段或以上的阶段升温是优选 的。这是因为金属的氮化反应是放热反应，当1次升至最终烧结温度时，由 于自身的放热，温度超过金属的熔点，金属发生熔融。当发生金属熔融时， 未反应的熔融块产生粗大的空孔，或从成形体溶出，引起多孔性陶瓷的机 械、电学特性的劣化。以其他的金属粉末作为起始原料的场合以及发生氧化 反应的场合，温度条件改变，但分成2个或以上阶段的阶段升温是理想的， 不加以改变。
热处理时的气氛，在制造氮化物的场合，采用含N2或NH3的非氧化性 气氛。在制造氧化物时，采用含O2的氧化性气氛。任何一种场合对压力未作 限定，但1个气压(101kPa)～5个大气压(507kPa)是优选的。
构成以上得到的本实施方案基片1的多孔性陶瓷，通过金属粉末的各个 粒子空心化，由分散均匀孔径空孔的组织构成的、实质上是无机陶瓷单层的 多孔性陶瓷。因此，基片1可由耐吸湿性优良、低介电常数、低介电损失的 多孔性陶瓷形成。
该多孔性陶瓷的孔隙率在30％或以上，并且，总孔隙中的封闭孔比例在 50％或以上。而且，如果选择原料金属粉末的平均粒径、表面的氧含量、烧 结助剂的种类、烧结条件等，孔隙率达可到50％或以上，封闭孔在总孔隙中 所占的比例也可达到80％或以上或90％或以上。
在构成本实施方案的基片1的多孔性陶瓷的任意断面中，如图1所示， 互相相邻的2个空孔1a的半径分别用r1、r2表示、陶瓷部1的厚度用b表 示时，则可得到满足：(r1+r2)/b＞1的基片。即，如果选择原料金属粉末的平 均粒径、表面的氧含量、烧结助剂的种类、烧结条件，空孔1a的直径可以达 到陶瓷部1的厚度2倍以上。更优选的是：(r1+r2)/b＞2。通过形成这样的组 织，可更加降低介电损失。
另外，构成本实施方案的基片1的多孔性陶瓷的介电损失达到10-4左右 以下。作为机械特性的根据3点弯曲的抗折强度在150MPa以上，可以得到 具有优良电学、机械特性的多孔性陶瓷。
在这种多孔性陶瓷所构成的基片1的表面上形成微波传输带导线，并 且，在基片1的背面形成基层5，从而形成本实施方案的微波传输带基片。
还有，对本实施方案的多孔性陶瓷的材料系及制造方法未作限定，然 而，特别是Si3N4、SiO2、AlN、Al2O3等材料，作为结构材料及电子材 料是有用的。作为陶瓷的起始原料，可以采用Si或Al的金属粉末，在使该 金属粉末氮化或氧化的反应过程中，通过促进金属元素向外壳扩散，可容易 地得到均匀空孔细分散的多孔性陶瓷。
下面对本发明又一实施方案的微波传输带基片的结构加以说明。
参照图9～图11，本实施方案的微波传输带基片的结构，与上述实施 方案的微波传输带基片的结构进行比较，基层的构成不同。即，基层具有： 玻璃基片17；在该玻璃基片17的表面及背面形成的GND金属喷镀层15、 19。玻璃基片17，例如由SiO2构成。另外，GND金属喷镀层15、19， 例如，由喷镀Au而形成。而基层15、17、19的总厚度，例如0.2mm。
还有，关于在这以外的结构，由于与上述一实施方案的结构几乎相同， 对相同的部件采用相同的符号，其说明省略。
下面对本实施例涉及的实验例加以说明。
实验例11
首先，制作下列5个样品。
样品71：孔隙率78％、封闭孔比例99％的多孔性Si3N4基片和基层构 成的微波传输带基片。
样品72：孔隙率60％、封闭孔比例80％的多孔性AlN基片和基层构 成的微波传输带基片。
样品73：特开平8-228105号公报的实施例1中所示的开孔的多孔性SiO2 的基片和基层构成的微波传输带基片。
样品74：特开平8-228105号公报的比较例1中所示的SiO2基片构成 的微波传输带基片。
样品75：与样品71同样，由多孔性Si3N4基片构成的不具有基层的微 波传输带基片。
下面对各样品的制作方法进行说明。
(A)样品71的制作方法
准备平均粒径1μm的Si粉末和作为烧结助剂的平均粒径0.8μm的Yb2O3 粉末。此时，Yb2O3粉末量对Si粉末达到0.8摩尔％。各粉末均从市场购得。 还有，Si粉末表面的氧含量是在惰性气体中熔解、用红外线检测法测定，换 算成SiO2达到0.7摩尔％，这要预先确证。
把准备的各粉末以甲醇作溶剂，用球磨机混合24小时。混合后，自然 干燥，用干式挤压机成型为规定的尺寸。把该成形体在大气压的氮气氛中， 用频率28GHz的微波加热，于1200℃保持3小时后，升温至1400℃，在该 温度保持3小时，而制得烧结体。所得到的烧结体用X线衍射分析的结果可 以确证，不残留金属Si，全部变成Si3N4。
分2阶段升温的理由是，硅的氮化反应在1400℃是放热反应(Si+2/3N2 ＝1/3Si3N4+64kJ)，当一次升温至1400℃，由于自身放热，温度达到1400℃ 以上，Si发生熔融。
自然冷却后，进行精加工，以达到长度方向的尺寸5mm、宽度方向的 尺寸2mm、厚度0.25mm。
在这样得到的陶瓷多孔体构成的基片表面上，采用掩模蒸镀法通过金属 喷镀而镀Au，形成微波传输带导线。微波传输带导线的线宽0.9mm。另外， 切成5mm×2mm×0.1mmt的科伐合金板，其表面镀Au达到2μm厚，用 作基层，基片背面进行钎接，制成微波传输带基片。
对构成上述基片的烧结体实施精加工时，测定烧结体的孔隙率和封闭孔 在总孔隙中的比例。该测定按下法进行。
孔隙率：从烧结体的尺寸和重量算出表观密度，而理论密度从烧结助剂 添加量依混合法则计算，从式(1-表观密度/理论密度)×100(％)求出。
总孔隙中封闭孔的比例：采用汞的孔度计，先测定开孔容积，从式(总 孔隙容积-开孔容积)/总孔隙容积×100(％)而算出。
结果是，多孔性Si3N4基片的孔隙率为78％，封闭孔的比例为99％。
(B)样品72的制作方法
准备平均粒径5μm的Al粉末和作为烧结助剂的平均粒径0.8μm的Y2O3 粉末以及平均粒径0.5μm的MgO。此时，Y2O3粉末量对Si粉末达到0.2 摩尔％，并且，MgO粉末量对Si粉末达到0.6摩尔％。各种粉末均从市场购 得。还有，Al粉末表面的氧含量，用与样品72同样的方法测定，换算成 Al2O3达到0.7摩尔％，这要预先确证而准备。
把准备的各粉末以甲醇作溶剂，用球磨机混合24小时。混合后，自然 干燥，用干式挤压机成型为规定的尺寸。把该成形体在大气压的氮气氛中， 用频率28GHz的微波加热，于900℃保持3小时后，升温至1250℃，在该 温度保持3小时而得到烧结体。所得到的烧结体用X线衍射分析的结果可以 确认，不残留金属Al，全部变成AlN。
自然冷却后，实施精加工，使达到长度方向的尺寸5mm、宽度方向的 尺寸2mm、厚度为0.25mm。
在这样得到的陶瓷多孔体构成的基片表面上，采用掩模蒸镀法通过金属 喷镀法镀Au，形成微波传输带导线。微波传输带导线的线宽0.5mm。另外， 切成5mm×2mm×0.1mmt的科伐合金板，其表面镀Au达到2μm厚，用 作基层，基片背面钎接，制成微波传输带基片。
对构成上述基片的烧结体实施精加工时，与样品71同样测定烧结体的 孔隙率和封闭孔在总孔隙中的比例。结果是，多孔AlN基片的孔隙率为 60％，封闭孔比例为80％。
(C)样品73的制作方法
首先，切成5mm×2mm×0.1mmt的科伐合金板，表面镀Au达2μm 厚。把硅酸乙酯[Si(OC2H5)4]用乙醇稀释10倍，往里添加水和作为催化剂的 氨，从而水解并生成凝胶。因此，形成液相部分由乙醇构成的硅石湿润凝胶。 在引科伐合金板的同时把这样制成的硅石湿润凝胶放入由玻璃制的内部尺 寸为5.1mm×2.1mm×0.35mmt量具里。把该量具于高压釜内在243℃、 6.38MPa的条件下实施超临界干燥。
在这样得到的具有金属基的基片表面上，用掩模蒸镀法镀Au，形成线 宽1mm的微波传输带导线，形成微波传输带基片。
(D)样品74的制作方法
在5mm×2mm×0.25mmt的SiO2基片的背面进行全面金属镀，在表 面镀Au形成线宽0.5mm的微波传输带导线，制成微波传输带基片。
(E)样品75的制作方法
采用与样品71同样的方法，形成多孔性Si3N4基片，在该基片表面上 通过镀Au，形成线宽0.9mm的微波传输带基片。
对这样得到的5个样品，采用网络分析器测定传送损失，用He(氦)检漏 器评价气密性。其结果示于表13及表14。
表13 损失(dB) 30GHz 70GHz 110GHz 样品71 0.3 0.4 0.5 样品72 0.4 0.7 0.9 样品73 0.6 2.1 4.2 样品74 0.7 2.5 3.8
表14 气密性评价结果atm·cc/sec 样品71 5×10-9 ○ 样品72 1×10-8 ○ 样品73 ＞1×10-5 × 样品74 4×10-9 ○
由表13及表14的结果可知，样品71及72即使在高频带区的传送损失 也小，并且气密性良好。
实验例12
对实验例11制作的样品71～75，用拉伸强度试验器测定拉伸强度。 其结果示于表15。
表15 拉伸强度(kg) 样品71 20 样品72 23 样品73 11 样品74 5 样品75 7
从表15的结果可知，样品71及72，与样品73～75比较，拉伸强度 增高。
实验例13
为在大气或加湿气氛中以评价可靠性，在湿度80％的气氛中，测定 30GHz时传送特性的随时间变化。其结果示于表16。
表16 时间(s) 0 200 400 600 800 1200 样品71 0.3 0.3 0.3 0.3 0.3 0.3 样品73 0.6 1.2 1.6 1.8 2 2.2
从表16的结果可知，样品71与样品73比较，在30GHz时传输特性不 随时间变化。
从以上结果可知，本发明的微波传输带基片，特别是在高频区域损失 低，并气密性也适于必要的用途，而且，通过设置基层可以得到更高的强度。
如上所述，本实施例的微波传输带基片，其基片是含有孔隙率30％或以 上、封闭孔在总孔隙中的比例为50％或以上的陶瓷多孔体，由于不含有引起 损失及阻碍气密性的树脂、有机物等成分，可以形成高频传输损失降低、并 且气密性及耐热性都优良的微波传输带基片。
这里公开的实施方案及实施例不是对所举出的观点的限制。本发明的范 围不在上述说明中，而由权利要求范围给出，包含和权利要求范围等同的范 围以及在该范围内的所有变更。
工业上利用的可能性
本发明涉及的多孔性陶瓷及其制造方法适于各种配线电路基板所用的 电绝缘材料以及质轻、耐吸湿性结构材料。
本发明涉及的微波传输带基片是用于形成一种用于1GHz以上、特别是 30GHz以上的高频的波导所用的微波传输带基片，它在基片表面由导体构成 的微波传输带导线形成。
因此，认为陶瓷作为多孔材料使用是有效的。例如，如果陶瓷的相对密 度降低至50％，则其重量可以降低至50％。另外，空气的介电常数约为1， 介电损失为0，显示优良的电绝缘性，所以，多孔性陶瓷可作为低介电常数、 低介电损失材料所希望的特性的材料。
然而，简单地通过控制陶瓷烧结体的烧结工序，难以得到细微孔隙均匀 分散的多孔性烧结体。在通常的情况下，产生的问题是由于粗大孔隙的产生 将造成强度下降以及特性的不均匀。另外，因为所得到的多孔性烧结体的孔 隙几乎是开孔的，所以，损伤陶瓷本来的耐湿性，因水分造成电学特性(介电 常数、介电损失)显著恶化及各种特性的偏差，无法得到实用所希望的特性， 这也是个问题。
这里探讨由微细封闭孔构成的多孔性材料的各种制造方法。例如，在特 开平3-177372号公报中公开了一种为提高韧性而通过含有热膨胀系数不同 的相，其封闭孔总计体积比达到0.07～27.5％的SiC基多孔性烧结体。然而， 采用该法，如果想要得具有27.5％以上封闭孔的SiC基多孔性烧结体，出现 耐氧化性降低以及孔径增大的问题。
另外，特开平5-310469号公报中公开了一种直径2～10μm的封闭孔率 5～15％的高纯度氧化钙烧结体。制造该烧结体的方法，是在碳酸钙和水的 淤浆中混合酚醛等发泡剂或炭黑等可燃性细粉进行锻烧而制得。然而，采用 该法时，发泡剂或可燃性细粉的残渣存在于封闭孔内，当发泡剂增加时，难 以保持形状，所以，封闭孔率不能增大，这是个问题。
另外，在特开平6-157157号公报中，通过使陶瓷内部的封闭孔的压力 和锻烧炉内压力达到平衡，得到形成有封闭孔的质轻且高强度的陶瓷。然 而，采用该法的问题是难以控制孔径。
另外，在特开平11-116333号公报中公开了一种用热处理使硼硅酸玻璃 分相，溶出可溶性相、粉碎后，用火焰只使表面熔融，形成封闭孔，借此调 整具有纳米级封闭孔的多孔性玻璃。通过使该玻璃进行结晶化热处理而得到 的多孔性骨料，调整玻璃/骨料/树脂球混合物，采用片坯的层压法，制造陶 瓷线路基板的方法。用该法制得的陶瓷线路基板的相对介电常数在2以下， 热膨胀系数为13～17ppm/℃。采用该法时，仅限于用热处理进行分相以溶 出可溶性相的材料。另外，不仅工艺复杂，而且要复合不同的相，所以，本 来的机械、电学特性无法得到。另外，当开孔置于环境气氛中，会引起吸附 水分等，则使其完全解离、控制困难，这是个问题。
形成上述封闭孔的现有技术，由于必须添加发泡剂及熔融物，或者不同 热膨胀系数的相的不同于基体相的第2相，所以，由于第2相或第2相的残 渣的作用，将大大降低电学、机械特性，这是个问题。另外，当孔隙率加大 时，既不能形成基体骨架，也不能控制孔隙孔径等，因而形成的孔隙率、孔 隙孔径受到限制。
另外，多孔性陶瓷具有质轻、绝热性、易加工性、煅烧时尺寸精度高(低 收缩)、低介电性等优良特性，可以期待在各种结构材料、过滤器·真空夹头 用材料以及绝缘部件(基片)、低介电损失部件(基片)等电子材料方面的应用。
然而，多孔性陶瓷其表面由于孔隙而存在凹凸，表面精度不理想，因而 在上述各方面的应用中，存在的问题是耐磨耗性及摩擦特性、或者，在表面 上形成功能性薄膜、导电图案时，膜的粘合性、平坦性、膜的密度(针孔)、 尺寸精度以及耐湿性差等。
这里，作为使多孔性表面平滑的方法，与致密体陶瓷同样，使表面进行 磨削、研磨加工，或者，使多孔性材料表面浸渍陶瓷浆料后，进行烧结，使 表面致密化的方法等已有报告(特开昭61-53146号公报、特开平1-164783号 公报、特开平1-215778号公报、特公平1-47435号公报)。
然而，仅采用与致密体同样的方法进行加工，由于孔隙引起的残留凹 凸，难以得到亚微米级的平滑表面。另外，在多孔性陶瓷表面上仅使陶瓷、 玻璃粒子等沉积，难以得到十分平坦的表面，沉积粒子脱落等而使可靠性降 低。
另外，在多孔性材料表面层压致密性陶瓷片，或浸渍陶瓷浆料后进行锻 烧时，由于致密性陶瓷部分的收缩率大，在陶瓷的致密区域和多孔性区域产 生应力，使基材变形(弯曲)或不能形成目的致密层，或容易剥离，不能得到 充分的平滑性，这是个问题。另外，作为制造方法的工序增加，产生生产性 差等问题。
另外，作为现有的高频线路基板，例如，如同仑石源三郎著，《微波回 路的详解例题·练习》，1983年东京电机大学出版局发行，以及特开平6- 244298号公报中公开的那样，使介电体基片，用作连接单元和集成电路(IC) 的中继基片以及基片上安装IC及电阻、电容器等的混合IC用基片。作为这 种用途的介电体基片材料，可以采用氧化铝(Al2O3)、玻璃、环氧树脂等。
在这种材料中，在微波及毫米波等的高频区域使用时，作为基片材料， 几乎全采用氧化铝。作为采用氧化铝的理由有下面几点：
(1)环氧树脂等树脂系材料具有比氧化铝更低的相对介电常数，其耐 热性仅250℃左右。因此，不能经受作为接合一般微波用IC所用的焊剂的 Au-Sn合金的接合温度(320℃左右)。
(2)当采用由有机系材料构成的基片时，由于介电损耗因数(tanδ) 比陶瓷系材料高10～100倍，传送损失加大。
另外，特别是，由于计算机用母板的传送迟滞时间减少，所以，探讨采 用各种介电体基片。该基片材料在现有的陶瓷(氧化铝)中混合玻璃或树脂等 的相对介电常数低的材料而构成的。
然而，在混合玻璃时，其相对介电常数为4～5，最低达到3.5，所以， 使传送迟滞时间减少的基片的相对介电常数降低有限制。另外，在混合树脂 系材料时，使作为主要材料的氧化铝耐热性降低，这是个问题。
另外，按照特开平3-93301号公报以及特开平5-182518号公报公开的例 子，采用多孔性塑料以及聚合物树脂的有机系材料作为介电体基片材料。因 此，由于采用这样的材料，即使用于减少信号传送迟滞时间等的传送损失 而降低基片的相对介电常数，但用于与IC芯片等粘合的耐热性也不具备。
此前，在微波及毫米波等高频区域采用由氧化铝构成的介电体基片，然 而，氧化铝的相对介电常数约为9～10，非常大，存在以下问题：
(a)与相对介电常数为1的空气接触的线路基板部分，由于相对介电常数 之差大，而产生电磁波不需要的波型，造成传送损失。
(b)在毫米波等高频区域，作为集成电路的基本元件可以使用比波导管更 小型的介电体波导。介电体波导有许多种，然而，作为适于集成化的平面结 构基本型，可以采用微波传输带线路。
在这样的微波传输带线路中，当传输导体在介电体基片上邻接形成时， 相邻导体间的结合容量加大，易引起互相干涉，这是个问题。
(c)在微波传输带线路中，当把特性阻抗设定在50Ω时，介电体基片的 厚度和条状导体的线宽必须设定在1对1。因此，在采用薄的膜厚介电体基 片时，条状导体的线宽要变细。结果是，在该微波传输线路中，传送损失增 加，同时，线宽的精度对特性阻抗变动的影响加大，这是个问题。
还有，特性阻抗Z0按照上述《微波回路的详解例题·练习》第187页， 依下式算出：
式中，εr为基片的相对介电常数，W为线路导体(条状导体)的宽度，t 为线路导体的厚度，h为介电体基片的厚度。
(d)微波传输带线路中的传送损失，具体的是衰减常数α，按照上述文献 第189页按下式给出：
式中，εeff为线路的有效相对介电常数，εr为介电体基片的相对介电常 数，tan δ为介电损耗因数，σT为导体的比电导率(国际标准软铜(σ＝5.8× 107[s/m])作为1时的导体比电导率)，K是由传输线路的断面结构和频率 决定的系数。
如上式所示，传送损失，即衰减常数α随着相对介电常数εr、介电损耗 因数tan δ、频率f成比例地增大。因此，在毫米波等高频数区域，为了减 少传送损失，必须选择相对介电常数尽可能小的材料作为基片材料。然而， 氧化铝的相对介电常数大到9～10，其传送损失加大。
另外，当考虑到安装时的操作性时，微波传输带基片的强度必须在一定 值以上。
作为解决该课题的办法，可以采用，例如特开平8-228105号公报中公 开的在介电体基片上采用具有开孔的多孔性陶瓷的技术。然而，即使在采用 这种开孔的多孔性陶瓷的场合，仍存在以下问题：
(1)气密性及介电体损失
(i)由于是开孔，吸水率的控制难，有时因水蒸气的积存，使陶瓷特有的 可靠性下降。特别是在高频区域，微量的吸湿成分以及表面生成的OH基是 显著的介电损失的重要原因。这是由于在1GHz以上的频率区域，水的介电 损耗因数tanδ显著大到0.1～1的原因，因为，在这种场合，即使介电常 数降低，介电损失仍然增大。
(ii)在高频元件等部件中，必须进行密封。然而，开孔的多孔性材料不具 有气密性，而且担心使用时吸附气体的放出，所以，在要求气密性的情况下 不能使用。
(2)表面粗糙度
在开孔的多孔性体的场合，即使加工表面也难以达到平坦化，因此，或 由于表面凹凸产生放射损失，或表面导体中的导体损失加大，以致难以形成 精密的电路。
(3)通孔(ビ アホ-ル)
在基材中形成有贯穿孔，填充金属糊状物时，当基材为开孔的多孔性体 时，金属糊状物侵入贯穿孔以外的部分，使绝缘电阻降低，或使导体损失加 大。
为了解决多孔性体的部分问题，采用与致密体组合使用的方法，例如， 特开平4-88699号公报、特开平4-125990号公报等公开的方法。然而，通过 这些方法，利用致密体，即使可以增加多孔体的强度，但难以完全确保气密 性，另外，由于一时生成的表面基团及吸湿造成的介电损失的增大也不可避 免。另外，由于致密层和多孔层的收缩率不同，在将它们层压组合使用的场 合，是应力和龟裂产生的主要原因。
另外，把多孔体分散在树脂中，或者，用树脂浸透多孔体的办法，例如， 在特开昭64-33946号公报、特开平3-177376号公报中已作了公开。然而， 当采用树脂时，耐热性下降，但由于采用树脂，无法得到高气密性，与陶瓷 单体相比，介电损失也变得较高。另外，对添加树脂的多孔体表面必须进行 特殊的处理。
发明的公开
本发明的目的之一是提供一种具有均匀而细微的封闭孔的多孔性陶瓷 及其制造方法。
本发明的另一个目的是提供一种通过生产性优良的方法所制造的表面 平滑的多孔性陶瓷，及其制造方法。
本发明的又一个方法是提供一种高频传送损失降低的，并且气密性、耐 热性优良的微波传输带基片。
按照本发明一个方面的多孔性陶瓷基片，其相对密度低于70％，在全部 孔隙中的封闭孔所占的比例在50％或以上。另外，相对密度低于50％，在全 部孔隙中封闭孔所占的比例在90％或以上。在一般的多孔性陶瓷101的场 合，如图2模拟所示，粒子101a之间形成气孔，而本发明的多孔性陶瓷，如 图1概略所示，粒子1a具有空心状的结构，所以，致密部分(骨架部分)1形 成连续的网状结构。而且，由于不含有粗大的空孔1a，所以，除了具有比现 有的多孔性陶瓷101更优良的机械强度以外，根据条件，可以得到高热传导 性。特别是，由于粒子空心化，在具有分散均匀孔径的空孔1a结构的多孔性 陶瓷1的任意断面中，相邻的2个空孔1a的半径r1、r2和陶瓷部分1的宽 度b可达到：(r1+r2)/b＞1。更优选的是：(r1+r2)/b＞2。另外，结构相是陶 瓷和氮氧化物构成的多孔性陶瓷。另外，所述陶瓷至少含有选自氮化硅、氧 化硅、氮化铝以及氧化铝中的任何一种化合物。
另外，这种陶瓷电路基板，其特征是，至少一部分绝缘层是由上述多孔 性陶瓷材料构成的。
另外，本发明的多孔性陶瓷，是先把多孔性陶瓷的母体金属粉末制成成 形体，再于反应气体中通过热处理的制造方法而制成的。而且，把所述成型 体在微波照射下，可以得到由空心陶瓷粒子构成的多孔性陶瓷。另外，金属 粉末是硅，多孔性陶瓷是氮化硅或氧化硅。或者，金属粉末是铝，多孔性陶 瓷是氮化铝或氧化铝。
按照本发明另一方面的多孔性陶瓷，是表面粗糙度(Ra)小于0.5μm，孔 隙率达到30％或以上的陶瓷。
在上述另一方面中，优选的陶瓷表面区域的结构元素，含有该陶瓷的结 构元素，并且，与该陶瓷内部的组成比不同。
在上述又一方面中，优选的陶瓷是选自氧化铝、硅石、氮化硅、氮化铝 以及碳化硅中的至少一种。
在上述又一方面中，优选的陶瓷主相是氮化硅，在该陶瓷的表面区域含 有铝(Al)。
在上述又一方面中，优选的是在表面上形成金属、氧化物或氮化物薄 膜。
在上述又一方面中，优选的是在表面上形成布线图案的金属导体。
在上述的又一方面中，优选的是孔隙率在30％或以上的多孔性陶瓷表 面，利用磨料和陶瓷的固相反应进行加工，借此，使多孔性陶瓷表面平坦化。
本发明的微波传输带基片具备：基片、由在该基片表面上形成的导体所 构成的微波传输带导线和在基片背面形成的金属板以及金属喷镀层中的任 何一种所形成的基层，基片含有孔隙率为30％或以上、在全部孔隙中封闭孔 的比例达到50％或以上的陶瓷多孔体。另外，所谓孔隙率系指空隙在基片的 体积中所占的比例。
在本发明的微波传输带基片中，基片可用陶瓷多孔体。由此，可以提供 具有500℃或以上耐热性的基片。另外，通过控制陶瓷多孔体的孔隙率，可 以得到相对介电常数小于现有玻璃的(SiO2)基片。
陶瓷多孔体的孔隙率在30％或以上。当孔隙率低于30％时，取决于陶瓷 多孔体的材料，其相对介电常数比硅玻璃(SiO2)原来的相对介电常数大，因 此，不能得到比现有的玻璃构成的介电体基片低的相对介电常数。
另外，由于在全部孔隙中封闭孔的比例在50％或以上，吸水率易于控 制，从而可以降低因吸水等引起的介电损失，同时，由于容易进行气密封， 因此，可用于要求气密性的用途。另外，由于封闭孔的比例高到50％或以上， 所以，表面易加工成平坦，来自表面凹凸的放射损失，以及表面导体中的导 体损失可以得到抑制。另外，即使在形成贯通孔时也可以抑制金属糊状物侵 入贯通孔以外的地方，从而抑制由此产生的导体损失。
另外，由于封闭孔的比例在50％或以上，不含有树脂、有机物等引起损 失以及阻碍气密性的成分，从而可以得到高频传送损失降低并且气密性及耐 热性优良的微波传输带基片。
由于在基片的里面设置基层，通过该基层，可大大增加基片的强度。因 此，即使像多孔体那样强度低的材料，通过设置基层，可以确保组装时加工 所必要的强度。
在上述微波传输带基片中，优选的是基层具有：玻璃基片、在该玻璃基 片表面上形成的金属镀层、在玻璃基片背面形成的第2金属镀层，并使金属 镀层连接在基片的背面上。
对这样的基层，根据多孔体强度的增强目的，可以采用各种结构。
在上述微波传输带基片中，优选的是，陶瓷多孔体的孔隙率在50％或以 上，在全部孔隙中封闭孔的比例在80％或以上，更优选90％或以上。
因此，由于不含有树脂、有机物等的造成损失以及妨碍气密性的有害的 成分，所以，可更加降低高频的传送损失，并且，可以形成气密性及耐热性 优良的微波传输带基片。
在上述微波传输带基片中，优选的是，陶瓷多孔体是由含有选自氧化 铝、氮化硅、氮化铝中的至少一种化合物的陶瓷形成的。
这些材料的选择，从机械强度、介电损耗因数(tanδ)、耐热性的观点考 虑选择。另外，构成基片的陶瓷，从上述材料中选择2种或以上进行复合而 使其形成也可。
还有，作为陶瓷多孔体的材料使用氧化铝、氮化硅、氧化硅时，按照下 表所示的原理，根据孔隙率可使相对介电常数降低。
表1
在上述微波传输带基片中，优选的是，在陶瓷多孔体的任意断面，相邻 的2个空孔各自的半径为r1、r2和陶瓷部分的宽度b要满足下关系： (r1+r2)/b＞1。
通过这样的结构，可进一步减少介电损失。
附图的简单说明
图1是本发明多孔性陶瓷的断面组织示意图。
图2是现有的多孔性陶瓷的断面组织示意图。
图3A～图3C是表示本发明的多孔性陶瓷烧结过程的断面图，图3A表 示成型的状态，图3B表示烧结初期的状态，图3C表示烧结完成的状态。
图4A～图4D是本发明多孔性陶瓷烧结过程中，概略说明1个金属粒 子变化的断面图，图4A表示烧结前的状态，图4B表示烧结初期的状态，图 4C表示进行烧结的状态，图4D表示烧结完成的状态。
图5是概要表示表面平滑的多孔性陶瓷的制造工序的断面图。
图6是表示本发明的微波传输带基片中之一的结构的斜视图。
图7是表示本发明的微波传输带基片中之一的结构的平面图。
图8是表示本发明的微波传输带基片中之一的结构的侧面图。
图9是表示本发明的微波传输带基片的另一种结构的斜视图。
图10是表示本发明的微波传输带基片的另一种结构的平面图。
图11是表示本发明的微波传输带基片的另一种结构的侧面图。
实施本发明的最佳方案
下面对本发明的实施例和实验例加以说明。
(实施例1)
关于本发明的多孔性陶瓷，通过其制造方法进行详细说明。本发明的多 孔性陶瓷通过下列方法制成，它包括：准备金属粉末和烧结助剂粉末的工 序；混合这些粉末的混合粉末的工序；使混合粉末成型为成形体的工序；使 该成形体在氮气或氧气存在的气氛中进行烧结，制成金属氮化物或金属氧化 物的烧结体的工序。封闭孔是使陶瓷母体的金属粉末通过空心化而制成的。 相对密度和封闭孔在全部孔隙中的比例，可以通过起始原料的金属粉末粒度 进行控制。金属粉末，可以采用从市场购得的高纯度金属粉末。然而，在金 属粉末的表面可以形成自然氧化膜及通过其后的热处理而形成热氧化膜。在 氧化物陶瓷以外的场合，通过这些氧化膜的量可使空心化程度显著改变，所 以，控制金属粉末中的氧含量是重要的。氧含量换算成金属氧化物，在0.4 摩尔％～1.5摩尔％之间选择是所希望的。
金属粉末的平均粒径最好为0.1μm或以上～15μm或以下。当低于0.1μm 时，由于比表面积大，上述氧含量的控制困难，而当高于15μm时，为了完 全空心化，反应时间要加长，是不经济的。
往所述金属粉末中添加作为烧结助剂的稀土类氧化物。稀士类氧化物选 自Yb2O3、Sm2O3、Er2O3、Gd2O3、Y2O3中至少1种，对金属粉末添 加0.2摩尔％或以上～2.5摩尔％或以下是优选的。低于0.2摩尔％时，不能 促进金属的扩散，空心化不能充分进行。当高于2.5摩尔％时，总孔隙率易 于降低。作为陶瓷烧结助剂的已知有Fe2O3及Al2O3等，在本发明的场合， 由于不能充分的空心化，所以，是不优选的。另外，添加的烧结助剂的平均 粒径，优选0.1μm或以上～1μm或以下。低于0.1μm时，易产生凝聚等， 操作困难，而当高于1μm时，金属粉末的氮化或氧化反应难以进行。另外， 在金属粉末表面的氧化膜妨碍反应的场合，除上述烧结助剂外，最好添加碱 金属或碱土类金属或这些金属的氧化物作为第2烧结助剂。第2烧结助剂的 添加量在0.1摩尔％或以上～1.5摩尔％或以下是优选的，其平均粒径0.1μm 或以上～2μm或以下是优选的。
添加金属粉末和烧结助剂以及根据需要添加有机粘合剂，通过现有的球 磨机及超声波混合等方法进行混合，混合后进行干燥。然后，成型为规定的 形状，得到制品。成型，可以采用通常的干式挤压成型法、挤出成型法、刮 刀成型法以及注射成型法等已知的成型方法，也可以选择适于所希望的形 状、质量和生产性最希望的成型方法。还有，在成型前、使混合的混合粉末 制成颗粒状，预先提高其堆积密度，也可以提高其成型性。所述有机粘合剂， 在进一步提高成型性的场合添加。
把所述制品在含有氮气或氧气的气氛中进行热处理，由此使金属进行氮 化或氧化反应，使各个金属粉末空心化，同时，使反应后相邻的金属粉末的 氮化物或氧化物彼此成为一个整体，可以得到具有细微封闭孔的多孔性陶 瓷。如图3A～图3C以及图4A～图4D概略所示，首先，使金属粉末表面 氮化或氧化。当进行热处理以进行氮化或氧化反应时，金属扩散至外周的氮 化物或氧化物一侧，进行氮化或氧化反应，产生空心形态。因此，最终部分 金属粉末变成空孔。空心化的程度取决于作为起始原料的金属粉末中所含的 氧量以及烧结助剂的种类或热处理方法而不同。各个封闭孔的大小，由于基 本上依赖于起始原料的金属粉末粒度的大小，所以，只要金属粉末的粒径均 匀，封闭孔的大小就均匀，且不包含粗大的封闭孔。
热处理，采用炭加热器等进行。由于促进了金属粉末的扩散、抑制了粒 子生长造成空心结构的消失，所以，用微波进行热处理是优选的。特别是照 射20GHz以上频率的微波进行加热时，由于可以更加促进金属往形成金属粉 末外壳的金属氮化物或金属氧化物的扩散，易于使金属粉末的空心化，是优 选的。
热处理温度，优选的温度范围因起始原料金属粉末的不同而不同，所 以，下面举出使Si进行氮化，制造Si3N4的多孔性陶瓷为例，进行详细说明。 使Si氮化的热处理温度，优选1200℃或以上。低于1200℃时，金属粉末的 氮化反应进行缓慢，是不经济的。另外，采用炭加热器加热在1500℃或以 下，采用微波加热在1750℃台以下的温度是优选的。在比其更高的温度下， 由于金属氧化物的相转变及粒子发生生长，空心结构发生变化，难以得到本 发明的多孔性陶瓷。
另外，在到达最高温度前的升温，优选是分成二个阶段的阶段式升温 的。这是因为金属的氮化反应是放热反应，当一次升温达到最终烧结温度 时，由于自身发热，温度超过金属的熔点，发生金属熔融。当金属发生熔融 时，未反应的熔融块产生粗大的空孔，或从成形体溶出，引起多孔性陶瓷的 机械、电学特性的劣化。以其他的金属粉末作为起始原料的场合，以及发生 氧化反应的场合，要改变温度条件，但不改变优选的分2阶段的阶段式升温 方式。
热处理时的气氛，在制造氮化物的场合，采用含N2或NH3的非氧化性 气氛。在制造氧化物的场合，采用含O2的氧化性气氛。任何一种情况下，对 压力末作限定，然而，1个气压(101kPa)或以上～5个气压(507kPa)或以下是 优选的。
上述得到的本发明的多孔性陶瓷，由于各个金属粒子形成空心，故形成 均匀孔径的空孔分散的组织。实质上是无机陶瓷单层的多孔性陶瓷。因此， 可以得到耐吸湿性优良、低介电常数、低介电损失的多孔性陶瓷。相对密度 低于70％时的封闭孔在全部孔隙中的比例达到50％或以上。另外，如果选择 原料金属粉末的平均粒径、表面的氧量、烧结助剂的种类、烧结条件，在相 对密度低于50％的全部孔隙中的封闭孔所占比例可达到90％或以上。
在本发明的多孔性陶瓷的任意断面中，如图1所示，把相邻的空孔1a 的半径分别用r1、r2表示、陶瓷部分1的厚度用b表示时，则(r1+r2)/b＞1。 即，如果选择原料金属粉末的平均粒径、表面的氧含量、烧结助剂种类、烧 结条件，空孔1a的直径达到陶瓷1厚度的2倍以上。更优选的是： (r1+r2)/b＞2。
通过这样的组织，可以更加减少介电损失。另外，本发明的多孔性陶瓷 的介电损失达到10-4左右以下。通过作为机械特性的3点弯曲测量的挠性强 度，达到150MPa或以上，其为具有优良的电学、机械特性的多孔性陶瓷。
本发明的多孔性陶瓷的材料系及制造方法，末作限定，但是，Si3N4、 SiO2、AlN、A12O3等材料，作为结构材料及电子材料特别有用。作为陶 瓷的母体，可以用Si或Al的金属材料作为起始原料，在使该金属粉末氮化 或氧化的反应过程中，通过促进往金属元素外壳的扩散，可容易地得到均匀 空孔、细分散的多孔性陶瓷。
下面对本实施例涉及的实验例加以说明。
实验例1
准备平均粒径1μm的Si粉末和平均粒径0.8μm的表2中记载的稀土类 氧化物作为烧结助剂。准备的稀土类氧化物量，对Si粉末为0.8摩尔％。各 粉末均从市场购得。还有，Si粉末表面的氧含量，通过在惰性气体中熔解， 并用红外检测法测定，换算成SiO2达到0.7摩尔％，对此要预先进行确定。 把准备的各粉末，以乙醇作溶剂，用球磨机混合24小时。混合后，自然干 燥，用干式挤压机成型为Φ23×3mm和4.5×7×45mm的大小。把该成 形体在大气压的氮气氛中，用28GHz频率的微波进行加热，于1200℃保持 3小时后，升温至1400℃，在该温度下保持3小时。分2个阶段升温的理由 是，硅的氮化反应在1400℃是放热反应(Si+2/3 N2＝1/3Si3N4+64kJ)，一次升 温至1400℃，由于本身放热，温度达到1400℃以上时，Si发生熔融。自 然冷却后，用外周研磨盘和平面研磨盘精加工而制成Φ20×1mm以及3× 4×40mm的尺寸。使用精加工的烧结体，测定下列特性。还有，烧结体用 X线衍射分析，确认没有残留的金属硅，而且全部成为Si3N4。
从烧结体的尺寸和重量算出表观密度，而从烧结助剂的添加量按照混合 法则计算理论密度，依下式求出总孔隙率：
(1-表观密度/理论密度)×100(％)
通过汞孔度计测定开孔容积，依下式求出封闭孔比例：(总气孔容积-开 孔容积)/总气孔容积×100(％)
相邻空孔的半径r1、r2以及陶瓷部的厚度b，是通过使烧结体切断， 断面研磨后，用SEM进行观察。通过该SEM照片，把空孔的中心点作为2 维决定的重心位置点，如图1所示，把任意相邻的空孔1a的中心点加以连结， 测定空孔1a的半径r1、r2和陶瓷部分1的厚度b。把50处的测定平均值 示于表2。
作为电学特性，1GHz的介电损耗(tanδ)按照JIS C 2141所规定测定方 法进行测定。作为机械特性，使精加工成JIS R 1601规定的强度试片形状， 按照同一规定测定3点弯曲强度。这些结果一并示于表2。另外，为了参考， 以Si3N4作为原料的致密烧结体的特性作为‘参1’，以Si3N4作为原料的特 开平9-249457号公报中给出的方法所制成的多孔体的特性作为‘参2’，把 SiO2多孔体的特性作为‘参3’一起示于表2。还有，‘参1’和‘参2’ 的参考例的烧结助剂Y2O3的添加量为5摩尔％，在‘参1’的致密体中，除 Y2O3以外，还含有3重量％的Al2O3。‘参3’的SiO2中因不含添加剂，所 以，可溶性相从硼硅酸玻璃中溶出。
表2 No 烧结助剂 的种类 总气孔率 (％) 封闭孔比例 (％) (r1+r2)/b tanδ (×10-5) 抗折强度 (MPa) 1* La2O3 58 10 0.8 120 40 2* Nd2O3 59 20 0.54 110 50 3 Sm2O3 88 98 2.66 5 300 4 Er2O3 80 92 2.43 12 250 5 Gd2O3 65 65 1.81 70 190 6 Y2O3 60 65 2.01 70 220 7 Yb2O3 78 99 2.61 6 300 8* AI2O3 28 2 0.3 320 60 9* Fe2O3 38 ＜1 0.2 400 50 参1 Y2O3 0 0 0 350 参2 Y2O3 52 8 0.9 600 参3 ... 75 6 1.8 1000
*比较例
从表2可知，添加本发明烧结助剂所得到的烧结体，其孔隙率在50％或 以上，即相对密度在50％以下，封闭孔的比例在50％或以上。另外，介电损 失，与现有的多孔性陶瓷相比，低至1×10-4以下，抗折强度150MPa以上， 具有优良的电学·机械强度。另外，(r1+r2)/b的值，如果选择烧结助剂，可 达到1以上，即，空孔的直径与陶瓷部分相同或以上的多孔性陶瓷。空孔的 直径，例如No.3试料达到0.7μm。
实验例2
准备平均粒径1、10、15μm的3种Si粉末和作为烧结助剂的平均粒 径0.8μm的Sm2O3。Sm2O3量对Si粉末为1.0摩尔％。各种粉末均从市场 购得。采用与实验例1同样的方法，进行混合、成型、烧结、精加工。Si粉末的表面氧含量以及总孔隙率、封闭孔比例及介电损失，与实验例1同样 测定，结果示于表3。
表3 No Si粉末粒径 (μm) 表面氧含量 (mol％) 总孔隙率 (％) 封闭孔比例 (％) tan δ (×10-5) 10 1 1.028 72 92 10 11 10 0.860 75 95 10 12 15 0.520 60 65 90
从表3可知，Si粉末表面的氧含量(换算成SiO2)，粉末的平均粒径愈 大氧含量愈少。总孔隙率、封闭孔比例以及介电损失，因起始原料Si粉末的 平均粒径而异。
实验例3
准备平均粒径1μm的Si粉末和作为烧结助剂的平均粒径0.8μm的 Yb2O3。Yb2O3对Si粉末达到表4的比例。Si粉末表面的氧含量，换算成 SiO2达到0.7摩尔％。各粉末均从市场购得。采用这些粉末，通过与实验例1 同样的方法，进行混合、成型、烧结、精加工。用与实验例1同样的方法， 测定各烧结体的总孔隙率、封闭孔比例以及介电损失，结果一起示于表4。
表4 NO 烧结助剂添加量 (mo1％) 总孔隙率 (％) 封闭孔比例 (％) tanδ (×10-5) 13* 0.08 65 30 100 14 0.39 67 98 10 15 1.5 50 85 40 16* 2.6 42 45 220
*比较例
从表4可知，烧结助剂的添加量低于0.2摩尔％时，总孔隙率为65％， 即相对密度达到35％而低于50％，但封闭孔比例低至30％，在烧结工序的Si粒子的空心化不能充分进行。另外，当添加量高于2.5摩尔时，总孔隙率达 到42％，即相对密度达到58％而低于70％，然而，封闭孔的比例低至45％， 由于粒子生长，封闭孔的比例减少。
实验例4
准备平均粒径1μm的Si粉末和作为烧结助剂的平均粒径0.8μm的 Er2O3。Er2O3对Si粉末达到0.6摩尔％。Si粉末表面的氧含量，可使用换 算成SiO2的表5中记载的量。用这些粉末，通过与实验例1同样的方法，进 行混合、成型、烧结、精加工。各烧结体的总孔隙率、封闭孔比例以及介电 损失，与实验例1同样进行测定，结果一起示于表5。
表5 No 表面氧含量 (mo1％) 总孔隙率 (％) 封闭孔比例 (％) tanδ (×10-5) 17* 0.174 67 48 90 18 0.434 65 80 40 19 0.860 70 90 20 20* 1.691 50 35 220 21* 3.271 40 5 250
*比较例
由表5可知，按照起始原料Si粉末表面的氧含量，烧结体的特性不同。 即，Si粉末表面的氧含量，换算成SiO2低于0.4摩尔％时，总孔隙率达到 67％，即相对密度达到33％而低于50％，然而，封闭孔比例减少到48％，Si粒子的空心化没有充分进行。另外，当高于1.5摩尔％时，封闭孔比例低于 50％，由于粒子生长，空心化结构发生变化。
实验例5
准备平均粒径1μm的Si粉末和作为烧结助剂的平均粒径0.8μm的 Er2O3。Er2O3量对Si粉末达到0.8摩尔％。Si粉末表面的氧含量，换算成 SiO2达到0.7摩尔％的进行使用。用这样的粉末，通过与实验例1同样的方 法，进行混合、成型。把成形体在大气压氮气氛下，用28GHz的微波加热， 按表6的条件进行烧结。这里1150×6意味着在1150℃保持6小时，所谓 1200×3+1400×3，意味着在1200℃保持3小时后，升温至1400℃，在该 温度保持3小时。其他表示也同样。
烧结体的精加工与实验例1同样进行。各烧结体的总孔隙率、封闭孔比 例、(r1+r2)/b的值以及介电损失，与实验例1同样测定，结果示于表6。还 有，(r1+r2)/b的值是测定50处的结果平均值。
表6 No 烧结条件 总孔隙率 (％) 封闭孔 比例(％) (r1+r2)/b tanδ(×10-5) 22* 1150×6 78 28 0.50 120 23 1200×3+1400×3 80 92 2.43 12 24 1300×3+1500×3 80 90 2.4 7 25 1300×3+1700×3 79 88 2.01 9 26* 1300×3+1800×3 29 35 0.80 100
*比较例
从表6可知，烧结温度低于1200℃时，烧结时间6小时左右，Si粒子 的空心化仍不很充分。因此，封闭孔的比例低至28％，(r1+r2)/b的值为0.5， 即形成空孔的直径为陶瓷部分的1/2的组织，介电损失高到120×10-5。另 外，烧结温度达到1800℃的场合，由于粒子生长及相转变，空心化结构发 生变化，达到致密化。烧结温度在1200℃～1750℃时，(r1+r2)/b的值在2 以上，介电损失优良达到12×10-5以下。
实验例6
准备与实验例5同样的Si粉末和Er2O3粉末。采用这些粉末，用与实验 例1同样的方法，进行混合、成型。把制品在大气压的氮气氛下，用炭加热 器加热，用表7的条件烧结。还有，烧结条件与实验例5同样表示。烧结体 的加工与实验例1同样进行。
各烧结体的总孔隙率、封闭孔比例、(r1+r2)/b的值以及介电损失，与实 验例1同样测定，结果一起示于表7。还有，(r1+r2)/b的值是测定50处的 结果平均值。
表7 No 烧结条件 总孔隙率 (％) 封闭孔比 例(％) (r1+r2)/b tanδ(×10-5) 27* 1150×6 55 25 0.27 200 28 1300×3+1500×3 50 65 2.01 100 29 1200×3+1400×3 55 70 2.50 80 30* 1300×3+1800×3 20 30 0.54 160
*比较例
从表7可知，烧结温度低于1200℃时，烧结时间6小时左右，Si粒子 的空心化不很充分。另外，烧结温度1800℃时，由于粒子生长和相转变， 空心化的结构发生变化，达到致密。另外，把表6和表7进行比较时发现， 采用微波加热的方法，封闭孔的比例高，介电损失低。这是由于采用微波方 法，其加热效率好，更加促进向硅外壳的扩散反应。
实验例7
准备平均粒径5μm的Al粉末和作为烧结助剂的平均粒径0.8μm的Y2O3 以及平均粒径0.5μm的MgO。Y2O3和MgO量对Al粉末达到表8的比例。 各粉末均是从市场购得的。还有，Al粉末表面的氧含量用实验例1的方法 测定，换算成Al2O3示于表8。把准备的各种粉末以乙醇作溶剂，用球磨机 混合24小时。混合后，自然干燥，采用干式挤压机，压制成Φ23×3mm 和4.5×7×45mm的大小。把该成形体在大气压的氮气氛中用频率28GHz 的微波加热，于900℃保持3小时后升温至1250℃，在该温度保持3小时。 所得到的烧结体用X线衍射测定的结果是，可以确认不残留金属铝，所有均 变成AlN。烧结体的精加工与实验例1同样进行。各烧结体的总孔隙率、封 闭孔比例、(r1+r2)/b的值以及介电损失与实验例1同样测定，结果一起示于 表8。还有，(r1+r2)/b的值是测定50处的结果平均值。
表8 No 氧含量 (mol％) Y2O3 (mol％) MgO (mol％) 总孔隙 率(％) 封闭孔 比例(％) (r1+r2)/b tanδ (×10-5) 31* 0.5 0.05 0.2 70 20 0.6 110 32 0.7 0.2 0.6 60 70 2.1 40 33* 1.6 0.3 1.6 30 15 0.4 150
*比较例
如表8所示，本发明的AlN多孔性陶瓷No.32，其总孔隙率为60％， 即相对密度达到40％而低于70％，封闭孔的比例达到70％而在50％以上。另 外，得到介电损失也低的优良的多孔性陶瓷。
实验例8
准备平均粒径5μm的Al粉末和作为烧结助剂的平均粒径0.8μm的 Sm2O3以及平均粒径0.5μm的Li2O。Sm2O3和Li2O量对Al粉末达到表9 所示的比例。各种粉末均从市场购得。把准备的各种粉末以乙醇作溶剂，用 球磨机混合24小时，采用干式挤压机，成型φ23×3mm和4.5×7×45mm 的大小。该成形体在大气压的氮气氛中用频率28GHz的微波加热，于800 ℃保持3小时后，升温至1200℃，在该温度下保持3小时。把得到的制品 用X线衍射测定的结果表明，金属Al未残留，均变成Al2O3。烧结体的精 加工与实验例1同样进行。各烧结体的总孔隙率、封闭孔比例、(r1+r2)/b的 值以及介电损失与实验例1同样测定，结果一起示于表9。还有，(r1+r2)/b 的值是50处测定结果的平均值。
表9 No Sm2O3 (mol％) Li2O (mol％) 总孔隙率 (％) 封闭孔比 例(％) (r1+r2)/b tanδ (×10-5) 34* 0.01 0.2 52 30 0.2 105 35 0.2 0.5 55 60 2.05 12 36* 0.09 1.6 20 12 0.4 110
*比较例
从表9可知，本发明的Al2O3多孔性陶瓷No.35，是总孔隙率为55％、 封闭孔比例为60％、介电损失也低的陶瓷。
按照上述本实施例的多孔性陶瓷，与其他材料相比，与其他方法相比， 封闭孔的比例高并且可以得到封闭孔均匀分散的多孔性陶瓷。本实施例的多 孔性陶瓷，其封闭孔的比例高、电学、机械强度优良，可用于要求耐吸湿性 和低介电常数、低介电损失，机械强度也要求的电子线路基片等中，可以发 挥优良的特性。
(实施例2)
本发明发现，孔隙率30％或以上、优选50％或以上，表面的面粗糙度(Ra) 低于0.5μm、优选低于0.2μm、更优选低于0.1μm的多孔性陶瓷，其具有适 于各种结构材料、电子材料的功能。
本发明的多孔性陶瓷基材，可用已知的方法制造，可用氧化铝、硅石、 氮化硅、氮化铝、碳化硅等。在用于各种结构材料、电子材料时，从机械强 度及导热性的观点考虑，可选自氮化硅、氮化铝、碳化硅等中，而且，要求 含有50体积％或以上的至少1种这些化合物。另外，在用于必须具有耐气候 性(耐湿性)的电子部件时，要求多孔性体由封闭孔构成，而面粗糙度也要进 一步降低。
采用适于生产的方法，以便得到不发生弯曲及内部应力，同时保持高的 尺寸精度并具有充分的表面平滑性，可用下面介绍的方法。
即，选择能与多孔性陶瓷基材发生固相反应的固体物质作为磨料或研磨 材料，进行加工、研磨(外加机械能)，使多孔体表面平滑。
例如，在孔隙率50％的氮化硅多孔性陶瓷进行加工时，把含有γAl2O3 粒子和SiO2粒子的研磨料分散在水中，借此可以得到表面平坦的多孔性陶 瓷。
为了得到平滑的多孔体表面，必须适当选择、控制磨料、研磨液、研磨 速度(接触压力)等各种条件。磨料粒子的粒径希望在0.1μm以下，调整分配 磨料的水溶液的pH至7以上。
水溶液的pH要求7以上的理由如下。即形成Si-OH等羟基，大大有利 于固相反应或使表面平滑，可以提高加工效率(或表面平滑度)。pH不得不低 于7时，则或要长时间加工，或有时难以得到表面平滑性。
通常的情况下，研磨磨料选自和多孔性陶瓷组合物、或与其氧化物发生 固相反应的物质。
机制的详细情况未必明确，但是，不能简单地从机械能考虑，而是通过 下列过程的氧化、溶解·再析出、固相扩散而进行表面平坦化。
化学式1
Si3N4+H2O→3SiO2+4NH3
SiO2+H2O→Si(OH)4
2SiO2+3Al2O3→3Al2O3・2SiO2
参照图5，所得到的Si3N4多孔性陶瓷1的表面1f的面粗糙度(Ra)，根 据研磨条件，要低于0.5μm，优选低于0.2μm，更优选低于0.1μm。陶瓷1 的表层部分，Al的浓度以厚度方向倾斜地分散，形成Al、Si、O、N的 复合相(由通过固相反应生成的陶瓷组成和磨料组成所构成的复合相)，从陶 瓷1的基材内部至表面区域形成连续的结构。在图5所示的实施例中，表面 形成封闭孔。
上述固相扩散等可引起被覆表面的孔隙，或者，任意的孔隙也可以残留 在表面。具有组成不同的表面区域，离表面低于10μm，而优选是离表面低 于5μm。在这范围以上，会损害陶瓷多孔体原来的特性。
作为本发明的特征是，孔隙率30％或以上，优选50％或以上的多孔体陶 瓷，表面粗糙度低于0.5μm，优选低于0.2μm，更优选低于0.1μm。
特别是，孔隙孔径0.1μm或以上，并且即使1μm或以上也可以得到上 述平坦性，借此可在更广泛的范围内使用。
另外，在表面区域(离表面10μm以内)可含有的至少1种元素在多孔性 陶瓷内部不含有，或内部和表面区域的组成比不同。这种表面平坦性的多孔 性陶瓷，也可以在其表面形成金属、氧化物或氮化物薄膜或者形成布线图案 的金属导体，这种场合的表面粗糙度取决于表面膜和多孔性陶瓷间的介面粗 糙度。
下面对本实施例涉及的实验例加以说明。
实验例9
制造表10中列出的多孔性体，按规定的条件实施表面处理。
表10 样品 序号 陶瓷 烧结助剂 孔隙 率 封闭孔 比例 磨料 磨料 比 pH 表面粗 糙度 41* 氮化硅 Y2O3(5wt％) 0 - Al2O3 SiO2 8∶2 8 0.07 42* 氮化硅 Y2O3(5wt％) 15 20 Al2O3 SiO2 8∶2 8 0.08 43# 氮化硅 Y2O3(5wt％) 30 2 Al2O3 SiO2 8∶2 8 0.1 44# 氮化硅 Y2O3(5wt％) 50 ＜1 Al2O3 SiO2 8∶2 8 0.15 45# 氮化硅 Y2O3(5wt％) 70 ＜1 Al2O3 SiO2 8∶2 8 0.3 46# 氮化硅 Y2O3(5wt％) 50 ＜1 Al2O3 SiO2 8∶2 4 1 47# 氮化硅 Y2O3(5wt％) 50 ＜1 Al2O3 SiO2 8∶2 6 0.48 48# 氮化硅 Y2O3(5wt％) 50 ＜1 Al2O3 SiO2 8∶2 7 0.4 50* 氮化硅 Y2O3(5wt％) 0 - 金刚石 - 8 0.03 51* 氮化硅 Y2O3(5wt％) 15 20 金刚石 - 8 0.5 52* 氮化硅 Y2O3(5wt％) 30 2 金刚石 - 8 1.5 53* 氮化硅 Y2O3(5wt％) 50 ＜1 金刚石 - 8 3.2 54* 氮化硅 Er2O3(10wt％) 0 - Al2O3 SiO2 8∶2 8 0.03 55* 氮化硅 Er2O3(10wt％) 18 40 Al2O3 SiO2 8∶2 8 0.03 56# 氮化硅 Er2O3(10wt％) 31 70 Al2O3 SiO2 8∶2 8 0.04 57# 氮化硅 Er2O3(10wt％) 75 88 Al2O3 SiO2 8∶2 8 0.04
#：本发明例*比较例
表10中样品序号41～48以及50～53是开孔样品，而样品序号54～ 57是封闭孔样品。
样品41～48以及50～53的各多孔性陶瓷的混合、造粒、成型、烧结 用已知的方法进行。各样品的孔隙率一起示于表10。孔隙孔径的大小为0.5～ 5μm。把所示的磨料以5体积％的比例分散在水中，把pH调整至表10中所 示的值，实施表面加工。在样品序号43～45、56以及57的表面区域，在 离表面3μm的范围，Al对Si以2∶3～8∶2(Si∶Al)范围的比率存在， 还确认3Al2O3·2SiO2(莫来石)的生成。
在比较例的样品序号50～53中，组成的变动几乎未被确认。采用金刚 石磨料时，与基材不发生固相反应(或者是观察不到的水平)，与只用现有的 机械作用进行研磨的场合相似，在多孔性基材上表面残留凹凸，不平滑。
作为陶瓷，其它还可以使用氧化铝、硅石、氮化铝、碳化硅。在这种情 况下，作为所用的磨料，如表11所示，对氧化铝采用Si3N4+SiO2，对硅石 采用Al2O3+Si3N4+SiO2，在氮化铝的场合采用Si3N4+Al2O3+SiO2，在碳化 硅的场合采用Al2O3+Si3N4+SiO2的组合是优选的。
表11 样品 序号 陶瓷 烧结 助剂 孔隙 率 封闭孔 比例 磨料 磨料 比 pH 面粗 糙度 58# 氧化铝 - 50 - Si3N4，SiO2 8∶2 8 0.08 59# 硅石 - 50 - Al2O3，Si3N4，SiO2 5∶3∶2 8 0.12 60# 氮化铝 Y2O3 50 - Si3N4，Al2O3，SiO2 5∶3∶2 8 0.2 61# 碳化硅 - 50 - Al2O3，Si3N4，SiO2 5∶3∶2 8 0.4
#本发明例
如果采用这种组合，如表11所示，则可以达到低于0.5μm的表面粗糙 度(Ra)。在样品序号58和60中，已确证在离表面5μm的范围内存在Si区 域，而在样品序号59和61中，离表面5μm范围内存在A1区域。
实验例9的样品序号54～57以及后述的实验例10的多孔性陶瓷的制 造方法如下所述。
即，准备平均粒径1μm的Si粉末和作为烧结助剂的平均粒径0.8μm的 表10中记载的Er2O3。Er2O3量对Si粉末达到10重量％。各种粉末均从市 场购得。还有，Si粉末表面的氧含量，是在惰性气体中熔解、用红外线检测 法测定，已确证，换算成SiO2达到0.7摩尔％。把准备的各种粉末用乙醇作 溶剂，用球磨机混合24小时。混合后，自然干燥，用干式挤压机成型φ23 ×3mm的大小。把该成型体在大气压的氮气氛中，用频率28GHz的微波加 热，于1300℃保持3小时后，升温至1600℃，在该温度保持3小时。由此 得到孔隙率75％的样品。
另外，把热处理条件变更为：
1300℃30小时+1900℃3小时(孔隙率0％)
1300℃3小时+1800℃30小时(孔隙率18％)
1300℃30小时+1650℃3小时(孔隙率31％)
以调整孔隙率。
总孔隙率，从烧结体的尺寸和重量算出表观密度，而理论密度是从烧结 助剂的添加量依混合法则计算，依下式求出：
(1-表观密度/理论密度)×100％
封闭孔比例采用汞的孔度计测定封闭孔的容积，依下式算出：
(总孔隙容积-封闭孔容积)/总孔隙容积×100(％)
实验例10
作为表面平滑性多孔性陶瓷的特征例，测定表面传送途中信号的传送损 失。
对表10中的54～57号封闭孔隙的样品进行精加工，使达到5mm× 2mm×0.25mmt后，在基片表面上采用掩模蒸镀法镀Au，由此形成微波传 输带导线。该微波传输带导线的线宽0.9mm。另外，切成5mm×2mm× 0.1mmt的科伐合金(コ-バル)板，在其表面镀Au 2μm厚度用作基层，在基片 的背面进行钎接，制成微波传输带基片。其结果示于表12。
表12 样品 序号 陶瓷 烧结助剂 孔隙 率 封闭孔 比例 磨料 磨料 比 pH 表面粗 糙度 传送 损失 62* 氮化硅 Er2O3(10wt％) 75 88 金刚石 - - 3.6 12 63* 氮化硅 Er2O3(10wt％) 75 88 金刚石 - - 1.6 6 64* 氮化硅 Er2O3(10wt％) 75 88 Al2O3，SiO2 8∶2 4 0.6 3 65* 氮化硅 Er2O3(10wt％) 0 - Al2O3，SiO2 8∶2 8 0.03 1.2 66* 氮化硅 Er2O3(10wt％) 18 40 Al2O3，SiO2 8∶2 8 0.03 2.1 67# 氮化硅 Er2O3(10wt％) 31 70 Al2O3，SiO2 8∶2 8 0.04 0.5 68# 氮化硅 Er2O3(10wt％) 75 88 Al2O3，SiO2 8∶2 8 0.04 0.3
*比较例#本发明例
如上所述，如果采用本实施例的多孔性陶瓷，可以有效得到表面平滑的 多孔性陶瓷。
(实施例3)
参照图6～图8，微波传输带基片具有：基片1、微波传输带导线3、 基层5。在基片1表面上，形成直线状微波传输带导线3。而在基片1的整 个背面形成基层5。
基片1由陶瓷多孔体构成，例如，由含有氧化铝、氮化硅以及氮化铝单 独或任意组合的陶瓷构成。而微波传输带导线3是通过例如进行金属镀金(Au) 而形成，基层5，例如由科伐合金板形成。
基片1的长度方向的尺寸例如5mm，宽度方向的尺寸例如2mm，而厚 度例如0.25mm。另外，微波传输带导线3的线宽例如1mm，基层5的厚度 例如0.1mm。
基片1的多孔性陶瓷，如图1概略所示，由于具有形成封闭孔的空心部 分1a的结构，所以，致密性部分(骨架部)1形成连续的网状结构。基片1是 孔隙率30％或以上的多孔体，封闭孔在总孔隙中所占的比例达到50％或以 上。在基片1中孔隙率优选为50％或以上，而封闭孔在总孔隙中所占的比例 达到80％或以上是优选的，更优选为90％或以上的。另外，在图1所示的陶 瓷多孔体的任意断面中，互相相邻的2个空孔1a各自的半径分别为r1、r2 和陶瓷部分(致密性部分)的宽度为b，则满足：(r1+r2)/b＞1的关系是优选的。
还有，采用现有的基片1的多孔性陶瓷的结构，如图2所示，多个粒子 101a进行结合，这些粒子101a之间形成孔隙而构成开孔结构，与本实施方 案的封闭孔结构不同。
下面对本实施方案的微波传输带基片的制造方法进行详述。
首先，本实施方案的微波传输带基片所用的基片1的多孔性陶瓷按下法 制成。
基片1的多孔性陶瓷的制造方法包括：准备金属粉末和烧结助剂粉末工 序；把这些粉末混合成混合粉末的工序；把该混合粉末成型为成形品的工 序；把该成形品在氮气或氧气存在的气氛下进行烧结、制成金属氮化物或金 属氧化物烧结体的工序。
封闭孔是把陶瓷母体的金属粉末通过空心化而得到的。相对密度和总孔 隙中的封闭孔所占的比例，可通过起始原料金属粉末粒度进行控制。作为金 属粉末，可以采用从市场购得的高纯度金属粉末。然而，在金属粉末的表面 形成自然氧化膜及通过其后的热处理而形成的热氧化膜。在氧化物陶瓷以外 的场合，根据这些氧化膜的量，空心化程度显著改变，所以，金属粉末中氧 含量的控制很重要。氧含量，换算成金属氧化物的氧含量希望在0.4摩尔％ 或以上～1.5摩尔％或以下的范围内选择。
金属粉末的平均粒径优选0.1μm或以上～15μm或以下。当低于0.1μm 时，比表面积大，所述氧含量的控制困难，而当高于15μm时，由于完全空 心化的反应时间加长，是不经济的。
往上述金属粉末中添加稀土类氧化物作为烧结助剂。稀土类氧化物选自 Yb2O3、Sm2O2、Er2O3、Gd2O3、Y2O3中的至少1种，其对金属粉末的 添加量为0.2摩尔％～2.5摩尔％是优选的。在低于0.2摩尔％时，不能促进 金属的扩散，空心化不能充分进行。当高于2.5摩尔％时，总孔隙率易变低。 原来作为陶瓷烧结助剂的已知的Fe2O3及Al2O3等，在本实施方案的场合， 不能充分的进行空心化，是不理想的。
另外，添加的烧结助剂的平均粒径，优选0.1μm～1μm。当低于0.1μm 时，易发生凝聚，操作困难，而当高于1μm时，金属粉末的氮化或氧化反应 难以进行。另外，金属粉末表面的氧化膜妨碍反应时，除上述烧结助剂外， 优选添加碱金属、碱土类金属或这些金属的氧化物作为第2烧结助剂。第2 烧结助剂的添加量，优选0.1摩尔％～1.5摩尔％，其平均粒径优选0.1μm～ 2μm。
金属粉末、烧结助剂以及根据需要添加的有机粘合剂，采用现有的球磨 机及超声波混合等方法加以混合，然后干燥。其后，把混合物成型为规定的 形状，制得成形体。该成形体可以采用通常的干式挤压成型法、挤出成型法、 刮刀成型法以及注射成型法等已知的成型法，可以选择适合于所希望的形 状、且质量·生产性最好的成型方法。也可使成型前、混合后的混合粉末制 成颗粒状，预先提高其体积密度，也可以提高其成型性。添加上述有机粘合 剂以更进一步提高成型性。
把上述成形体在含有氮气或氧气的气氛中进行热处理，借此，使金属进 行氮化或氧化反应，各个金属粉末形成空心，同时，经过反应的互相相邻的 金属粉末氮化物或氧化物彼此成为整体，可以得到具有细微封闭孔的多孔性 陶瓷。
参照图3A～图3C以及图4A～图4D，首先，使金属粉末1b的表面 氮化或氧化，在金属粉末1b的外周形成氮化膜或氧化膜1。当进行热处理 以进行氮化或氧化反应时，金属往外周的氮化物或氧化物1侧扩散，进行氮 化或氧化反应。通过该金属向外周侧的扩散，在金属粉末1b中形成空孔1a， 金属粉末1b空心化。最终的结果是，金属粉末1b中的大部分形成空孔1a， 空孔1a且形成封闭孔。因此，通过这样形成的多个空孔1a作为封闭孔，从 而，由氮化物或氧化物构成的陶瓷致密性部分1形成网状连续结构。
空心化的程度，因起始原料金属粉末中所含的氧量以及烧结助剂的种类 或热处理方法而异。各个封闭孔的大小，基本上依赖于起始原料金属粉末的 粒度大小，所以，如果金属粉末的粒径均匀，则封闭孔大小均匀，并且不含 粗大的封闭孔。
热处理，采用炭加热炉等进行。由于促进金属粉末的扩散，抑制粒子生 长而引起空心结构的消失，所以，采用微波进行热处理是优选的。特别是照 射20GHz以上频率的微波进行加热时，更加促进金属向金属粉末外壳中形成 的金属氮化物或金属氧化物扩散，所以，金属粉末的空心化易于进行，是优 选的。
热处理温度，优选的温度范围根据起始原料金属粉末而不同，下面举出 以Si氮化，生成Si3N4的多孔性陶瓷为例加以详细说明。
Si氮化的热处理温度优选1200℃或以上。低于1200℃时，金属粉末的 氮化反应进行缓慢，是不经济的。另外，采用炭加热炉加热，温度在1500 ℃或以下是优选的，采用微波加热，温度在1750℃或以下是优选的。在比 其高的温度下，由于金属氮化物产生相变及粒子生长，空心化结构发生变 化，本实施方案的多孔性陶瓷难以得到。
另外，在达到最高温度前的升温，分成2阶段或以上的阶段升温是优选 的。这是因为金属的氮化反应是放热反应，当1次升至最终烧结温度时，由 于自身的放热，温度超过金属的熔点，金属发生熔融。当发生金属熔融时， 未反应的熔融块产生粗大的空孔，或从成形体溶出，引起多孔性陶瓷的机 械、电学特性的劣化。以其他的金属粉末作为起始原料的场合以及发生氧化 反应的场合，温度条件改变，但分成2个或以上阶段的阶段升温是理想的， 不加以改变。
热处理时的气氛，在制造氮化物的场合，采用含N2或NH3的非氧化性 气氛。在制造氧化物时，采用含O2的氧化性气氛。任何一种场合对压力未作 限定，但1个气压(101kPa)～5个大气压(507kPa)是优选的。
构成以上得到的本实施方案基片1的多孔性陶瓷，通过金属粉末的各个 粒子空心化，由分散均匀孔径空孔的组织构成的、实质上是无机陶瓷单层的 多孔性陶瓷。因此，基片1可由耐吸湿性优良、低介电常数、低介电损失的 多孔性陶瓷形成。
该多孔性陶瓷的孔隙率在30％或以上，并且，总孔隙中的封闭孔比例在 50％或以上。而且，如果选择原料金属粉末的平均粒径、表面的氧含量、烧 结助剂的种类、烧结条件等，孔隙率达可到50％或以上，封闭孔在总孔隙中 所占的比例也可达到80％或以上或90％或以上。
在构成本实施方案的基片1的多孔性陶瓷的任意断面中，如图1所示， 互相相邻的2个空孔1a的半径分别用r1、r2表示、陶瓷部1的厚度用b表 示时，则可得到满足：(r1+r2)/b＞1的基片。即，如果选择原料金属粉末的平 均粒径、表面的氧含量、烧结助剂的种类、烧结条件，空孔1a的直径可以达 到陶瓷部1的厚度2倍以上。更优选的是：(r1+r2)/b＞2。通过形成这样的组 织，可更加降低介电损失。
另外，构成本实施方案的基片1的多孔性陶瓷的介电损失达到10-4左右 以下。作为机械特性的根据3点弯曲的抗折强度在150MPa以上，可以得到 具有优良电学、机械特性的多孔性陶瓷。
在这种多孔性陶瓷所构成的基片1的表面上形成微波传输带导线，并 且，在基片1的背面形成基层5，从而形成本实施方案的微波传输带基片。
还有，对本实施方案的多孔性陶瓷的材料系及制造方法未作限定，然 而，特别是Si3N4、SiO2、AlN、Al2O3等材料，作为结构材料及电子材 料是有用的。作为陶瓷的起始原料，可以采用Si或Al的金属粉末，在使该 金属粉末氮化或氧化的反应过程中，通过促进金属元素向外壳扩散，可容易 地得到均匀空孔细分散的多孔性陶瓷。
下面对本发明又一实施方案的微波传输带基片的结构加以说明。
参照图9～图11，本实施方案的微波传输带基片的结构，与上述实施 方案的微波传输带基片的结构进行比较，基层的构成不同。即，基层具有： 玻璃基片17；在该玻璃基片17的表面及背面形成的GND金属喷镀层15、 19。玻璃基片17，例如由SiO2构成。另外，GND金属喷镀层15、19， 例如，由喷镀Au而形成。而基层15、17、19的总厚度，例如0.2mm。
还有，关于在这以外的结构，由于与上述一实施方案的结构几乎相同， 对相同的部件采用相同的符号，其说明省略。
下面对本实施例涉及的实验例加以说明。
实验例11
首先，制作下列5个样品。
样品71：孔隙率78％、封闭孔比例99％的多孔性Si3N4基片和基层构 成的微波传输带基片。
样品72：孔隙率60％、封闭孔比例80％的多孔性AlN基片和基层构 成的微波传输带基片。
样品73：特开平8-228105号公报的实施例1中所示的开孔的多孔性SiO2 的基片和基层构成的微波传输带基片。
样品74：特开平8-228105号公报的比较例1中所示的SiO2基片构成 的微波传输带基片。
样品75：与样品71同样，由多孔性Si3N4基片构成的不具有基层的微 波传输带基片。
下面对各样品的制作方法进行说明。
(A)样品71的制作方法
准备平均粒径1μm的Si粉末和作为烧结助剂的平均粒径0.8μm的Yb2O3 粉末。此时，Yb2O3粉末量对Si粉末达到0.8摩尔％。各粉末均从市场购得。 还有，Si粉末表面的氧含量是在惰性气体中熔解、用红外线检测法测定，换 算成SiO2达到0.7摩尔％，这要预先确证。
把准备的各粉末以甲醇作溶剂，用球磨机混合24小时。混合后，自然 干燥，用干式挤压机成型为规定的尺寸。把该成形体在大气压的氮气氛中， 用频率28GHz的微波加热，于1200℃保持3小时后，升温至1400℃，在该 温度保持3小时，而制得烧结体。所得到的烧结体用X线衍射分析的结果可 以确证，不残留金属Si，全部变成Si3N4。
分2阶段升温的理由是，硅的氮化反应在1400℃是放热反应(Si+2/3N2 ＝1/3Si3N4+64kJ)，当一次升温至1400℃，由于自身放热，温度达到1400℃ 以上，Si发生熔融。
自然冷却后，进行精加工，以达到长度方向的尺寸5mm、宽度方向的 尺寸2mm、厚度0.25mm。
在这样得到的陶瓷多孔体构成的基片表面上，采用掩模蒸镀法通过金属 喷镀而镀Au，形成微波传输带导线。微波传输带导线的线宽0.9mm。另外， 切成5mm×2mm×0.1mmt的科伐合金板，其表面镀Au达到2μm厚，用 作基层，基片背面进行钎接，制成微波传输带基片。
对构成上述基片的烧结体实施精加工时，测定烧结体的孔隙率和封闭孔 在总孔隙中的比例。该测定按下法进行。
孔隙率：从烧结体的尺寸和重量算出表观密度，而理论密度从烧结助剂 添加量依混合法则计算，从式(1-表观密度/理论密度)×100(％)求出。
总孔隙中封闭孔的比例：采用汞的孔度计，先测定开孔容积，从式(总 孔隙容积-开孔容积)/总孔隙容积×100(％)而算出。
结果是，多孔性Si3N4基片的孔隙率为78％，封闭孔的比例为99％。
(B)样品72的制作方法
准备平均粒径5μm的Al粉末和作为烧结助剂的平均粒径0.8μm的Y2O3 粉末以及平均粒径0.5μm的MgO。此时，Y2O3粉末量对Si粉末达到0.2 摩尔％，并且，MgO粉末量对Si粉末达到0.6摩尔％。各种粉末均从市场购 得。还有，Al粉末表面的氧含量，用与样品72同样的方法测定，换算成 Al2O3达到0.7摩尔％，这要预先确证而准备。
把准备的各粉末以甲醇作溶剂，用球磨机混合24小时。混合后，自然 干燥，用干式挤压机成型为规定的尺寸。把该成形体在大气压的氮气氛中， 用频率28GHz的微波加热，于900℃保持3小时后，升温至1250℃，在该 温度保持3小时而得到烧结体。所得到的烧结体用X线衍射分析的结果可以 确认，不残留金属Al，全部变成AlN。
自然冷却后，实施精加工，使达到长度方向的尺寸5mm、宽度方向的 尺寸2mm、厚度为0.25mm。
在这样得到的陶瓷多孔体构成的基片表面上，采用掩模蒸镀法通过金属 喷镀法镀Au，形成微波传输带导线。微波传输带导线的线宽0.5mm。另外， 切成5mm×2mm×0.1mmt的科伐合金板，其表面镀Au达到2μm厚，用 作基层，基片背面钎接，制成微波传输带基片。
对构成上述基片的烧结体实施精加工时，与样品71同样测定烧结体的 孔隙率和封闭孔在总孔隙中的比例。结果是，多孔AlN基片的孔隙率为 60％，封闭孔比例为80％。
(C)样品73的制作方法
首先，切成5mm×2mm×0.1mmt的科伐合金板，表面镀Au达2μm 厚。把硅酸乙酯[Si(OC2H5)4]用乙醇稀释10倍，往里添加水和作为催化剂的 氨，从而水解并生成凝胶。因此，形成液相部分由乙醇构成的硅石湿润凝胶。 在引科伐合金板的同时把这样制成的硅石湿润凝胶放入由玻璃制的内部尺 寸为5.1mm×2.1mm×0.35mmt量具里。把该量具于高压釜内在243℃、 6.38MPa的条件下实施超临界干燥。
在这样得到的具有金属基的基片表面上，用掩模蒸镀法镀Au，形成线 宽1mm的微波传输带导线，形成微波传输带基片。
(D)样品74的制作方法
在5mm×2mm×0.25mmt的SiO2基片的背面进行全面金属镀，在表 面镀Au形成线宽0.5mm的微波传输带导线，制成微波传输带基片。
(E)样品75的制作方法
采用与样品71同样的方法，形成多孔性Si3N4基片，在该基片表面上 通过镀Au，形成线宽0.9mm的微波传输带基片。
对这样得到的5个样品，采用网络分析器测定传送损失，用He(氦)检漏 器评价气密性。其结果示于表13及表14。
表13 损失(dB) 30GHz 70GHz 110GHz 样品71 0.3 0.4 0.5 样品72 0.4 0.7 0.9 样品73 0.6 2.1 4.2 样品74 0.7 2.5 3.8
表14 气密性评价结果atm·cc/sec 样品71 5×10-9 ○ 样品72 1×10-8 ○ 样品73 ＞1×10-5 × 样品74 4×10-9 ○
由表13及表14的结果可知，样品71及72即使在高频带区的传送损失 也小，并且气密性良好。
实验例12
对实验例11制作的样品71～75，用拉伸强度试验器测定拉伸强度。 其结果示于表15。
表15 拉伸强度(kg) 样品71 20 样品72 23 样品73 11 样品74 5 样品75 7
从表15的结果可知，样品71及72，与样品73～75比较，拉伸强度 增高。
实验例13
为在大气或加湿气氛中以评价可靠性，在湿度80％的气氛中，测定 30GHz时传送特性的随时间变化。其结果示于表16。
表16 时间(s) 0 200 400 600 800 1200 样品71 0.3 0.3 0.3 0.3 0.3 0.3 样品73 0.6 1.2 1.6 1.8 2 2.2
从表16的结果可知，样品71与样品73比较，在30GHz时传输特性不 随时间变化。
从以上结果可知，本发明的微波传输带基片，特别是在高频区域损失 低，并气密性也适于必要的用途，而且，通过设置基层可以得到更高的强度。
如上所述，本实施例的微波传输带基片，其基片是含有孔隙率30％或以 上、封闭孔在总孔隙中的比例为50％或以上的陶瓷多孔体，由于不含有引起 损失及阻碍气密性的树脂、有机物等成分，可以形成高频传输损失降低、并 且气密性及耐热性都优良的微波传输带基片。
这里公开的实施方案及实施例不是对所举出的观点的限制。本发明的范 围不在上述说明中，而由权利要求范围给出，包含和权利要求范围等同的范 围以及在该范围内的所有变更。
工业上利用的可能性
本发明涉及的多孔性陶瓷及其制造方法适于各种配线电路基板所用的 电绝缘材料以及质轻、耐吸湿性结构材料。
本发明涉及的微波传输带基片是用于形成一种用于1GHz以上、特别是 30GHz以上的高频的波导所用的微波传输带基片，它在基片表面由导体构成 的微波传输带导线形成。
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