DE10141910A1

DE10141910A1 - Glaskeramiksinterprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung

Info

Publication number: DE10141910A1
Application number: DE10141910A
Authority: DE
Inventors: Shinya Kawai; Masanari Kokubu; Yoshitake Terashi
Original assignee: Kyocera Corp
Current assignee: Kyocera Corp
Priority date: 2000-08-28
Filing date: 2001-08-28
Publication date: 2002-05-16
Anticipated expiration: 2021-08-29
Also published as: JP2011225446A; US20020094929A1; US6579818B2; DE10141910B4; JP5665657B2

Abstract

Angegeben wird ein Glaskeramiksinterprodukt, das als Kristallphasen DOLLAR A (a) eine Gahnit-Kristallphase, DOLLAR A (b) eine Celsian-Kristallphase, die nadelähnliche Kristalle mit einem Aspektverhältnis von mindestens 3 enthält, und DOLLAR A (c) mindestens eine Kristallphase in Form von AlN, Si¶3¶N¶4¶, SiC, Al¶2¶O¶3¶, ZrO¶2¶, 3Al¶2¶O¶3¶, 2SiO¶2¶ und Mg¶2¶SiO¶4¶ DOLLAR A enthält und eine offene Porosität von höchstens 0,3% aufweist. Das Glaskeramiksinterprodukt hat eine hohe Festigkeit, eine hohe Wärmeleitfähigkeit, einen hohen Young-Modul und ist dicht. Es kann durch Brennen bei höchstens 1000 DEG C hergestellt werden und eignet sich als isolierendes Substrat in Leiterplatten (Fig. 2).

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Glaskeramik sinterprodukt, das als isolierendes Substrat in Halb leiteranordnungen und in mehrschichtigen Leiterplatten bestens geeignet ist. Ferner betrifft die Erfindung ein Ver fahren zur Herstellung dieses Produkts.

Die rasche Entwicklung auf dem Gebiet der Technologie der In formationskommunikation hat dazu geführt, daß eine Zunahme der Arbeitsgeschwindigkeit von Halbleiteranordnungen erfor derlich ist, begleitet von einer Zunahme der Größe dieser An ordnungen. Deshalb stieg auch der Bedarf an einer Abnahme des Widerstands der Leiterschicht in der Leiterplatte, aus denen solche Anordnungen aufgebaut sind, um die Verluste bei der Signalübertragung zu vermindern. Um diese Forderung zu erfüllen, wurde eine Leiterplatte vorgeschlagen, bei der als isolierendes Substrat eine Glaskeramik verwendet wird, die durch Brennen bei einer Temperatur von höchstens 1000°C in dichter Form hergestellt und zusammen mit einer Leiterschicht gebrannt werden kann, die hauptsächlich aus einem Metall mit niedrigem Widerstand, wie Silber, Kupfer oder Gold, besteht.

Beispielsweise beschreibt die japanische ungeprüfte Patent veröffentlichung (Kokai) Nr. 141458/1990 eine Glaskeramik, die durch Zugabe von Al₂O₃-Pulver und von pulverförmigem Celsian (BaAl₂Si₂O₈) zu einem Glaspulver, das SiO₂, Al₂O₃, CaO, MgO und B₂O₃ enthält, erhalten werden kann. Es ist dort auch beschrieben, daß selbst beim Brennen von Kupfer in einer nichtoxidierenden Atmosphäre zur Herstellung einer Leiter schicht der Einsatz der genannten Glaskeramik als Material für das isolierende Substrat es ermöglicht, eine Leiterplatte herzustellen, in der Kohlenstoff in kleinen Mengen zurück bleibt, ohne die Eigenschaft bezüglich des Entfernens des Bindemittels zu verschlechtern.

Ferner ist aus der japanischen ungeprüften Patentveröffent lichung (Kokai) Nr. 305770/1994 eine Glaskeramik bekannt, die durch Zufügen eines Al₂O₃-Pulvers, eines Celsianpulvers und eines Anorthitpulvers zu einem Glaspulver erhalten wird, das SiO₂, B₂O₃, CaO, BaO, Al₂O₃, Oxide von Alkalimetallen (Li, Na, K), MgO, ZnO, TiO₂, und ZrO₂ enthält. Es ist dort ferner angegeben, daß die vorgenannte Glaskeramik sogar in einer nichtoxidierenden Atmosphäre gebrannt werden kann und der Einsatz dieser Glaskeramik das Herstellen eines isolierenden Substrats ermöglicht, daß eine niedrige Dielektrizitäts konstante und eine Festigkeit von 2700 kg/cm² aufweist.

Jedoch sind die gesinterten Produkte, welche aus den oben er wähnten bekannten Glaskeramiken erhältlich sind, noch nicht zufriedenstellend, und zwar hinsichtlich der mechanischen Fe stigkeit im Vergleich zu üblichen Materialien von isolieren den Substraten, wie gesinterten aluminiumhaltigen Materia lien. Aus den bekannten Glaskeramiken kann kein isolierendes Substrat mit einer Festigkeit von beispielsweise über 2700 kg/cm² hergestellt werden. Die bekannten Produkte haben auch den Nachteil einer niedrigen Wärmeleitfähigkeit. Das heißt, Halbleitervorrichtungen, die mit großen Abmessungen herge stellt werden und mit hohen Geschwindigkeiten arbeiten, füh ren auch zu einer Steigerung der erzeugten Wärmemenge. Im Ergebnis führt dies dann bei Leiterplatten, für die als isolierendes Substrat ein Glaskeramiksinterprodukt mit einer niedrigen Wärmeleitfähigkeit verwendet wird, zu Problemen, wie einem erhöhten Wärmewiderstand und einer verringerten mechanischen Zuverlässigkeit.

Außerdem haben die bekannten Glaskeramiksinterprodukte nied rige Werte des Young-Moduls. Im Fall einer Anordnung zum Halten von Halbleitervorrichtungen, bei denen das oben erwähnte Sinterprodukt aus isolierendem Substrat verwendet wird, wird dieses beispielsweise verformt, wenn ein Metallelement an der Oberfläche des isolierenden Substrats haftet, wobei das Metallelement eine wärmeabstrahlende Plat te, z. B. ein Kühlblech oder einen Wärmeverteiler, darstellt. Entsprechendes geschieht, wenn bei einem Verschluß ein verschließendes Metall, z. B. ein Deckel, oder ein Dich tungsring für ein luftdichtes Verschließen benutzt wird. Auch dann, wenn ein Dichtungsharz, z. B. ein Vergußmittel oder ein Unterfüllmittel, an der Oberfläche des isolierenden Substrats haftet, wird letzteres verformt. Deshalb wird ein Teil, aus dem die Halbleiteranordnung (Chip) aufgebaut ist, verformt und im schlechtesten Fall wird der montierte Teil oder der Chip zerstört. Ferner wird dann, wenn die Leiterplatte mit einem derartigen isolierenden Substrat auf einer gedruckten Platte oder dergleichen montiert wird (Zweitmontage), das isolierende Substrat aufgrund des Unterschieds in der Wärme ausdehnung zwischen dem isolierenden Substrat und der gedruckten Platte in hoher Maße verzogen. Auch ergibt sich wegen des kleinen Young-Moduls des isolierenden Substrats das Problem, daß die Endbereiche brechen und sich abschälen, wodurch die Zuverlässigkeit der elektrischen Verbindung abnimmt.

Der vorliegenden Erfindung liegt daher der Aufgabe zugrunde, ein Glaskeramiksinterprodukt anzugeben, das eine hohe Festig keit und einen hohen Young-Modul aufweist sowie zusammen mit einem Metall mit niedrigem Widerstand, wie Silber, Kupfer und Gold, gebrannt werden kann. Ferner besteht die Aufgabe in der Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung eines solchen Produkts.

Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein Glaskeramiksinter produkt zur Verfügung gestellt, das durch Brennen eines Form körpers aus einem Pulvergemisch erhalten wird, das aus einem Glaspulver und einem Keramikpulver besteht, wobei das Glas keramiksinterprodukt als Kristallphasen

a) eine Gahnit-Kristallphase,
b) eine Celsian-Kristallphase, die nadelähnliche Kristalle mit einem Aspektverhältnis von mindestens 3 enthält, und
c) mindestens eine Kristallphase, die aus AlN, Si₃N₄, SiC, Al₂O₃, ZrO₂, 3Al₂O₃.2SiO₂ und Mg₂SiO₄ ausgewählt ist,

enthält sowie eine offene Porosität von höchstens 0,3% auf weist.

Erfindungsgemäß wird ein Verfahren zum Herstellen eines Glas keramiksinterprodukts angegeben, das die folgenden Stufen umfaßt:
Herstellen eines Glaspulvers, das
10 bis 35 Gew.-% SiO₂,
1 bis 20 Gew.-% Al₂O₃,
6 bis 25 Gew.-% MgO und/oder ZnO,
5 bis 30 Gew.-% B₂O₃ und
10 bis 40 Gew.-% BaO
enthält;
Mischen des Glaspulvers mit mindestens einem Keramik pulver, das aus AlN, Si₃N₄, Al₂O₃, ZrO₂, 3Al₂O₃.2SiO₂ und Mg₂SiO₄ ausgewählt ist, in einem Gewichtsverhältnis von 20 : 80 bis 90 : 10;
Formen des erhaltenen Pulvergemisches zu einem Form körper; und
Brennen des Formkörpers bei einer Temperatur von höch stens 1000°C.

Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ferner ein Ver fahren zum Herstellen eines Glaskeramiksinterprodukts zur Verfügung gestellt, das die folgenden Stufen aufweist:
Herstellen eines Glaspulvers, das:
10 bis 40 Gew.-% SiO₂,
1 bis 30 Gew.-% Al₂O₃,
6 bis 25 Gew.-% MgO und/oder ZnO,
10 bis 40 Gew.-% BaO und
1 bis 20 Gew.-% Y₂O₃
enthält;
Mischen des Glaspulvers mit einem Al₂O₃-Pulver in einem Gewichtsverhältnis von 20 : 80 bis 95 : 5;
Formen des erhaltenen Pulvergemisches zu einem Form körper; und
Brennen des Formkörpers bei einer Temperatur von höch stens 1000°C.

Die Zeichnung erläutert die Erfindung.

Fig. 1 ist eine Darstellung, welche den Aufbau eines er findungsgemäßen Glaskeramiksinterprodukts erläutert, und

Fig. 2 ist ein Seitenquerschnitt, der eine Leiterplatte, d. h. eine Anordnung zum Unterbringen einer Halbleitervorrichtung, erläutert, wobei das erfindungsgemäße Glaskeramiksinterpro dukt als isolierendes Substrat benutzt worden ist.

Glaskeramiksinterprodukt

Unter Bezugnahme auf Fig. 1 enthält das erfindungsgemäße Glaskeramiksinterprodukt mindestens drei Kristallphasen (a), (b) und (c) sowie üblicherweise eine amorphe Phase (restliche Glasphase) G, die aus dem Glaspulver an den Korngrenzen dieser Kristallphasen stammt.

Kristallphase (a)

Die Kristallphase (a) ist eine Gahnit-Kristallphase mit einer chemischen Zusammensetzung, die im Idealfall durch ZnAl₂O₄ ausgedrückt wird. Diese Kristallphase (a) weist ein Young- Modul von mindestens 200 GPa als Einzelkristall auf. Beim Ausfällen dieser Kristallphase kann deshalb der Young-Modul des Sinterprodukts verbessert werden.

Es ist erwünscht, daß die Gahnit-Kristallphase aus einzelnen Kristallen besteht, die insbesondere einen durchschnittlichen Korndurchmesser von höchstens 1 µm aufweisen. Durch Disper gieren derartiger feiner Kristalle in dem Sinterprodukt ist es möglich, den Young-Modul und die Biegefestigkeit des Sin terprodukts zu erhöhen.

Bei der vorliegenden Erfindung ist es erwünscht, daß die obengenannte Kristallphase (a) aus dem Ausgangsglaspulver durch Brennen ausgefällt wird, um den Kristallisationsgrad des Glases zu erhöhen, den Gehalt an amorpher Phase (rest licher Glasphase) G, die unten beschrieben wird, zu ver ringern, die offene Porosität des Sinterprodukts herabzu setzen und den Young-Modul des Sinterprodukts zu erhöhen.

Die obengenannten Kristallphase (a) kann MgAl₂O₄ als feste Lösung enthalten, um eine Gahnit-Kristallphase in Form von (Zn, Mg)Al₂O₄ zu bilden, oder es kann darin das Zn durch Mg ersetzt sein, so daß eine Spinell-Kristallphase, ausgedrückt durch ZnAl₂O₄, anstelle der Gahnit-Kristallphase ausfällt. Das heißt, daß MgO und/oder Zn, die in dem Ausgangsglaspulver enthalten sind, in der Kristallphase (a) als feste Lösung vorliegen, um den Kristallisationsgrad des Glases zu erhöhen, die offene Porosität des Sinterprodukts herabzusetzen und den Young-Modul des Sinterprodukts zu erhöhen, und zwar in der gleichen Weise, wie oben beschrieben wurde. Ferner weist die Spinell-Kristallphase Eigenschaften auf, die ähnlich jenen der Gahnit-Kristallphase sind. Beim Ausfällen der Spinell- Kristallphase zeigen sich deshalb die gleichen Wirkungen wie im Falle des Ausfällens der Gahnit-Kristallphase.

Kristallphase (b)

Die Kristallphase (b) ist eine Celsian-Kristallphase mit einer chemischen Zusammensetzung, die im Idealfall durch die Formel BaAl₂Si₂O₈ ausgedrückt wird.

Bei der vorliegenden Erfindung ist es wichtig, daß die Celsian-Kristallphase nadelähnliche Kristalle enthält (be zeichnet mit 13a in Fig. 1), die ein Aspektverhältnis von mindestens 3, vorzugsweise von mindestens 4, insbesondere von mindestens 5, haben. Beim Ausfällen derartiger nadelähnlicher Kristalle 13a können die Festigkeit und die Wärmeleit fähigkeit des Sinterprodukts erhöht oder die Dielektrizitäts konstante des Sinterprodukts herabgesetzt werden. Das Aspekt verhältnis der nadelähnlichen Kristalle steht für eine Durch schnittswert, der durch Auswählen von zehn großen Aspekt verhältnissen (Verhältnis des Durchmessers der langen Achse zum Durchmesser der kurzen Achse) der Celsian-Kristallphase (BaAl₂Si₂O₈) durch Prüfen des Querschnitts des Sinterprodukts durch SEM- und EPMA-Analyse gefunden worden ist. Es ist bevorzugt, daß die nadelähnlichen Kristalle 13a einen Durch messer der langen Achse von 1 bis 10 µm und einen Durchmesser der kurzen Achse von 0,1 bis 2 µm aufweisen. Es ist besonders bevorzugt, daß die nadelähnlichen Kristalle 13a statistisch verteilt sind, und zwar unter dem Gesichtspunkt der Erhöhung der Biegefestigkeit durch Unterdrückung der Rißbildung. Die Celsian-Kristallphase (b) kann zusätzlich zu den nadelähnlichen Kristallen 13a auch einzelne Kristalle (in Fig. 1 mit 13b bezeichnet) enthalten.

Gemäß der vorliegenden Erfindung ist es erwünscht, daß die Celsian-Kristallphase (b) ein Röntgenbeugungsbild zeigt, das ein Hauptmaximum-Intensitätsverhältnis, ausgedrückt durch die Formel

Ihex/Imon,

aufweist, worin Ihex die Hauptmaximum-Intensität der hexa gonalen Kristalle und Imon die Hauptmaximum-Intensität der monoklinen Kristalle bedeuten, von mindestens 3, vorzugsweise von mindestens 5, insbesondere von mindestens 7, hat, und zwar unter dem Gesichtspunkt der Verbesserung der Bruchzähigkeit, der Biegefestigkeit und der Wärmeleitfähig keit. Das heißt, die hexagonalen Kristalle bilden die nadelähnlichen Kristalle 13a und die monoklinen Kristalle bilden die einzelnen Kristalle 13b. Deshalb werden dann, wenn das Hauptmaximum-Intensitätsverhältnis innerhalb des vorge nannten Bereichs liegt, die nadelähnlichen Kristalle 13a in großen Mengen ausgefällt, und als Ergebnis hiervon weist das Sinterprodukt verbesserte Eigenschaften auf.

Die hexagonalen Kristalle haben eine Kristallphase gemäß JCPDS-Karte 28-0124 und die monoklinen Kristalle eine Kris tallphase gemäß JCPDS-Karte 38-1450.

Die Hauptmaxima der hexagonalen Kristalle und der monoklinen Kristalle stellen Maxima dar, die im Röntgenbeugungsdiagramm dieser Kristallphasen die größten Intensitäten haben. Dabei entspricht das Hauptmaximum der hexagonalen Kristalle einem Maximum mit einem d-Wert von 3,900 und das Hauptmaximum der monoklinen Kristalle einem Maximum mit einem d-Wert von 3,355. Dementsprechend wird das Verhältnis der Maximuminten sitäten als I(d = 3,900)/I(d = 3,355) berechnet.

Es ist bevorzugt, daß wie die Kristallphase (a) auch die vorgenannte Celsian-Kristallphase (b) aus dem Ausgangsglas pulver durch Brennen ausgefällt wird, um den Kristallisa tionsgrad des Glases zur erhöhen, den Gehalt an amorpher Phase (restlicher Glasphase) G zu erniedrigen, die offene Porosität des Sinterprodukts zu reduzieren und den Young- Modul des Sinterprodukts zu erhöhen.

Kristallphase (c)

Die Kristallphase (c) ist eine keramische Kristallphase, die aus dem Keramikpulver, das mit dem Glaspulver gemischt worden ist, ausgefällt wird. Insbesondere ist sie eine Kristall phase, die aus AlN, Si₃N₄, SiC, Al₂O₃, ZrO₂, 3Al₂O₃.2SiO₂ und Mg₂SiO₄ ausgewählt ist. Die keramische Kristallphase (c) ist eine Komponente, welche den Young-Modul und die Biege festigkeit des Sinterprodukts verbessert. Diese Kristallphase liegt üblicherweise in Form von einzelnen Kristallen vor, existiert aber vorzugsweise in Form von plattenartigen Kristallen, um die Biegefestigkeit und die Wärmeleitfähigkeit des Sinterprodukts weiter zu verbessern.

Die keramische Kristallphase (c) wird aus einer, zwei oder mehr Nitriden, Carbiden oder Oxiden der vorgenannten Verbindungen oder aus zusammengesetzten Oxiden hiervon gebildet. Unter dem Gesichtspunkt der Festigkeit und der Sintereigenschaften ist es jedoch bevorzugt, daß die keramische Kristallphase (c) mindestens die Al₂O₃-Kri stallphase enthält.

Es ist ferner bevorzugt, daß die keramische Kristallphase (c) in dem Sinterprodukt in einer Menge von 10 bis 80 Gew.-%, vorzugsweise von 30 bis 75 Gew.-%, insbesondere von 40 bis 70 Gew.-%, enthalten ist.

Kristallphase (d)

Es ist bevorzugt, daß in dem Glaskeramiksinterprodukt der vorliegenden Erfindung eine Y (Yttrium) aufweisende Kristall phase als Kristallphase (d) enthalten ist (die in Fig. 1 nicht dargestellt wird), zusätzlich zu den vorgenannten Kri stallphase (a) bis (c), und zwar unter dem Gesichtspunkt der Erhöhung der Festigkeit des Sinterprodukts.

Obwohl dies keine Beschränkung darstellt, wird darauf hinge wiesen, daß die Y enthaltenden Kristalle YAlO₃, Y₄Al₂O₉, BaY₂O₄, Ba₄Y₂O_7, Y₄Zr₃O₁₂ oder Y₆ZrO₁₁ sein, die in einer, zwei oder mehreren Arten ausgefällt werden können. Es ist bevorzugt, daß die Y enthaltenden Kristalle auch durch Bren nen des Ausgangsglaspulvers wie die vorgenannten Kristall phasen (a) und (b) ausgefällt werden.

Andere Kristallphasen

Sofern hervorragende Eigenschaften des Glaskeramiksinterpro dukts der vorliegenden Erfindung nicht beeinträchtigt werden, können zusätzlich zu den vorgenannten verschiedenen Kristall phasen noch andere Kristallphasen vorliegen, z. B. SiO₂, CaAl₂Si₂O₈, SrAl₂Si₂O₈, Ca₂MgSi₂O₇, Sr₂MgSi₂O₇, Ba₂MgSi₂O₇, ZnO, MgSiO₃, Zn₂SiO₄, ZrSiO₄, CaMgSi₂O₆, Zn₂Al₄Si₅O₁₈, CaSiO₃, SrSiO₃ und BaSiO₃. Diese anderen Kristallphasen kön nen in dem Sinterprodukt in einer Gesamtmenge von höchstens 40 Gew.-%, vorzugsweise von höchstens 30 Gew.-%, insbesondere von höchstens 20 Gew.-%, vorliegen.

Amorphe Phase

Das erfindungsgemäße Sinterprodukt wird durch Brennen eines Formkörpers aus einem Gemisch aus Glaspulver und Keramik pulver hergestellt und enthält somit normalerweise eine amor phe Phase (restliche Glasphase) G, wie in Fig. 1 dargestellt ist. Unter dem Gesichtspunkt des Verbesserns des Young-Moduls des Sinterprodukts ist es bevorzugt, daß die Menge der amor phen Phase G gering ist. Beispielsweise ist es erwünscht, daß der Gehalt an Glas in dem Sinterprodukt nicht über 50 Gew.-%, vorzugsweise nicht über 30 Gew.-%, insbesondere nicht über 20 Gew.-%, ganz besonders bevorzugt nicht über 10 Gew.-%, liegt. Die amorphe Glasphase G kann in dem Sinterprodukt im wesentlichen auch nicht vorhanden sein. Der Gehalt der Kristallphasen und der amorphen Phase in dem Sinterprodukt werden aus Röntgen beugungsmaxima des Sinterprodukts auf der Grundlage der Liedbert-Methode gefunden.

Zusammensetzung des Sinterprodukts

Das erfindungsgemäße Glaskeramiksinterprodukt enthält die vorgenannten Kristallphasen (a), (b) und (c) als notwendige Komponenten. Bei Bedarf ist es möglich, daß die Kristallphase (d) ausgefällt wird. Somit weist das Produkt eine von der Art der ausgefällten Kristallphase abhängige chemische Zusammen setzung auf.

Nachfolgend wird eine bevorzugte chemische Zusammensetzung des Sinterprodukts beschrieben, in dem die Y enthaltende Kri stallphase (d) nicht ausgefällt ist.
SiO₂: 2 bis 31,5 Gew.-%, vorzugsweise 4,5 bis 21 Gew.-%;
Al₂O₃: 11 bis 82 Gew.-%, vorzugsweise 32,1 bis 74,5 Gew.-%;
ZnO: 1,2 bis 22,5 Gew.-%, vorzugsweise 3 bis 14 Gew.-%;
B₂O₃: 1 bis 27 Gew.-%, vorzugsweise 3 bis 17,5 Gew.-%;
BaO: 2 bis 36 Gew.-%, vorzugsweise 6,3 bis 35 Gew.-%;
mindestens einer der Stoffe MgO, CaO und SrO: 0 bis 18 Gew.-%, vorzugsweise 0,2 bis 7 Gew.-%;
mindestens einer der Stoffe ZrO₂, SnO₂ und TiO₂: 0 bis 9 Gew.-%, vorzugsweise 0,2 bis 3,5 Gew.-%.

Nachfolgend wird eine bevorzugte chemische Zusammensetzung des Sinterprodukts angegeben, in dem die Y enthaltende Kri stallphase (d) ausgefällt ist.
SiO₂: 2 bis 38 Gew.-%, vorzugsweise 4,5 bis 25,5 Gew.-%;
Al₂O₃: 6 bis 86 Gew.-%, vorzugsweise 17,6 bis 77,5 Gew.-%;
BaO: 2 bis 38 Gew.-%, vorzugsweise 6 bis 29,8 Gew.-%;
Y₂O₃: 0,2 bis 19 Gew.-%, vorzugsweise 0,9 bis 12,8 Gew.-%
ZnO: 1,2 bis 23,8 Gew.-%, vorzugsweise 2,4 bis 12,8 Gew.-%;
B₂O₃: 0 bis 28,5 Gew.-%, vorzugsweise 0 bis 12,3 Gew.-%;
mindestens einer der Stoffe MgO, CaO und SrO: 0 bis 19 Gew.-%, vorzugsweise 0 bis 12,8 Gew.-%;
mindestens einer der Stoffe ZrO₂, SnO₂ und TiO₂: 0 bis 9,5 Gew.-%, vorzugsweise 0 bis 5,1 Gew.-%.

Das Sinterprodukt enthält ferner Metalloxide, wie PbO and A₂O (worin A ein Alkalimetall, wie Li, Na, K oder Rb bedeutet), welche Verunreinigungskomponenten darstellen, die in dem Glaspulver und in dem Keramikpulver vorliegen. Unter dem Gesichtspunkt der Beständigkeit gegenüber der Umgebung, der chemischen Beständigkeit und der hygroskopischen Eigenschaft ist es jedoch bevorzugt, daß der Gehalt an PbO und A₂O auf einen Wert von höchstens 1 Gew.-%, insbesondere von höchstens 0,1 Gew.-%, gedrückt wird. Der Gehalt dieser Komponenten wird durch Entfernen von Verunreinigungskomponenten aus dem Glas pulver und dem Keramikpulver, die eingesetzt werden, ein gestellt.

Da die Kristallphase (a) bis (c) ausgefällt worden sind, weist das erfindungsgemäße Glaskeramiksinterprodukt eine of fene Porosität von höchstens 0,3%, vorzugsweise von höch stens 0,25%, insbesondere von höchstens 0,2%, auf und ist sehr dicht. Dabei hat es eine sehr hohe Wärmeleitfähigkeit von mindestens 2 W/mK, vorzugsweise von mindestens 2,5 W/mK, insbesondere von mindestens 3 W/mK, sowie eine Biegefes tigkeit von mindestens 280 MPa, vorzugsweise von mindestens 300 MPa, insbesondere von mindestens 320 MPa, und eine Bruchzähigkeit von mindestens 1,5 MPa.m^½, vorzugsweise von mindestens 1,8 MPa.m^½, insbesondere von mindestens 2,0 MPa.m^½, sowie einen Young-Modul von mindestens 100 GPa, vorzugsweise von mindestens 120 GPa, insbesondere von min destens 140 GPa.

Herstellung des Glaskeramiksinterprodukts

Das vorgenannte Glaskeramiksinterprodukt der Erfindung wird durch Mischen des Glaspulvers mit dem Keramikpulver, Formen des Pulvergemisches zu einem Formkörper unter Verwendung eines geeigneten Bindemittels und nachfolgendes Brennen nach dem Entfernen des Bindemittels hergestellt.

Glaspulver

Das Glaspulver, das die Y-Komponente (Yttrium-Komponente) enthält oder nicht, wird in Abhängigkeit von der Kristall struktur des Glaskeramiksinterprodukts verwendet.

Das Glaspulver ohne Gehalt an einer Y-Komponente wird zur Herstellung eines Glaskeramiksinterprodukts eingesetzt, in dem die Y enthaltende Kristallphase (d) nicht ausgefällt ist, und weist vorzugsweise folgende Zusammensetzung auf:
SiO₂: 10 bis 35 Gew.-%, vorzugsweise 15 bis 30 Gew.-%;
Al₂O₃: 1 bis 20 Gew.-%, vorzugsweise 3 bis 15 Gew.-%;
MgO und/oder ZnO: 6 bis 25 Gew.-%, vorzugsweise 10 bis 20 Gew.-%;
B₂O₃: 5 bis 30 Gew.-%, vorzugsweise 10 bis 25 Gew.-%;
BaO: 10 bis 40 Gew.-%, vorzugsweise 10 bis 25 Gew.-%;
mindestens einer der Stoffe MgO, CaO und SrO: 0 bis 20 Gew.-%, vorzugsweise 1 bis 10 Gew.-%;
mindestens einer der Stoffe ZrO₂, SnO₂ und TiO₂: 0 bis 10 Gew.-%, vorzugsweise 1 bis 5 Gew.-%.

Das heißt, daß dann, wenn in dem Glaspulver ohne Gehalt einer Y-Komponente (Yttrium-Komponente) die Menge an SiO₂, Al₂O₃, MgO, ZnO, BaO und B₂O₃ die vorgenannten Bereiche über schritten werden, die offene Porosität des Sinterprodukts 0,3% übersteigt oder es schwierig wird, die vorgenannten besonderen Kristallphasen auszufällen, wodurch der Young- Modul, die Festigkeit und die Wärmeleitfähigkeit des Sinterprodukts abnehmen. Wenn bei den vorgenannten Komponenten der Gehalt an SiO₂ und Al₂O₃ unter den vorge nannten Bereichen liegt, nimmt der Erweichungspunkt des Gla ses ab und es wird schwierig, zur Zeit des Brennens das Bindemittel zu entfernen. Wenn umgekehrt der Gehalt dieser Komponenten die obigen Bereiche übersteigt, besteht die Nei gung, daß die offene Porosität des Sinterprodukts durch das Brennen bei höchstens 1000°C zunimmt, was unten noch er läutert wird. Wenn ferner der Gehalt an MgO, ZnO, BaO und B₂O₃ jeweils unter den vorgenannten Bereichen liegt, steigt, die offene Porosität des Sinterprodukts durch das Brennen bei höchstens 1000°C und die Menge an Keramikpulver (Füllstoff komponente), die zugegeben werden kann, vermindert sich. Dies hat eine Abnahme der Festigkeit und der Wärmeleitfähigkeit zur Folge. Wenn andererseits dieser Gehalt größer ist, sinkt der Erweichungspunkt des Glases, wird das Bindemittel in der Zeit des Brennens schlecht entfernt und es besteht die Nei gung, daß die offene Porosität zunimmt.

Ferner unterdrücken CaO und SrO, die als fakultative Kompo nenten in dem Ausgangsglas enthalten sein können, ein Erwei chen des Glases und führen dazu, daß aus dem Glas andere Kri stallphasen, wie eine CaAl₂Si₂O₈-, SrAl₂Si₂O₈-Kristallphase, (insbesondere nadelähnliche Kristalle), eine Ca₂MgSi₂O₇-Kri stallphase, eine Sr₂MgSi₂O₇-Kristallphase und eine MgAl₂O₄- Kristallphase (Spinellkristallphase) ausgefällt werden. Des halb ist unter dem Gesichtspunkt des Einstellens der Biege festigkeit und der Dielektrizitätskonstante des Sinterpro dukts der Einsatz des Glaspulvers, das solche Komponenten enthält, vorteilhaft. Ferner ist mindestens einer der Stoffe ZrO₂, SnO₂ und TiO₂ hinsichtlich der Förderns der Ausfällung der oben genannten teilchenförmigen Kristallphasen (a) und (b) wirksam.

Das Glaspulver mit einem Gehalt an einer Y-Komponente (Yttrium-Komponente) wird zum Herstellen des Glaskeramiksin terprodukts verwendet, in dem die Y enthaltende Kristallphase (d) ausgefällt ist, und weist vorzugsweise folgende Zu sammensetzungen auf:
SiO₂: 10 bis 40 Gew.-%, vorzugsweise 15 bis 30 Gew.-%;
Al₂O₃: 1 bis 30 Gew.-%, vorzugsweise 3 bis 25 Gew.-%;
MgO und/oder ZnO: 6 bis 25 Gew.-%, vorzugsweise 9 bis 20 Gew.-%;
BaO: 10 bis 40 Gew.-%, vorzugsweise 15 bis 37 Gew.-%;
Y₂O₃: 1 bis 20 Gew.-%;
mindestens einer der Stoffe CaO und SrO: 0 bis 20 Gew.-%, vorzugsweise 1 bis 15 Gew.-%;
mindestens einer der Stoffe ZrO₂, SnO₂ und TiO₂: 0 bis 10 Gew.-%, vorzugsweise 0 bis 5 Gew.-%.

Das heißt, wenn in dem Glaspulver, in dem die Y-Komponente (Yttrium-Komponente) vorliegt, der Gehalt an SiO₂, Al₂O₃, MgO, ZnO und BaO über den oben genannten Bereichen liegt, übersteigt die offene Porosität des Sinterprodukts 0,3% oder es wird schwierig, die oben erwähnten teilchenförmigen Kri stallphasen (a) und (b) auszufällen, wodurch der Young-Modul des Sinterprodukts, die Festigkeit und die Wärmeleitfähigkeit abnehmen. Wenn der Gehalt von SiO₂ und Al₂O₃ unter den oben genannten Bereichen liegt, sinkt der Erweichungspunkt des Glases und es wird schwierig, das Bindemittel in der Zeit des Brennens zu Entfernen, wie im Fall des Glaspulvers ohne die Y-Komponente. Wenn umgekehrt der Gehalt dieser Komponenten, die vorgenannten Bereiche übersteigt, besteht die Neigung, daß die offene Porosität des Sinterprodukts durch das Brennen bei höchstens 1000°C zunimmt. Ferner nimmt dann, wenn der Gehalt an MgO und ZnO kleiner als die oben erwähnten Bereiche ist, die offene Porosität des Sinterprodukts durch das Brennen bei höchstens 1000°C zu, und die Menge des Kera mikpulvers (der Füllstoffkomponente), die zugegeben werden kann, nimmt ab. Dadurch vermindern sich die Festigkeit und die Wärmeleitfähigkeit. Wenn andererseits der Gehalt dieser Komponenten größer ist, sinkt der Erweichungspunkt des Glases, das Bindemittel wird in der Zeit des Brennens schlecht entfernt und es besteht die Neigung, daß die offene Porosität ansteigt.

Das in dem Ausgangsglaspulver enthaltene Y₂O₃ wirkt im Sinne des Ausfällens der vorgenannten Y enthaltenden Kristallphase (d) aus dem Glas und einer Zunahme der Biegefestigkeit des Sinterprodukts. Das Y₂O₃ erhöht den Erweichungspunkt des Glases und den Young-Modul der amorphen Phase (der restlichen Glasphase) G, die aus dem Glaspulver stammt. Wenn beispiels weise das Glaskeramiksinterprodukt der vorliegenden Erfindung als isolierendes Substrat einer Leiterplatte benutzt wird, die als Leiterschicht Kupfer mit einer hervorragenden Beständigkeit gegen Wanderung aufweist, muß der Glasübergangspunkt (Tg) des Glaspulvers auf mindestens 500°C, vorzugsweise aus 550 bis 850°C, erhöht werden, um es zu ermöglichen, das Bindemittel in der nichtoxidierenden Atmosphäre zu entfernen. Wenn jedoch das Glaspulver mit einem Glasübergangspunkt verwendet wird, der zu einer solch hohen Temperatur verschoben ist, wird der Gehalt der keramischen Kristallphase, welche die Füllstoffkomponente darstellt, unzureichend, wobei insbesondere der Gehalt der Al₂O₃- Kristallphase ungenügend wird. Dies führt dazu, daß das isolierende Substrat (das Glaskeramiksinterprodukt) die Biegefestigkeit verliert. Jedoch hilft der Einsatz des Glaspulvers mit einem Gehalt an Y₂O₃, den Young-Modul der restlichen Glasphase G zu verbessern, und verhindert wirksam eine Abnahme der Biegefestigkeit. Ferner wirkt Y₂O₃ als Kristallisierungsmittel. In einem Glas mit einem Gehalt an Y₂O₃ wird die Ausfällung der ZnAl₂O₄-Kristallphase (a) und der Celsian-Kristallphase (b) aus dem Glas gefördert und der Gehalt dieser Kristallphasen wird erhöht (das heißt, der Y₂O₃-Gehalt in dem Glaspulver wird eingestellt, um den Gehalt an den Kristallphasen (a) und (b), die in dem gesinterten Produkt ausgefällt werden, zu steuern. Wenn bei der vorliegenden Erfindung der Y₂O₃-Gehalt in dem Glaspulver unter dem vorgenannten Bereich liegt, ist die Wirkung zur Erhöhung der Festigkeit nicht ausreichend. Wenn der Y₂O₃- Gehalt über den vorgenannten Bereich hinausgeht, steigt die offene Porosität des Sinterprodukts 0,3%.

In dem oben genannten Glaspulver mit einem Gehalt an einer Y-Komponente zeigen andere Komponenten, z. B. CaO und SrO oder mindestens eine der Komponenten ZrO₂, SnO₂ und TiO₂, die gleiche Funktion wie jene Komponenten, die hinsichtlich des Glaspulvers ohne einen Gehalt an der Y-Komponente beschrieben wurden.

Bei der vorliegenden Erfindung ist es bevorzugt, daß das Glaspulver ohne Gehalt der vorgenannten Y-Komponente einen Glasübergangspunkt (Tg) von 500 bis 850°C aufweist und das Glaspulver mit der Y-Komponente einen Glasübergangspunkt von 550 bis 850°C hat. Die Glaspulver mit einem solchen Glas übergangspunkt werden mit Vorteil dann eingesetzt, wenn das Glaskeramiksinterprodukt als isolierendes Substrat in einer Leiterplatte verwendet wird (die insbesondere mit einer Kup ferleiterschicht ausgerüstet ist). Das heißt, zur Herstellung der Leiterplatte mit einer Kupferleiterschicht muß die Wärme behandlung in einer nichtoxidierenden Atmosphäre durchgeführt werden und es erfolgt beispielsweise auch die Wärmebehandlung zum Entfernen des Bindemittels in der nichtoxidierenden Atmo sphäre. Wenn hier der Glasübergangspunkt unter dem vorge nannten Bereich liegt, sind die Schrumpfausgangstemperaturen des Sinterprodukts zu niedrig und macht es schwierig, das Bindemittel wirksam zu entfernen. Wenn andererseits der Glasübergangspunkt des Glaspulvers über 850°C liegt, wird beim Brennen bei einer Temperatur von höchstens 1000°C kein dicht gesintertes Produkt erhalten und die offene Porosität übersteigt 0,3%.

Es ist ferner bevorzugt, daß der PbO-Gehalt und der A₂O-Ge halt (A = Alkalimetall) in dem Glaspulver so klein gehalten werden, daß er jeweils 1 Gew.-%, vorzugsweise 0,1 Gew.-%, nicht übersteigt, und zwar unter dem Gesichtspunkt der Beständig keit gegenüber der Umgebung, der chemischen Beständigkeit und der hygroskopischen Eigenschaft, wie bereits beschrieben.

Keramikpulver

Bei der vorliegenden Erfindung ist das in das oben erwähnte Glaspulver eingemischte Keramikpulver (Füllstoffkomponente) mindestens einer der Stoffe AlN, Si₃N₄, SiC, Al₂O₃, ZrO₂, 3Al₂O₃.2SiO₂ und Mg₂SiO₄. Das heißt, das Keramikpulver wird eingesetzt, damit die oben erwähnte Kristallphase (c) in dem Sinterprodukt vorliegt. Bei der vorliegenden Erfindung ist das Keramikpulver vorzugsweise Al₂O₃-Pulver, und zwar unter dem Gesichtspunkt seiner guten Benetzbarkeit für das erwähnte Glaspulver und der günstigen Sintereigenschaft bei einer Tem peratur von höchstens 1000°C. Insbesondere dann, wenn das Glaspulver mit einem Gehalt an einer Y-Komponente benutzt wird, ist das Al₂O₃-Pulver das am besten geeignete Keramik pulver.

Um die Menge an Leerstellen in dem Sinterprodukt zu ver mindern und den Young-Modul, die Biegefestigkeit und die Wär meleitfähigkeit zu verbessern, ist es ferner bevorzugt, daß das Keramikpulver ein Verhältnis der Schüttdichte unter Druck zur wahren Dichte (Schüttdichte unter Druck/wahre Dichte) von mindestens 0,5, vorzugsweise von mindestens 0,52, insbeson dere von mindestens 0,54, aufweist. Dies ermöglicht es, die offene Porosität des Sinterprodukts herabzusetzen, so daß sie zum Beispiel 0,3% nicht übersteigt.

Hier bedeutet die Schüttdichte unter Druck bei dem Keramik pulver eine Dichte des Formkörpers, der durch monoaxiales Formen von 2 g des Keramikpulvers in der Form eines Zylinders mit einem Durchmesser von 20 mm unter einem Druck von 98 MPa während 30 s erhalten wird. Bei dem Keramikpulver kann das Verhältnis der Schüttdichte unter Druck innerhalb des oben genannten Bereichs eingestellt werden, und zwar durch Erhöhen der Schüttdichte unter Druck bei dem Keramikpulver durch Ein stellen der Korngrößenverteilung, durch Einsetzen eines Kera mikpulvers mit geringerer Aggregatbildung oder durch Verwen den von zwei oder mehr Keramikpulverarten, die verschiedene mittlere Korndurchmesser aufweisen, so daß bei den Korn durchmessern zwei oder mehr Maximumwerte vorliegen.

Herstellung eines Pulvergemisches

Erfindungsgemäß werden das vorgenannte Glaspulver und das Ke ramikpulver zusammengemischt und durch Zugabe eines geeigne ten Lösungsmittels im erforderlichen Ausmaß pulverisiert, um ein Pulvergemisch herzustellen, in dem die beiden Pulver homogen ineinander verteilt sind.

Beim Herstellen des Pulvergemisches kann das Glaspulver ohne Gehalt der Y-Komponente benutzt werden. In diesem Fall ist es bevorzugt, daß das Glaspulver und das Keramikpulver in einem Gewichtsverhältnis von 20 : 80 bis 90 : 10, vorzugsweise von 25 : 75 bis 80 : 20, insbesondere von 30 : 70 bis 70 : 30, eingesetzt werden. Wenn das Glaspulver mit einem Gehalt an Y-Komponente Verwendung findet, ist es bevorzugt, daß das Glaspulver und das Keramikpulver (insbesondere Al₂O₃) in einem Gewichts verhältnis von 20 : 80 bis 95 : 5, vorzugsweise von 25 : 75 bis 90 : 10, insbesondere von 30 : 70 bis 85 : 15, verwendet werden.

Wenn die Zugabemenge des Keramikpulvers (oder des Al₂O₃-Pul vers) unter dem vorgenannten Bereich liegt, zeigt das Sinter produkt eine Abnahme hinsichtlich des Young-Moduls, der Fe stigkeit und der Wärmeleitfähigkeit. Wenn die Zugabemenge über dem vorgenannten Bereich liegt, kann die offene Poro sität des Sinterprodukts durch Brennen bei höchstens 1000°C beispielsweise nicht auf höchstens 0,3% abgesenkt werden, und es wird schwierig, ein dicht gesintertes Produkt zu er halten.

Bezüglich des Pulvergemisches aus dem vorgenannten Glaspulver und dem Keramikpulver ist es auch bevorzugt, daß das Verhält nis der Schüttdichte unter Druck zur wahren Dichte mindestens 0,45, vorzugsweise mindestens 0,5, insbesondere mindestens 0,54, beträgt.

Bei der vorliegenden Erfindung erfüllt das Mischungsverhält nis des Glaspulvers und des teilchenförmigen Keramikpulvers das vorgenannte Mengenverhältnis. Es können zusätzlich zu den vorgenannten verschiedenen Kristallphasen andere Keramik pulver hinzugefügt werden, z. B. SiO₂, CaAl₂Si₂O₈, SrAl₂Si₂O₈, Ca₂MgSi₂O₇, Sr₂MgSi₂O₇, Ba₂MgSi₂O₇, ZnO, MgSiO₃, Zn₂SiO₄, ZrSiO₄, CaMgSi₂O₆, Zn₂Al₄Si₅O₁₈, CaSiO₃, SrSiO₃ und BaSiO₃. Dies gilt, soweit das Sinterprodukt seine Eigenschaften, z. B. den Young-Modul, die Festigkeit, die Wärmeleitfähigkeit, usw. nicht verliert. Sie liegen als andere Kristallphasen als die oben beschriebenen vor.

Formen

Das in der oben beschriebenen Weise hergestellte Pulver gemisch kann bei Bedarf mit einem organischen Bindemittel, einem Weichmacher und einem Lösungsmittel zur Herstellung einer Aufschlämmung (für das Formen) versetzt und gemischt werden. Aus der Aufschlämmung wird ein Formkörper mit einer vorgegebenen Gestalt erhalten, und zwar durch ein bekanntes Formungsverfahren, z. B. ein Rakelverfahren, ein Kalander walzenverfahren, ein Walzenverfahren, ein Pressformen, ein Extrusionsformen, ein Spritzgießen, ein Gießformen oder ein Bandformen.

Brennen

Der so erhaltene Formkörper wird einer Behandlung bei 450 bis 750°C zum Entfernen des Bindemittels unterworfen und dann in einer oxidierenden oder nichtoxidierenden Atmosphäre bei einer Temperatur von höchstens 1000°C, vorzugsweise von 700 bis 1000°C, insbesondere von 800 bis 950°C, gebrannt, um das erfindungsgemäße Glaskeramiksinterprodukt zu erhalten.

Um die vorgenannten teilchenförmigen Kristallphasen (a) und (b) in dem Sinterprodukt auszufällen oder die offene Poro sität des Sinterprodukts herabzusetzen, wird vorzugsweise nach der Behandlung zum Entfernen des Bindemittels die Tempe ratur mit einer Geschwindigkeit von 20°C/Stunde erhöht und die Brenntemperatur während 0,2 bis 10 Stunden, vorzugsweise während 0,5 bis 2 Stunden, gehalten.

Leiterplatte

Das vorgenannte Glaskeramiksinterprodukt ist als isolierendes Substrat in verschiedenen Leiterplatten sehr wertvoll.

Fig. 2 zeigt einen Querschnitt, der schematisch eine typische Anordnung zur Unterbringung einer Halbleitervorrichtung in Form einer Leiterplatte erläutert.

In Fig. 2 weist die Anordnung A ein isolierendes Substrat 1 auf, das mehrere isolierende Schichten 1a bis 1d umfaßt. Lei terschichten 2 aus einem Metall mit niedrigem Widerstand, z. B. aus Silber, Kupfer oder Gold, sind an der Oberfläche des isolierenden Substrats 1 und in seinem Inneren ausgebildet.

Es sind durch Löcher hindurchgeführte Leiter 3 vorhanden, welche die isolierenden Schichten 1a bis 1d durchdringen, um die Leiterschichten 2 elektrisch miteinander zu verbinden. Die durch Löcher hindurchgeführten Leiter 3 enthalten ein Metall mit niedrigem Widerstand, wie Silber, Kupfer, oder Gold.

Ferner sind an der unteren Oberfläche der Anordnung A mehrere Verbindungselektroden 4 angeordnet und mit Elektroden 4b für eine Verbindung mit einer externen Schaltkreisplatte B, z. B. einer gedruckten Platte, verbunden.

Eine Vorrichtung 5, z. B. eine Halbleitervorrichtung, wird am Mittelteil der oberen Oberfläche des isolierenden Substrats 1 angebracht und befestigt. Dies geschieht mittels eines Kleb stoff (nicht dargestellt), z. B. mit einem Glas oder einem Un terfüllmittel. Die Oberfläche der Vorrichtung 5 wird mit einem Dichtungsharz 7 versiegelt, bei dem es sich um ein Ver gußmittel oder dergleichen handelt. Die Vorrichtung 5 ist über Verbindungsdrähte 6 mit den Leiterschichten 2 verbunden. Dementsprechend ist die Vorrichtung 5 elektrisch mit der Mehrzahl von Verbindungselektroden 4 verbunden, die an der unteren Oberfläche des isolierenden Substrats 1 über die Lei terschichten 2 und die durch Löcher hindurchgeführten Leiter 3 verwirklicht ist.

Bei der vorliegenden Erfindung wird das isolierende Substrat 1 aus dem oben genannten Glaskeramiksinterprodukt gebildet, wodurch es möglich ist, die Festigkeit und die Wärmeleit fähigkeit des isolierenden Substrats 1 zu verbessern und da durch die Zuverlässigkeit der Anordnung A bei der Montage und in mechanischer Hinsicht zu erhöhen. Außerdem wird dadurch, daß die von der Vorrichtung 5 erzeugte Wärme wirksam abge strahlt wird, eine Temperaturzunahme des isolierenden Substrats 1 gut unterdrückt, und es wird eine fehlerhafte Funktion der Vorrichtung 5 verhindert.

Da außerdem das isolierende Substrat 1 durch Brennen bei einer niedrigen Temperatur von höchstens 1000°C hergestellt wird, ist es möglich, die Leiterschichten 2 durch gleichzei tiges Brennen unter Verwendung eines Leiters mit niedrigem Widerstand auszubilden, der hauptsächlich mindestens eines der Metalle Silber, Kupfer und Gold enthält. Dementsprechend weisen die Leiterschichten 2 einen geringen Widerstand auf, der eine Verzögerung von Signalen reduziert.

Obwohl gemäß Fig. 2 die Vorrichtung 5 über die Verbindungs drähte 6 mit den Leiterschichten 2 verbunden ist, ist es auch möglich, die Vorrichtung 5 direkt mit den Leiterschichten 2 auf der Oberfläche des isolierenden Substrats 1 zu verbinden, und zwar durch Löten oder dergleichen. Auch ist es anstelle der Verwendung des Dichtungsharzes 7 möglich, die Vorrichtung 5 durch Ausbilden eines Hohlraumes in der Oberfläche des iso lierenden Substrats 1 unterzubringen und den Hohlraum, in dem sich die Vorrichtung 5 befindet, durch einen Verschluß, z. B. durch ein verschließendes Metallteil (nicht dargestellt) oder dergleichen, zu verschließen.

Gemäß der vorliegenden Erfindung weist das isolierende Substrat 1, welches aus dem erfindungsgemäßen Glaskeramik sinterprodukt hergestellt ist, einen Young-Modul von 100 GPa oder mehr auf. Deshalb verformt sich das isolierende Substrat 1 nicht sehr, selbst dann nicht, wenn daran ein verschließen des Metallteil oder ein Dichtungsharz angebracht wird. Auch wird der Bereich (Primärmontage), in dem die Halbleiter vorrichtung befestigt ist, nicht verformt. Ferner konzen triert sich an den Verbindungselektroden 4 keine Belastung, und die Elektroden 4, 4b (sekundäre Montagebereiche) bekommen keine Risse und schälen sich nicht ab. Es wird eine sehr zuverlässige Befestigung erhalten.

Die Leiterplatte kann z. B. wie die vorgenannte Anordnung in der gleichen Weise hergestellt werden wie im Fall des Her stellens des vorgenannten Glaskeramiksinterprodukts.

Das heißt, es wird unter Einsatz eines Pulvergemisches eine Aufschlämmung zum Formen hergestellt. In dem Pulvergemisch sind das oben genannte Glaspulver und das Keramikpulver mit einander in einem vorgegebenen Mengenverhältnis gemischt. Daraus wird eine grüne Keramikplatte (zum Ausbilden der iso lierenden Schichten 1a bis 1d) mit einer Dicke von 50 bis 500 µm geformt.

In der grünen Platte werden an vorgegebenen Stellen Durch gangslöcher erzeugt und mit einer Paste gefüllt, die ein Me tall mit einem geringen Widerstand, wie Kupfer, Silber oder Gold, enthält. Durch Einsatz dieser Paste wird ferner ein Leitermuster auf die Oberfläche der grünen Platte aufge druckt, die als isolierende Schicht dient, auf deren Ober fläche die Leiterschichten 2 ausgebildet werden. Dabei wird ein bekanntes Druckverfahren, z. B. ein Siebdruck- oder Tief druckverfahren, angewandt. Dies geschieht in der Weise, daß die Leiterschichten 2 eine Dicke von 5 bis 30 µm aufweisen.

Eine Mehrzahl von grünen Platten, die gemäß obiger Beschreibung hergestellt worden sind, werden in der richtigen Weise angeordnet, übereinandergelegt und mittels Druck miteinander laminiert. Anschließend werden sie der Behandlung zum Entfernen des Bindemittels unterworfen, und zwar in einer oxidierenden, einer schwach oxidierenden oder einer nichtoxidierenden Atmosphäre, und dann bei einer Temperatur von höchstens 1000°C in einer oxidierenden oder nichtoxidierenden Atmosphäre gebrannt, um das isolierende Substrat 1 mit den Leiterschichten 2 herzustellen.

Die Atmosphäre für das Entfernen des Bindemittels oder das Brennen wird in geeigneter Weise in Abhängigkeit von der Art des verwendeten Metalls mit niedrigem Widerstand festgelegt. Wenn ein Metall benutzt wird, das beim Brennen in der oxidie renden Atmosphäre oxidiert, wie im Fall von Kupfer, werden das Entfernen des Bindemittels oder das Brennen in einer nichtoxidierenden Atmosphäre durchgeführt.

Die Vorrichtung 5, beispielsweise ein Halbleiterelement, wird an der Oberfläche des so hergestellten isolierenden Substrats 1 befestigt und so angeschlossen, daß die Signale zu der Lei terschicht 2 übertragen werden können, wie oben beschrieben, kann die Vorrichtung 5 direkt auf den Leiterschichten 2 befe stigt werden, um beide miteinander zu verbinden. Die Vor richtung 5 kann auch mittels Verbindungsdrähten 6 mit den Leiterschichten 2 auf der Oberfläche des isolierenden Substrats 1 verbunden werden. Ferner können beide unter Ver wendung eines Flip Chips oder dergleichen miteinander verbun den werden.

Weiterhin wird das Dichtungsharz 7 auf die Oberfläche des isolierenden Substrats aufgebracht, auf der die Vorrichtung 5 befestigt ist, und ausgehärtet. Es ist auch möglich, aus dem gleichen isolierenden Material, aus dem das isolierende Substrat 1 besteht, oder aus einem anderen isolierenden Mate rial oder aus einem Metall mit einer guten Wärmeabstrah lungseigenschaft einen Verschluß herzustellen und ihn mittels eines Klebstoffs, z. B. eines Glases, eines Harzes oder eines Wachses, damit zu verbinden, um die Vorrichtung 5 luftdicht abzuschließen und so die Anordnung A zu erhalten.

Wie oben beschrieben, kann das Glaskeramiksinterprodukt der vorliegenden Erfindung durch Brennen bei einer niedrigen Temperatur, die 1000°C nicht übersteigt, hergestellt werden. Durch Verwendung des Sinterprodukts als Material für das isolierende Substrat können das Ausbilden der Leiterschichten aus einem Leiter mit niedrigem Widerstand, wie Kupfer, Silber oder Gold, und das isolierende Substrat gleichzeitig durch gemeinsames Brennen hergestellt werden, wodurch die Wirt schaftlichkeit der Herstellung verschiedener Leiterplatten verbessert wird.

Fig. 2 erläutert ein Beispiel des Herstellens des isolieren den Substrats 1 und der Leiterschichten 2 durch gemeinsames Brennen, wobei die Paste, die den Leiter mit niedrigem Wider stand enthält, auf die grüne Keramikplatte zur Ausbildung der isolierenden Schichten aufgebracht wird. Wenn das isolierende Substrat aus dem erfindungsgemäßen Glaskeramiksinterprodukt hergestellt wird, können dünne Leiterschichten (z. B. mit einer Dicke von höchstens 75 µm, einem Spalt zwischen den Leiterschichten von höchstens 75 µm und einer Dicke von 1 bis 10 µm) ausgebildet werden, wobei durch den Einsatz eines Lei ters mit niedrigem Widerstand, wie Kupfer, Silber, Gold oder Aluminium, eine hohe Genauigkeit beibehalten werden kann und nach der sogenannten Dünnfilmherstellungsmethode gearbeitet wird.

Gemäß Fig. 2 wird das isolierende Substrat, das einen durch ein Loch hindurchführenden Leiter 3 aufweist, nach der oben genannten Methode herstellt. Das isolierende Substrat 1 kann aus einer einzigen isolierenden Schicht hergestellt werden, in der die vorgenannten Leiterschichten 2 durch gemeinsames Brennen ausgebildet worden sein können. An der Oberfläche des isolierenden Substrats 1 wird eine dünne Metallschicht aus einem Leiter mit einem niedrigen Widerstand, wie Kupfer, Silber, Gold oder Aluminium, nach der Dünnfilmher stellungsmethode ausgebildet, z. B. durch Zerstäuben, Ionen plattierung oder Vakuumverdampfung. Dann wird auf der Ober fläche des isolierenden Substrats 1 die Leiterschicht mit dem vorgenannten dünnen Muster hergestellt, und zwar durch Aufbringen eines Ätzgrunds, Behandeln der Oberfläche mit Licht durch eine Maske mit einem vorgegebenen Muster, Entfer nen der Metallschicht in unnötigen Bereichen sowie durch Ät zen und Entfernen des Ätzgrunds.

Das erfindungsgemäße Glaskeramiksinterprodukt hat eine offene Porosität von höchstens 0,3%, enthält nur wenige Lunker und weist eine gute Oberflächenglätte auf. Deshalb können durch Anwenden der vorgenannten Dünnfilmherstellungsmethode die Leiterschichten mit einem feinen Muster auf der Oberfläche des isolierenden Substrats 1 mit hoher Genauigkeit ausge bildet Werden, das aus dem Sinterprodukt hergestellt worden ist, ohne daß Nachteile, wie eine Abweichung in der An ordnung, auftreten. Ferner ist es bevorzugt, vor dem Ausbil den der dünnen Metallschicht auf der Oberfläche des isolie renden Substrats 1 mittels der Dünnfilmherstellungsmethode die Oberfläche des Substrats 1 auszubilden, wobei eine Ober flächenrauheit Ra (JIS B-0601) von höchstens 0,1 µm, insbe sondere von höchstens 0,05 µm, beibehalten wird. Hier weist das aus dem erfindungsgemäßen Glaskeramiksinterprodukt her gestellte isolierende Substrat 1 eine hervorragende Ober flächenglätte auf, und seine gebrannte Oberfläche hat eine Oberflächenrauheit Ra von höchstens 1,0 µm, insbesondere von höchstens 0,5 µm. Deshalb kann das vorgenannte Polieren sehr gut innerhalb kurzer Zeit erfolgen, und die vorliegende Er findung ist auch in dieser Hinsicht vorteilhaft.

Weiterhin weist das erfindungsgemäße Glaskeramiksinterprodukt hervorragende mechanische Eigenschaften, z. B. hinsichtlich der Festigkeit, auf. Dadurch ist es möglich, das isolierende Substrat 1 in einer Dicke von höchstens 0,5 mm, vorzugsweise von höchstens 0,4 mm, insbesondere von höchstens 0,2 mm, zu erhalten. Dadurch eignet sich das Produkt sehr gut für die Herstellung von Leiterplatten mit einer verminderten Dicke und einer hohen mechanischen Zuverlässigkeit.

Die Beispiele erläutern die Erfindung.

Beispiel 1

Es wurden drei Arten von Glaspulver (jedes mit einem durch schnittlichen Korndurchmesser von 2 µm) mit den folgenden Zusammensetzungen hergestellt.
Glas A: 28 Gew.-% SiO₂, 10 Gew.-% Al₂O₃, 15 Gew.-% ZnO, 18 Gew.-% B₂O₃, 28 Gew.-% BaO, 1 Gew.-% ZrO₂ (Glasübergangspunkt 610°C).
Glas B: 20 Gew.-% SiO₂, 8 Gew.-% Al₂O₃, 20 Gew.-% ZnO, 21 Gew.-% B₂O₃, 20 Gew.-% BaO, 9 Gew.-% SrO, 1 Gew.-% ZrO₂, 1 Gew.-% TiO₂ (Glasübergangspunkt 570°C).
Glas C: 24 Gew.-% SiO₂, 8 Gew.-% Al₂O₃, 15 Gew.-% ZnO, 18 Gew.-% B₂O₃, 26 Gew.-% BaO, 1 Gew.-% SrO, 5 Gew.-% CaO, 1 Gew.-% SrO, 5 Gew.-% CaO, 1 Gew.-% SnO₂, 2 Gew.-% ZrO₂ (Glas übergangspunkt 590°C).

Keramikpulver mit einem durchschnittlichen Korndurchmesser von 1 bis 2 µm, wie sie in der Tabelle I angegeben sind, wur den jeweils in einer Menge von 2 g in eine Metallform mit einem Durchmesser von 20 mm eingebracht und monoaxial preß geformt mit einem Druck von 98 MPa während 30 Sekunden. Die Dichten der Formkörper wurden als Schüttdichten unter Druck berechnet. Ferner wurden mittels der He-Substitutionsmethode die wahren Dichten gemessen und die Verhältnisse der Schütt dichten unter Druck und der wahren Dichten berechnet, wie in der Tabelle I angegeben ist.

Die vorgenannten Glaspulver und die Keramikpulver wurden ge mäß den in der Tabelle I aufgeführten Zusammensetzungen mit einander gemischt. Dieses Gemisch wurde mit einem organischen Bindemittel, einem Weichmacher und Toluol versetzt, um je weils eine Aufschlämmung herzustellen, aus der plattenartige Formkörper mit einer Dicke von 300 µm mittels der Rakel methode hergestellt wurden. Die plattenartigen Formkörper wurden in einer Mehrzahl miteinander laminiert, um die ge wünschte Dicke zu erhalten, und thermisch bei einer Tempe ratur von 60°C unter Anwendung eines Drucks von 10 MPa ther misch miteinander verbunden.

Die erhaltenen Laminate wurden an freier Luft bei 500°C einer Behandlung zum Entfernen des Bindemittels unterworfen sowie an der freien Luft unter den Bedingungen, wie sie in der Tabelle I angegeben sind, gebrannt, wobei die Temperatur mit einer Geschwindigkeit von 200°C/Stunde erhöht wurde, um die Keramiksinterprodukte zu erhalten.

Dann wurden die erhaltenden Keramiksinterprodukte hinsicht lich ihrer offenen Porositäten mittels der Archimedesmethode gemessen. Auch das Young-Modul wurde mit Hilfe der Ultra schallwellenimpulsmethode bestimmt. Die. Keramiksinterprodukte wurden dann maschinell bearbeitet, damit sie einen Durch messer von 10 mm und eine Dicke von 1,5 mm aufwiesen. Auch wurden jeweils ihre Wärmeleitfähigkeiten nach der Laserblitz methode gemessen. Die Keramiksinterprodukte wurden dann bis zu einer Größe von 3 mm × 4 mm × 50 mm maschinell bearbeitet, und es wurden ihre Dreipunktbiegefestigkeiten gemäß der Me thode JIS R-1601 unter Verwendung eines Autographen gemessen. Ferner werden die Keramiksinterprodukte wie eine Spiegel oberfläche poliert, um mittels der IF-Methode die Bruchzähig keiten zu messen. Die Ergebnisse sind in der Tabelle II ange geben.

Das Keramiksinterprodukt wurde dann auch maschinell bear beitet, um einen Durchmesser von 16 mm und eine Dicke von 2 mm zu erhalten. Auf beide Seiten wurde eine In-Ga-Paste auf gebracht, um Elektroden auszubilden. Die elektrostatischen Kapazitäten wurden bei einer Frequenz von 1 MHz unter Ver wendung eines LCR-Meters gemessen, um die spezifischen Die lektrizitätskonstanten bezüglich der Größen der Proben zu be rechnen. Ferner wurden die Kristallphasen in den Keramik sinterprodukten durch die Messung der Röntgenbeugung identi fiziert, und die Maximumintensitäten wurden verglichen.

Für die BaAl₂Si₂O₈-Kristallphase wurde ein Intensitätsverhält nis I(d = 3,900)/I(d = 3,355) berechnet, mit dem Hauptmaximum für hexagonale Kristalle von d = 3,900 und dem Hauptmaximum für monokline Kristalle von d = 3,355.

Die Keramiksinterprodukte wurden wie eine Spiegeloberfläche poliert. Die Aspektverhältnisse der BaAl₂Si₂O₈-Kristallphase (nadelähnliche Kristalle) wurden auf Grund einer Abtastelek tronenmikrophotographie (SEM) berechnet. Die Ergebnisse sind in der Tabelle II angegeben.

Als Vergleichsbeispiele wurden in der gleichen Weise, wie oben angegeben ist, die Eigenschaften der Gläser D und E mit den nachfolgenden Zusammensetzungen überprüft.
Glas D: 43 Gew.-% SiO₂, 7 Gew.-% Al₂O₃, 8 Gew.-% B₂O₃, 37 Gew.-% BaO, 5 Gew.-% CaO (Glasübergangspunkt 640°C).
Glas E: 10 Gew.-% SiO₂, 3 Gew.-% Al₂O₃, 35 Gew.-% ZnO, 45 Gew.-% B₂O₃, 7 Gew.-% Na₂O (Glasübergangspunkt 650°C).

Wie aus den Ergebnissen der Tabellen I und II ersichtlich ist, haben die Proben Nr. 2 bis 8, 10 und 12 bis 22, in denen die obigen Kristallphasen (a) bis (c), ausgefällt werden und in denen die Celsianphase (b), d. h. die BaAl₂Si₂O₈-Kristall phase, nadelähnliche Kristalle mit einem Aspektverhältnis von mindestens 3 aufweist, Intensitätsverhältnisse I(hex)/I(mon) der Hauptmaxima der hexagonalen Kristalle (hex) zu den Hauptmaxima der monoklinen Kristalle (mon) von mindestens 3 bei der Messung der Röntgenbeugung, offene Porositäten von höchstens 0,3%, Biegefestigkeiten von mindestens 280 MPa, Wärmeleitfähigkeiten von mindestens 2 W/mK, ein Young-Modul von mindestens 100 GPa und eine Bruchzähigkeit von mindestens 1,5 MPa × m^½. An den gebrannten Oberflächen der Sinterprodukte wurde die Oberflächenrauheit Ra gemessen und ergab höchstens 0,5 µm.

Bei den Proben Nr. 1 und 11, die das Glaspulver in einer Menge von über 90% enthielten, sind aufgrund des Brennens bei mindestens 800°C die Komponenten teilweise ausgelaufen, da die Füllstoffmenge nicht ausreichend war, so daß keine geeigneten Proben hergestellt werden konnten. Bei der Probe Nr. 9, die das Glaspulver in einer Menge von höchstens 20 Gew.-% enthielt, war die offene Porosität so groß, daß kein dichtes Keramiksinterprodukt erhalten werden konnte.

Bei den Proben Nr. 23 und 24 ohne die Kristallphase (c), bei der es sich um AlN, Si₃N₄, SiC, Al₂O₃, ZrO₂, 3Al₂O₃.2SiO₂ und/oder Mg₂SiO₄ handelt, lagen die Biegefestigkeiten unter 280 MPa und der Young-Modul jeweils unter 100 GPa.

Bei den Proben Nr. 25 und 26, in denen die Gläser D und E oh ne vorgegebene Menge an ZnO oder BaO verwendet wurden, betru gen die Biegefestigkeiten weniger als 280 MPa, die Wärme leitfähigkeiten weniger als 2 W/mK, der Young-Modul jeweils weniger als 100 GPa und die Bruchzähigkeit weniger als 1,5 MPa.m^½.

Beispiel 2

Ein Acrylbindemittel, ein Weichmacher und Toluol wurden in das Ausgangspulver der Probe Nr. 10 des Beispiels 1 ein gemischt. Es wurde mittels des Rakelverfahrens ein platten artiger Formkörper mit einer Dicke von 250 µm erhalten. Dann wurden in dem plattenartigen Formkörper an vorgegebenen Stel len Durchgangslöcher gebildet und mit einer elektrisch lei tenden Paste gefüllt, die Silber als Hauptkomponente ent hielt. An der Oberfläche des plattenartigen Formkörpers wurde mit Hilfe der Siebdruckmethode unter Verwendung der elek trisch leitenden Paste ein Leitermuster ausgebildet.

Es wurden vier plattenartige Formkörper, auf denen die Leitermuster ausgebildet worden waren, übereinander angeord net und miteinander unter Anwendung von Wärme und Druck lami niert. Das Laminat wurde an freier Luft bei 500°C einer Be handlung zum Abtrennen des Bindemittels unterworfen, mit einer Geschwindigkeit von 200°C/Stunde erhitzt und an der freien Luft bei 800°C während einer Stunde gebrannt, um eine Leiterplatte mit Leiterschichten herzustellen, die haupt sächlich aus Silber bestanden.

Auf der erhaltenen Leiterplatte wurde eine Halbleitervor richtung befestigt und mit einem Abdichtungsmittel ver schlossen. Die Leiterplatte verzog sich nicht. Ferner wurde festgestellt, daß die Leiterschichten keine gebrochenen Be reiche aufwiesen und günstige Leitereigenschaften mit niedri gem Widerstand gegeben waren.

Beispiel 3

Es wurden zwei Glaspulver (jedes mit einem durchschnittlichen Korndurchmesser von 2 Mm) mit den folgenden Zusammensetzungen hergestellt.
Glas F: 29 Gew.-% SiO₂, 12 Gew.-% Al₂O₃, 15 Gew.-% ZnO, 10 Gew.-% B₂O₃, 30 Gew.-% BaO, 1 Gew.-% ZrO₂, 3 Gew.-% Y₂O₃ (Glas übergangspunkt 660°C).
Glas G: 24 Gew.-% SiO₂, 8 Gew.-% Al₂O₃, 7 Gew.-% ZnO, 8 Gew.-% MgO, 10 Gew.-% B₂O₃, 26 Gew.-% BaO, 1 Gew.-% SrO, 5 Gew.-% CaO, 1 Gew.-% SnO₂, 2 Gew.-% ZrO₂, 8 Gew.-% Y₂O₃ (Glasüber gangspunkt 500°C).

Es wurden Metalloxidpulver mit einem mittleren Korndurchmes ser von 1 bis 2 µm, wie sie in der Tabelle III angegeben sind, in diese Glaspulver entsprechend den in der Tabelle III angegebenen Zusammensetzungen eingemischt.

Unter Verwendung dieser Gemische wurden in der gleichen Weise wie im Beispiel 1 (Brenntemperaturen gemäß der Tabelle III) Glaskeramiksinterprodukte erhalten.

Die erhaltenen Sinterprodukte wurden hinsichtlich ihrer offe nen Porositäten, Wärmeleitfähigkeiten und Dreipunktbiege festigkeiten in der gleichen Weise wie im Beispiel 1 über prüft. Ferner wurden die Kristallphasen in den Sinterproduk ten mittels Röntgenbeugung gemessen. Die Ergebnisse sind in der Tabelle III angegeben. Die identifizierten Kristallphasen sind aus der Tabelle III mit abnehmenden Maximumintensitäten ersichtlich.

In der gleichen Weise wie im Beispiel 1 wurden die Sinter produkte wie eine Spiegeloberfläche poliert. Die Aspektver hältnisse der BaAl₂Si₂O₈-Kristallphase wurden mit Hilfe eines Abtastelektronenmikroskops (SEM) berechnet. Die Ergebnisse zeigt die Tabelle III.

Wie aus der Tabelle III ersichtlich ist, zeigten die Proben Nr. 1 bis 8, in denen die Gahnit-Kristallphase (Kristallphase (a)), die nadelartige Celsian-Kristallphase (Kristallphase (b)), die teilchenförmige Keramikkristallphase (Kristallphase (c)) und die Y enthaltende Kristallphase (Kristallphase (d)) ausgefällt wurden, Wärmeleitfähigkeiten von mindestens 2 W/mK und Biegefestigkeiten von mindestens 280 MPa.

Beispiel 4

Ein Acrylbindemittel, ein Weichmacher und Toluol wurden in das Ausgangspulver der Probe Nr. 1 des Beispiels 3 einge mischt. Gemäß der Rakelmethode wurde eine grüne Platte mit einer Dicke von 250 µm erhalten. Dann wurden in der grünen Platte an vorgegebenen Stellen Durchgangslöcher ausgebildet und mit einer elektrisch leitenden Paste ausgefüllt, die als Hauptkomponente Kupfer enthielt. Eine Leiterschicht wurde auf der Oberfläche der grünen Platte mittels des Siebdruck verfahrens unter Verwendung der vorgenannten elektrisch lei tenden Paste hergestellt.

Vier grüne Platten, auf denen die Leitermuster ausgebildet worden waren, wurden übereinander unter Anwendung von Wärme und Druck miteinander laminiert. Das Laminat wurde in einer wasserdampfhaltigen Stickstoffatmosphäre bei 700°C einer Be handlung zum Entfernen des Bindemittels unterworfen, mit einer Geschwindigkeit von 200°C/Stunde erhitzt und eine Stunde bei 800°C in Stickstoff gebrannt, um eine mehr schichtige Leiterplatte mit Leiterschichten, die hauptsäch lich aus Kupfer bestanden, herzustellen.

Die Leiterschichten der erhaltenen Leiterplatte wiesen keine gebrochenen Bereiche auf. Auch wurden günstige Leitungs eigenschaften mit geringem Widerstand festgestellt.

Claims

1. Glaskeramiksinterprodukt, erhältlich durch Brennen eines Formkörpers aus einem Gemisch aus Glaspulver und Keramik pulver, wobei das Glaskeramiksinterprodukt die Kristall phasen

a) Gahnit-Kristallphase,
b) Celsian-Kristallphase, die nadelartige Kristalle mit einem Aspektverhältnis von mindestens 3 enthält, und
c) mindestens eine Kristallphase aus AlN, Si₃N₄, SiC, Al₂O₃, ZrO₂, 3Al₂O₃.2SiO₂ und/oder Mg₂SiO₄

enthält und eine offene Porosität von höchstens 0,3% aufweist.

2. Glaskeramiksinterprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekenn zeichnet, daß die Kristallphasen (a) und (b) aus dem Glas ausgefällt sind.

3. Glaskeramiksinterprodukt nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der PbO- und der A₂O-Gehalt, wobei A ein Alkalimetall bedeutet, jeweils bei einem Wert von höchstens 1 Gew.-% liegt.

4. Glaskeramiksinterprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß es eine Wärmeleitfähigkeit von mindestens 2 W/mK aufweist.

5. Glaskeramiksinterprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß es eine Biegefestigkeit von mindestens 280 MPa aufweist.

6. Glaskeramiksinterprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß es ein Young-Modul von mindestens 100 GPa aufweist.

7. Glaskeramiksinterprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß die Celsian-Kristallphase (b) hexagonale Kristalle enthält und ein Röntgenbeugungs bild aufweist, in dem das Hauptmaximum-Intensitäts verhältnis, ausgedrückt durch die folgende Formel
Ihex/Imon,
worin Ihex die Intensität des Hauptmaximums der hexa gonalen Kristalle und Imon die Intensität des Hauptmaxi mums der monoklinen Kristalle bedeuten, bei der Messung der Röntgenbeugung einen Wert von mindestens 3 aufweist.

8. Glaskeramiksinterprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß es eine Bruchzähigkeit von mindestens 1,5 MPa.m^½ aufweist.

9. Glaskeramiksinterprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß es eine elektrisch leiten de Schicht aufweist, die mindestens eines der Elemente Cu, Ag, Au und Al an ihrer Oberfläche und/oder im Innern aufweist.

10. Glaskeramiksinterprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, daß die elektrisch leitende Schicht durch gleichzeitiges Brennen mit dem Formkörper aus dem Pulvergemisch gebildet worden ist.

11. Glaskeramiksinterprodukt nach Anspruch 9, dadurch gekenn zeichnet, daß die elektrisch leitende Schicht an der Oberfläche des Sinterprodukts mittels eines Dünnfilm herstellungsverfahrens ausgebildet worden ist.

12. Glaskeramiksinterprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß die Oberflächenrauheit (Ra) an der gebrannten Oberfläche höchstens 1 µm beträgt.

13. Glaskeramiksinterprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, daß es ferner eine Yttrium enthaltende Kristallphase (d) enthält.

14. Glaskeramiksinterprodukt nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß die Yttrium enthaltende Kristallphase (d) mindestens einer der Stoffe YAlO₃, Y₄Al₂O₉, BaY₂O₄, Ba₄Y₂O₇, Y₄Zr₃O₁₂ und Y₆ZrO₁₁ ist.

15. Glaskeramiksinterprodukt nach Anspruch 13 oder 14, dadurch gekennzeichnet, daß die Yttrium enthaltende Kri stallphase aus dem Glas ausgefällt ist.

16. Glaskeramiksinterprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 15, dadurch gekennzeichnet, daß die amorphe Phase in ei ner Menge von höchstens 50 Gew.-% vorliegt.

17. Glaskeramiksinterprodukt nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß die amorphe Phase Yttrium enthält.

18. Glaskeramiksinterprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 17, dadurch gekennzeichnet, daß es im wesentlichen keine amorphe Phase enthält.

19. Glaskeramiksinterprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 18, dadurch gekennzeichnet, daß die Gahnit-Kristallphase MgAl₂O₄ als feste Lösung enthält.

20. Glaskeramiksinterprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 19, dadurch gekennzeichnet, daß das Zink in der Gahnit kristallphase durch Magnesium ersetzt ist.

21. Verfahren zum Herstellen eines Glaskeramiksinterprodukts, gekennzeichnet durch die folgenden Stufen:
Herstellen eines Glaspulvers, enthaltend
10 bis 35 Gew.-% SiO₂,
1 bis 20 Gew.-% Al₂O₃,
6 bis 25 Gew.-% MgO und/oder ZnO,
5 bis 30 Gew.-% B₂O₃ und
10 bis 40 Gew.-% BaO,
Mischen des Glaspulvers mit mindestens einem Keramik pulver in Form von AlN, Si₃N₄, Al₂O₃, ZrO₂, 3Al₂O₃.2SiO₂ und Mg₂SiO₄ in einem Gewichtsverhältnis von 20 : 80 bis 90 : 10,
Formen des erhaltenen Pulvergemisches zu einem Formkörper und
Brennen des Formkörpers bei einer Temperatur von höch stens 1000°C.

22. Verfahren nach Anspruch 21, dadurch gekennzeichnet, daß man ein Glaspulver einsetzt, das CaO oder SrO in einer Menge von höchstens 20 Gew.-% einsetzt.

23. Verfahren nach Anspruch 21 oder 22, dadurch gekenn zeichnet, daß man ein Glas einsetzt, das mindestens eine der Komponenten ZrO₂, SnO₂ und TiO₂ in einer Menge von höchstens 10 Gew.-% einsetzt.

24. Verfahren nach einem der Ansprüche 21 bis 23, dadurch gekennzeichnet, daß man ein Keramikpulver einsetzt, das ein Verhältnis der Schüttdichte unter Druck und der wah ren Dichte von mindestens 0,5 aufweist.

25. Verfahren nach einem der Ansprüche 21 bis 24, dadurch gekennzeichnet, daß man ein Pulvergemisch einsetzt, das ein Verhältnis der Schüttdichte unter Druck und der wah ren Dichte mindestens 0,45 aufweist.

26. Verfahren nach einem der Ansprüche 21 bis 25, dadurch gekennzeichnet, daß man ein Pulvergemisch einsetzt, in dem der Gehalt an PbO und der Gehalt an A₂O, worin A ein Alkalimetall bedeutet, jeweils höchstens 1 Gew.-% beträgt.

27. Verfahren nach einem der Ansprüche 21 bis 26, dadurch gekennzeichnet, daß man ein Glaspulver mit einem Glas übergangspunkt (Tg) von 500 bis 850°C einsetzt.

28. Verfahren zum Herstellen eines Glaskeramiksinterprodukts, gekennzeichnet durch die folgenden Stufen:
Herstellen eines Glaspulvers, enthaltend
10 bis 40 Gew.-% SiO₂,
1 bis 30 Gew.-% Al₂O₃,
6 bis 25 Gew.-% MgO und/oder ZnO,
10 bis 40 Gew.-% BaO und
1 bis 20 Gew.-% Y₂O₃,
Mischen des Glaspulvers mit einem Al₂O₃-Pulver in einem Gewichtsverhältnis von 20 : 80 bis 95 : 5,
Formen des erhaltenen Pulvergemisches zu einem Formkörper und
Brennen des Formkörpers bei einer Temperatur von höch stens 1000°C.

29. Verfahren nach Anspruch 28, dadurch gekennzeichnet, daß man ein Glaspulver einsetzt, das B₂O₃ in einer Menge von höchstens 30 Gew.-%, CaO oder SrO in einer Menge von höch stens 20 Gew.-% und mindestens eine der Komponenten ZrO₂, SnO₂ und TiO₂ in einer Menge von höchstens 10 Gew.-% ent hält.

30. Verfahren nach Anspruch 28 oder 29, dadurch gekenn zeichnet, daß man ein Keramikpulver einsetzt, das ein Verhältnis der Schüttdichte unter Druck und der wahren Dichte von mindestens 0,5 aufweist.

31. Verfahren nach einem der Ansprüche 28 bis 30, dadurch gekennzeichnet, daß man ein Pulvergemisch einsetzt, bei dem das Verhältnis der Schüttdichte unter Druck und der wahren Dichte mindestens 0,45 beträgt.

32. Verfahren nach einem der Ansprüche 28 bis 31, dadurch gekennzeichnet, daß man ein Pulvergemisch einsetzt, bei dem der Gehalt an PbO und der Gehalt an A₂O, worin A ein Alkalimetall bedeutet, jeweils höchstens 1 Gew.-% beträgt.

33. Verfahren nach einem der Ansprüche 28 bis 32, dadurch ge kennzeichnet, daß man ein Glaspulver mit einem Glasüber gangspunkt (Tg) von 550 bis 850°C einsetzt.