DE112009000012B4 - Glaskeramikzusammensetzung, Glaskeramik-Sinterkörper und keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil - Google Patents

Glaskeramikzusammensetzung, Glaskeramik-Sinterkörper und keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil Download PDF

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    • H05K3/46Manufacturing multilayer circuits
    • H05K3/4611Manufacturing multilayer circuits by laminating two or more circuit boards
    • H05K3/4626Manufacturing multilayer circuits by laminating two or more circuit boards characterised by the insulating layers or materials
    • H05K3/4629Manufacturing multilayer circuits by laminating two or more circuit boards characterised by the insulating layers or materials laminating inorganic sheets comprising printed circuits, e.g. green ceramic sheets

Abstract

Glaskeramikzusammensetzung, welche umfasst:
ein erstes Keramikpulver, das Forsterit als Hauptbestandteil enthält;
ein zweites Keramikpulver, das ein Keramikpulver, das Strontiumtitanat als Hauptbestandteil enthält, und/oder ein Keramikpulver, das Titanoxid als Hauptbestandteil enthält, umfasst;
ein drittes Keramikpulver, das BaZrO3 als Hauptbestandteil enthält;
ein viertes Keramikpulver, das SrZrO3 als Hauptbestandteil enthält; und
ein Borsilikatglas, das 3 bis 15 Gewichtsprozent Lithium in Form von Li2O, 20 bis 50 Gewichtsprozent Magnesium in Form von MgO, 15 bis 30 Gewichtsprozent Bor in Form von B2O3, 10 bis 35 Gewichtsprozent Silizium in Form von SiO2 und 6 bis 20 Gewichtsprozent Zink in Form von ZnO enthält und auch mindestens einen Zusatzbestandteil gewählt aus der Gruppe bestehend aus Calciumoxid Bariumoxid und Strontiumoxid enthält,
wobei, wenn der Anteil des in dem Borsilikatglaspulver enthaltenen Zusatzbestandteils durch das darin eingenommene Verhältnis wiedergegeben wird, der untere Grenzwert des Anteils des Zusatzbestandteils insgesamt 5 Gewichtsprozent beträgt, wenn Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid in Form von CaO, BaO bzw. SrO berechnet werden, und als oberer Grenzwert des Anteils des Zusatzbestandteils der Anteil an Calciumoxid 15 Gewichtsprozent in Form von CaO beträgt, der Anteil an Bariumoxid 25 Gewichtsprozent in Form von BaO beträgt und der Anteil an Strontiumoxid 25 Gewichtsprozent in Form von SrO beträgt,
wobei das erste Keramikpulver in einer Menge von 54 bis 77 Gewichtsprozent enthalten ist, ...

Description

  • Technisches Gebiet
  • Die vorliegende Erfindung betrifft eine Glaskeramikzusammensetzung, die einen Glasbestandteil enthält, damit sie bei einer niedrigen Temperatur gebrannt werden kann, einen Glaskeramik-Sinterkörper, der durch Brennen der Glaskeramikzusammensetzung erhalten wird, und ein keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil, das durch Verwenden dieses Glaskeramik-Sinterkörpers gebildet wird.
  • Stand der Technik
  • Als wirksame Maßnahme zum Verringern der Größe eines elektronischen Geräts wird in dem elektronischen Gerät ein multifunktionelles elektronisches Bauteil verwendet. Als multifunktionelles elektronisches Bauteil sei zum Beispiel ein keramisches Mehrschicht-Modul erwähnt.
  • Das keramische Mehrschicht-Modul weist ein mehrschichtiges Keramiksubstrat auf. In dem mehrschichtigen Keramiksubstrat sind Drahtleiter eingebettet, um eine elektrische Verbindungsfunktion zu übernehmen und/oder mindestens ein passives Bauteil, beispielsweise einen Kondensator und/oder eine Spule, zu bilden, und ferner sind verschiedene elektronische Bauteile auf dem mehrschichtigen Keramiksubstrat aufgebracht.
  • Gemäß der vorstehend beschriebenen Struktur kann das keramische Mehrschicht-Modul, auch wenn es von kompakter Größe ist, so ausgelegt werden, dass es multifunktionell arbeitet, und durch die Verwendung dieses keramischen Mehrschicht-Moduls kann ein elektronisches Gerät in der Größe verkleinert werden.
  • Neben der vorstehend beschriebenen Forderung nach einer Verringerung der Größe wird von einem elektronischen Gerät zusätzlich zunehmend gefordert, dass es in einem höheren Frequenzband zufrieden stellend arbeitet. Unter der vorstehend beschriebenen Situation soll bei einem in einem Hochfrequenzband verwendeten keramischen Mehrschicht-Modul ein mehrschichtiges Keramiksubstrat desselben ausgezeichnete Hochfrequenzeigenschaften aufweisen. Insbesondere soll ein isolierender Keramik-Sinterkörper, der als isolierende Keramikschicht verwendet wird, die Teil einer mehrschichtigen Struktur des mehrschichtigen Keramiksubstrats bildet, ausgezeichnete Hochfrequenzeigenschaften aufweisen.
  • Als isolierende Keramikzusammensetzung zum Bilden eines isolierenden Keramik-Sinterkörpers, die den vorstehend beschriebenen Anspruch erfüllt, sei eine Zusammensetzung, die zum Beispiel in der ungeprüften japanischen Patentanmeldung JP 2000-344571 A (Patentschrift 1) offenbart ist, erwähnt. In Patentschrift 1 ist eine aus drei Bestandteilen bestehende isolierende Keramikzusammensetzung, die Forsterit, Calciumtitanat und Spinell umfasst, offenbart. Gemäß Patentschrift 1 hat diese isolierende Keramikzusammensetzung in einem bevorzugteren Zusammensetzungsbereich einen Qf-Wert von 38.000 GHz oder mehr, was durch Frequenz(GHz)/dielektrischen Verlust (tan δ) wiedergegeben wird, und einen Temperaturkoeffizienten der Dielektrizitätskonstante von –80 bis +40 ppm/°C.
  • Wenn ein mehrschichtiges Keramiksubstrat des vorstehend beschriebenen keramischen Mehrschicht-Moduls hergestellt wird, wird ein Brennschritt ausgeführt. Ferner werden bei diesem Brennschritt Drahtleiter, die für das mehrschichtige Keramiksubstrat vorgesehen sind, ebenfalls gleichzeitig gebrannt.
  • Um das keramische Mehrschicht-Modul in einem Hochfrequenzband zu verwenden, ohne Probleme zu verursachen, müssen die für das mehrschichtige Keramiksubstrat vorgesehenen Drahtleiter zunächst einen niedrigen elektrischen Widerstand haben. Somit muss als leitender Bestandteil, der in den Drahtleitern enthalten ist, ein Metall, beispielsweise Kupfer oder Silber, mit einem niedrigen elektrischen Widerstand verwendet werden.
  • Das Metall, wie zum Beispiel Kupfer oder Silber, weist aber einen relativ niedrigen Schmelzpunkt auf. Zum Erhalten des mehrschichtigen Keramiksubstrats durch gleichzeitiges gemeinsames Brennen mit Drahtleitern, die das vorstehend beschriebene Metall enthalten, muss somit eine isolierende Keramikzusammensetzung, die isolierende Keramikschichten des mehrschichtigen Keramiksubstrats bildet, eine Zusammensetzung sein, die bei einer niedrigen Temperatur, beispielsweise 1.000°C oder weniger, gebrannt werden kann.
  • In Verbindung mit der vorstehenden Beschreibung wurde im Fall der in Patentschrift 1 beschriebenen isolierenden Keramikzusammensetzung eine Brenntemperatur von 1.140 bis 1.600°C offenbart, und somit kann eine Bedingung, bei der Brennen bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger ausgeführt werden kann, nicht erfüllt werden.
  • Zum Erhalten eines mehrschichtigen Keramiksubstrats, das in einem höheren Frequenzband zufrieden stellend arbeiten kann und das eine höhere Drahtleiterdichte erreichen kann, muss ferner die Dielektrizitätskonstante der isolierenden Keramikschichten, die das mehrschichtige Keramiksubstrat bilden, verringert werden. Ein konkreter Wert der relativen Dielektrizitätskonstante des isolierenden Keramik-Sinterkörpers, der durch Brennen der in Patentschrift 1 beschriebenen isolierenden Keramikzusammensetzung erhalten wird, wurde übrigens nicht offenbart.
  • Dagegen wird in der WO 2005/082806 A1 (Patentschrift 2) eine isolierende Keramikzusammensetzung offenbart, die bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger gebrannt werden kann, die eine niedrige relative Dielektrizitätskonstante aufweist, die bessere Hochfrequenzeigenschaften hat, d. h. die insbesondere die Temperatureigenschaften von Resonanzfrequenz so steuern kann, dass sie klein sind, und die einen höheren Q-Wert erhalten kann.
  • In Patentschrift 2 wird insbesondere eine Glaskeramikzusammensetzung vorgeschlagen, die umfasst: ein erstes Keramikpulver, das Forsterit als Hauptbestandteil enthält; ein zweites Keramikpulver, das mindestens eines ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus einem Keramikpulver, das Calciumtitanat als Hauptbestandteil enthält, einem Keramikpulver, das Strontiumtitanat als Hauptbestandteil enthält, und einem Keramikpulver, das Titanoxid als Hauptbestandteil enthält, und ein Borsilikatglas umfasst. Bei der vorstehend beschriebenen Glaskeramikzusammensetzung enthält das Borsilikatglas 3 bis 15 Gewichtsprozent Lithium in Form von Li2O, 30 bis 50 Gewichtsprozent Magnesium in Form von MgO, 15 bis 30 Gewichtsprozent Bor in Form von B2O3, 10 bis 35 Gewichtsprozent Silizium in Form von SiO2, 6 bis 20 Gewichtsprozent Zink in Form von ZnO und 0 bis 15 Gewichtsprozent Aluminium in Form von Al2O3.
  • In den letzten Jahren wurde die Dicke von Keramikschichten, die ein Grundelement eines keramischen Mehrschicht-Bauteils bilden, zunehmend verringert und die Anzahl an zu verarbeitenden Signalen, die Hochspannung aufweisen, wurde dagegen gesteigert. Demgemäß muss ein die Keramikschichten bildendes Material vermehrt eine höhere elektrische Isolierzuverlässigkeit aufweisen.
  • Einhergehend mit der Abnahme der Dicke des keramischen Mehrschicht-Elektronikbauteils muss auch das keramische Mehrschicht-Elektronikbauteil selbst eine hohe Biegefestigkeit aufweisen.
  • Schließlich zeigt die DE 11 2007 001 868 T5 eine Glaskeramikzusammensetzung, die einen ähnlichen Aufbau aufweist wie die beanspruchte Glaskeramikzusammensetzung. Sie weist allerdings einen geringeren Anteil an Forsterit auf, der 40 Gewichtsprozent nicht überschreitet.
  • Offenlegung der Erfindung
  • Durch die Erfindung zu lösende Probleme
  • Demgemäß besteht eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung darin, eine Glaskeramikzusammensetzung vorzusehen, die bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger gebrannt werden kann, um einen Sinterkörper zu bilden, bei dem die relative Dielektrizitätskonstante niedrig ist, die Hochfrequenzeigenschaften ausgezeichnet sind, die elektrische Isolierzuverlässigkeit weiter verbessert werden kann und eine hohe Biegefestigkeit erhalten werden kann.
  • Eine andere Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht darin, einen Glaskeramik-Sinterkörper, der durch Brennen der vorstehend beschriebenen Glaskeramikzusammensetzung erhalten werden kann, und ein keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil, das durch Verwenden des vorstehenden Glaskeramik-Sinterkörpers gebildet wird, vorzusehen.
  • Die vorgenannten Aufgaben werden durch eine Glaskeramikverbindung mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.
  • Demnach umfasst die Glaskeramikzusammensetzung der vorliegenden Erfindung im wesentlichen:
    • (1) ein erster Keramikpulver, das Forsterit als Hauptbestandteil enthält;
    • (2) ein zweites Keramikpulver, das ein Keramikpulver, das Strontiumtitanat als Hauptbestandteil enthält, und/oder ein Keramikpulver, das Titanoxid als Hauptbestandteil enthält, umfasst;
    • (3) ein drittes Keramikpulver, das BaZrO3 als Hauptbestandteil enthält;
    • (4) ein viertes Keramikpulver, as SrZrO3 als Hauptbestandteil enthält; und
    • (5) ein Borsilikatglas.
  • Das Borsilikatglaspulver enthält 3 bis 15 Gewichtsprozent Lithium in Form von Li2O, 20 bis 50 Gewichtsprozent Magnesium in Form von MgO, 15 bis 30 Gewichtsprozent Bor in Form von B2O3, 10 bis 35 Gewichtsprozent Silizium in Form von SiO2 und 6 bis 20 Gewichtsprozent Zink in Form von ZnO und enthält auch mindestens einen Zusatzbestandteil gewählt aus der Gruppe bestehend aus Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid.
  • Wenn der Anteil des in dem Borsilikatglaspulver enthaltenen Zusatzbestandteils durch das darin eingenommene Verhältnis wiedergegeben wird, beträgt der untere Grenzwert des Anteils des Zusatzbestandteils insgesamt 5 Gewichtsprozent, wenn Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid in Form von CaO, BaO bzw. SrO berechnet werden, und als oberer Grenzwert des Anteils des Zusatzbestandteils beträgt der Anteil an Calciumoxid 15 Gewichtsprozent in Form von CaO, der Anteil an Bariumoxid beträgt 25 Gewichtsprozent in Form von BaO und der Anteil an Strontiumoxid beträgt 25 Gewichtsprozent in Form von SrO.
  • Wenn bezüglich des Anteils des zweiten Keramikpulvers in der vorstehend beschriebenen Glaskeramikzusammensetzung das zweite Keramikpulver das Keramikpulver umfasst, das Strontiumtitanat als Hauptbestandteil umfasst, liegt der Anteil desselben in dem Bereich von 3 bis 13 Gewichtsprozent in Form von SrTiO3, und wenn das zweite Keramikpulver das Keramikpulver umfasst, das Titanoxid als Hauptbestandteil umfasst, liegt der Anteil desselben in dem Bereich von 0,3 bis 10 Gewichtsprozent in Form von TiO2.
  • Zudem liegt bei der vorstehend beschriebenen Glaskeramikzusammensetzung der Anteil des dritten Keramikpulvers in dem Bereich von 2 bis 20 Gewichtsprozent, der Anteil des vierten Keramikpulvers liegt in dem Bereich von über 2 bis 20 Gewichtsprozent und der Anteil des Borsilikatglaspulvers liegt in dem Bereich von 3 bis 20 Gewichtsprozent.
  • Die vorliegende Erfindung ist auch auf einen Glaskeramik-Sinterkörper gerichtet, der durch einen Prozess erhalten wird, der folgende Schritte umfasst: Ausbilden der vorstehend beschriebenen Glaskeramikzusammensetzung der vorliegenden Erfindung zu einer vorbestimmten Form; und Ausführen von Brennen bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger.
  • Die vorliegende Erfindung ist auch auf ein keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil gerichtet, welches umfasst: mehrere aneinander laminierte Glaskeramikschichten; und Drahtleiter, die den Glaskeramikschichten zugeordnet vorgesehen sind. Bei diesem keramischen Mehrschicht-Elektronikbauteil sind die Glaskeramikschichten jeweils aus dem vorstehend beschriebenen Glaskeramik-Sinterkörper der vorliegenden Erfindung gebildet und die Drahtleiter enthalten Kupfer oder Silber als Hauptbestandteil.
  • Vorteile
  • Gemäß der Glaskeramikzusammensetzung der vorliegenden Erfindung kann zunächst Brennen bei einer Temperatur von 1.000° oder weniger ausgeführt werden, und ein durch dieses Brennen erhaltener Glaskeramik-Sinterkörper weist eine ausgezeichnete chemische Stabilität, eine relativ niedrige Dielektrizitätskonstante, einen hohen Qf-Wert und einen stabilen Temperaturkoeffizienten (τf) der Resonanzfrequenz auf.
  • Wenn somit ein keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil unter Verwenden des Glaskeramik-Sinterkörpers der vorliegenden Erfindung gebildet wird, kann Kupfer oder Silber als Hauptbestandteil der in dem Elektronikbauteil enthaltenen Drahtleiter verwendet werden, und dadurch kann ein keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil, das vorzugsweise für Hochfrequenzanwendungen verwendet wird, ausgebildet werden.
  • Da ferner gemäß der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung das darin enthaltene Borsilikatglaspulver mindestens eines von Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid als Zusatzbestandteil enthält, kann die elektrische Isolierzuverlässigkeit eines durch Brennen der vorstehenden Glaskeramikzusammensetzung erhaltenen Glaskeramik-Sinterkörpers verbessert werden. Auch wenn der Mechanismus der Verbesserung der Isolierzuverlässigkeit nicht genau verstanden wird, stellt man ihn sich wie folgt vor.
  • Der erfindungsgemäße Glaskeramik-Sinterkörper umfasst hauptsächlich eine Mg2SiO4-Kristallphase des ersten Keramikpulvers und eine Mg-Si-B-Zn-Li-basierte Glasphase des Borsilikatglaspulvers und weist auch eine feine Struktur auf, bei der eine Li2(Mg, Zn)SiO4-basierte Kristallphase in der Mg-Si-B-Zn-Li-basierten Glasphase ausgefällt wird. Bei diesem Glaskeramik-Sinterkörper werden, wenn zum Beispiel TiO2 als das zweite Keramikpulver enthalten ist, Kristallphasen von MgTiO3 und MgTi2O5 weiter ausgefällt, und man denkt, dass eine AB2O5-Kristallphase, beispielsweise MgTi2O5, eine Verschlechterung der Isolierzuverlässigkeit bewirkt. Wenn demgemäß Ca, Ba und/oder Sr vorab der Glasphase zugegeben wird, reagiert das vorstehende Element mit TiO2 und bildet eine ABO3-Kristallphase, beispielsweise CaTiO3, BaTiO3 oder SrTiO3, so dass ein Bilden der AB2O5-Kristallphase unwahrscheinlich ist. Das heißt, da die ABO3-Kristallphase, beispielsweise CaTiO3, BaTiO3, oder SrTiO3, gegenüber der AB2O5-Kristallphase, beispielsweise MgTi2O5, bevorzugt ausgefällt wird, wird dadurch das Ausfällen der AB2O5-Kristallphase, beispielsweise MgTi2O5, unterdrückt, so dass die Verschlechterung der Isolierzuverlässigkeit unterbunden wird.
  • Wenn demgemäß ein keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil unter Verwenden des erfindungsgemäßen Glaskeramik-Sinterkörpers gebildet wird, kann die Dicke der darin enthaltenen Glaskeramikschichten verringert werden.
  • Da ferner die erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung das vierte Keramikpulver umfasst, das SrZrO3 als Hauptbestandteil enthält, kann der Kristallinitätsgrad eines Glaskeramik-Sinterkörpers, der durch Brennen der vorstehenden Glaskeramikzusammensetzung erhalten wird, verbessert werden, und somit kann die Biegefestigkeit des Glaskeramik-Sinterkörpers verbessert werden. Wenn demgemäß ein keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil unter Verwenden des erfindungsgemäßen Glaskeramik-Sinterkörpers gebildet wird, kann die Dicke des keramischen Mehrschicht-Kondensators vorteilhaft verringert werden.
  • Bei der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung kann der Anteil des Borsilikatglaspulvers auf 20 Gewichtsprozent oder weniger gesenkt werden. Da die Kosten eines Borsilikatglases relativ hoch sind, ist es im Hinblick auf Kosten vorteilhaft, wenn der Anteil des Borsilikatglaspulvers gesenkt werden kann. Wenn ferner der Anteil des Borsilikatglaspulvers gesenkt wird, kann eine Reaktion zwischen dem zweiten Keramikpulver als Zusatz und dem Glas problemlos gesteuert werden, und die Steuerung des Temperaturkoeffizienten (τf) der Resonanzfrequenz kann durch den Zusatz mühelos durchgeführt werden. Ferner können ein Plattierungswiderstand des Glaskeramik-Sinterkörpers und die Rentabilität des keramischen Mehrschicht-Elektronikbauteils verbessert werden.
  • Kurzbeschreibung der Zeichnungen
  • 1 ist eine Querschnittansicht, die ein keramisches Mehrschicht-Modul 1 als Beispiel für ein keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil zeigt, das durch Verwenden der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung gebildet ist.
  • 2 ist eine perspektivische Explosionsansicht, die das in 1 gezeigte keramische Mehrschicht-Modul 1 zeigt.
  • 3 ist eine Darstellung einer Dreistoffzusammensetzung, die ein Molzusammensetzungsverhältnis (x, y, z) von a x(BaaCabSrc)O-y{(TiO2)1-m(ZrO2)m}-zRe2O3 zeigt, das ein Hauptbestandteil eines Materials mit hoher Dielektrizitätskonstante eines bevorzugten Beispiels der Ausbildung einer hochdielektrischen Keramikschicht 4 des in 1 gezeigten keramischen Mehrschicht-Moduls 1 ist.
  • 4 ist eine perspektivische Ansicht, die das Erscheinungsbild eines LC-Filters 21 als anderes Beispiel für ein keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil zeigt, das durch Verwenden der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung gebildet wird.
  • 5 ist ein äquivalentes Schaltbild des in 4 gezeigten LC-Filters 21.
  • 6 ist eine perspektivische Explosionsansicht, die ein grünes Laminat 22 als Zwischenprodukt zeigt, das durch einen Brennschritt zu verarbeiten ist, der zum Herstellen des in 4 gezeigten LC-Filters 21 ausgeführt wird.
  • Bezugszeichenliste
  • 1
    keramisches Mehrschicht-Modul
    2
    mehrschichtiges Keramiksubstrat
    3
    Glaskeramikschicht
    4
    hochdielektrische Keramikschicht
    6
    innere leitende Folie
    7, 43, 45, 46, 50, 52, 56, 57, 59
    Durchkontaktierungsleiter
    8
    äußere leitender Folie
    21
    LC-Filter
    23
    Komponentenhauptkörper
    24 bis 27
    Endelektrode
    28 bis 40
    keramische Grünfolie
    41, 44, 58, 60
    Spulenstruktur
    42, 48, 49, 54, 55, 61
    Leitungsstruktur
    47, 51, 53
    Kondensatorstruktur
  • Beste Art der Durchführung der Erfindung
  • Eine erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung umfasst ein erstes Keramikpulver, das Forsterit (Mg2SiO4) als Hauptbestandteil enthält, ein zweites Keramikpulver, das ein Keramikpulver, das Strontiumtitanat (SrTiO3) als Hauptbestandteil enthält, und/oder ein Keramikpulver, das Titanoxid (TiO2) als Hauptbestandteil enthält, umfasst, ein drittes Keramikpulver, das BaZrO3 als Hauptbestandteil enthält, ein viertes Keramikpulver, das SrZrO3 als Hauptbestandteil enthält, und ein Borsilikatglas, und insbesondere sind die Merkmale der vorliegenden Erfindung das vierte Keramikpulver, das SrZrO3 als Hauptbestandteil enthält, und die Zusammensetzung des Borsilikatglases.
  • Das Borsilikatglas enthält 3 bis 15 Gewichtsprozent Lithium in Form von Li2O, 20 bis 50 Gewichtsprozent Magnesium in Form von MgO, 15 bis 30 Gewichtsprozent Bor in Form von B2O3, 10 bis 35 Gewichtsprozent Silizium in Form von SiO2 und 6 bis 20 Gewichtsprozent Zink in Form von ZnO. Insbesondere weist dieses Borsilikatglas vorzugsweise eine Zusammensetzung auf, bei der eine Li2(Mg, Zn)SiO4-Kristallphase ausgefällt werden kann, da in einem Sinterkörper ein höherer Q-Wert und eine höhere Zuverlässigkeit (Feuchtebeständigkeit) verwirklicht werden können.
  • In dem Borsilikatglas enthaltenes Lithium ist ein Elementarbestandteil von Li2(Mg, Zn)SiO4 und dient zum Senken einer Sintertemperatur der Glaskeramikzusammensetzung. Bei dem Borsilikatglas sind die Gründe, dass der Anteil an Lithium in Form von Li2O in dem Bereich von 3 bis 15 Gewichtsprozent beschränkt ist, die, dass bei einem Anteil von unter 3 Gewichtsprozent eine Verdichtung bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger nicht durchgeführt werden kann, die Li2(Mg, Zn)SiO4-Kristallphase in dem Sinterkörper nicht ausgefällt wird und der Qf-Wert desselben sinkt und dass andererseits, wenn der Anteil bei über 15 Gewichtsprozent liegt, in dem Sinterkörper die Li2(Mg, Zn)SiO4-Kristallphase nicht ausgefällt wird, der Qf-Wert niedrig ist und die chemische Stabilität sowie die Isolierzuverlässigkeit beide verschlechtert werden.
  • Als Nächstes ist das in dem Borsilikatglas enthaltene Magnesium ein Elementarbestandteil der Li2(Mg, Zn)SiO4-Kristallphase und dient zum Senken eines Schmelzpunkts bei der Glasausbildung. Bei dem Borsilikatglas sind die Gründe, dass der Anteil an Magnesium in Form von MgO in dem Bereich von 20 bis 50 Gewichtsprozent beschränkt ist, die, dass bei einem Anteil von unter 20 Gewichtsprozent die Li2(Mg, Zn)SiO4-Kristallphase in dem Sinterkörper nicht ausgefällt wird und der Qf-Wert desselben sinkt und dass andererseits, wenn der Anteil bei über 50 Gewichtsprozent liegt, es zu einer Entglasung des Glases kommt.
  • Die vorstehend beschriebene „Entglasung” zeigt übrigens an, dass das Glas teilweise kristallisiert ist. Da im Fall einer spezifischen Glaszusammensetzung eine Kristallisierung an einem Punkt, bei dem das Schmelzen eines Rohmaterialpulvers zu dem Abschreckhärten desselben wechselt, wahrscheinlich auftritt, kommt es zu der „Entglasung”; abhängig von den Abkühlbedingungen und dergleichen ist aber die auszufällende Menge an Kristall nicht stabilisiert. Somit können die Sintereigenschaften der Glaskeramikzusammensetzung und die dielektrischen Eigenschaften des Glaskeramik-Sinterkörpers in manchen Fällen dadurch beeinflusst werden. Ferner kann eine Glaskeramik in manchen Fällen durch Verwenden einer Abnahme der Viskosität eines Glases, die kurz vor der Kristallisierung auftritt, gesintert werden. Wenn das Glas teilweise kristallisiert wird und seine Menge nicht stabil ist, meint man auch in diesem Fall, dass die Sintereigenschaften der Glaskeramikzusammensetzung und die dielektrischen Eigenschaften des Glaskeramik-Sinterkörpers beeinflusst werden, und wenn die Kristallisierung signifikant auftritt, kann die Glaskeramikzusammensetzung in manchen Fällen nicht gesintert werden.
  • Bei dem Borsilikatglas sind die Gründe, dass der Anteil an Bor in Form von B2O3 in dem Bereich von 15 bis 30 Gewichtsprozent beschränkt ist, die, dass bei einem Anteil von unter 15 Gewichtsprozent das Auftreten von Verglasung schwierig ist und dass andererseits, wenn der Anteil bei über 30 Gewichtsprozent liegt, in dem Sinterkörper die Feuchtebeständigkeit schlechter wird, der Kristallinitätsgrad ebenfalls abnimmt, der Qf-Wert sinkt und die chemische Stabilität sowie die Isolierzuverlässigkeit beide schlechter werden.
  • Dass „das Auftreten der vorstehenden Verglasung schwierig ist”, zeigt übrigens, dass ein amorpher Zustand (Glaszustand) nicht erhalten werden kann, da der Anteil eines netzwerkbildenden Oxids (beispielsweise SiO2 oder B2O3) klein ist. Wenn der Anteil eines netzwerkbildenden Oxids klein ist, wird nur ein reiner kalzinierter Körper gebildet.
  • In dem Borsilikatglas enthaltenes Silizium ist ein Elementarbestandteil der Li2(Mg, Zn)SiO4-Kristallphase. Bei dem Borsilikatglas sind die Gründe, dass der Anteil an Silizium in Form von SiO2 in dem Bereich von 10 bis 35 Gewichtsprozent beschränkt ist, die, dass bei einem Anteil von unter 10 Gewichtsprozent in dem Sinterkörper die chemische Stabilität des Sinterkörpers niedrig ist und das Glas in manchen Fällen entglast werden kann und dass andererseits bei einem Anteil von über 35 Gewichtsprozent Sintern bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger schwierig durchzuführen ist.
  • In dem Borsilikatglas enthaltenes Zink ist ein Elementarbestandteil der Li2(Mg, Zn)SiO4-Kristallphase und dient zum Anheben des Qf-Werts des Sinterkörpers. Bei dem Borsilikatglas sind die Gründe, dass der Anteil an Zink in Form von ZnO in dem Bereich von 6 bis 20 Gewichtsprozent beschränkt ist, die, dass bei einem Anteil von unter 6 Gewichtsprozent in manchen Fällen eine Abnahme des Qf-Werts, eine Verschlechterung der chemischen Stabilität und eine Verschlechterung der Isolierzuverlässigkeit auftreten kann, da Zink in dem Sinterkörper kein Li2(Mg, Zn)SiO4 bildet, und dass andererseits, wenn der Anteil bei über 20 Gewichtsprozent liegt, der Qf-Wert sinkt und die chemische Stabilität sowie die Isolierzuverlässigkeit beide verschlechtert werden.
  • Zum Verbessern der elektrischen Isolierzuverlässigkeit wird mindestens ein Zusatzbestandteil gewählt aus der Gruppe bestehend aus Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid dem in der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung enthaltenen Borsilikatglas zugegeben.
  • Wenn der Anteil des Zusatzbestandteils durch das in dem Borsiliktglaspulver eingenommene Verhältnis wiedergegeben wird, beträgt der untere Grenzwert des Anteils des Zusatzbestandteils insgesamt 5 Gewichtsprozent, wenn Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid in Form von CaO, BaO bzw. SrO berechnet werden. Als oberer Grenzwert des Anteils des Zusatzbestandteils beträgt ferner der Anteil an Calciumoxid 15 Gewichtsprozent in Form von CaO, der Anteil an Bariumoxid beträgt 25 Gewichtsprozent in Form von BaO und der Anteil an Strontiumoxid beträgt 25 Gewichtsprozent in Form von SrO.
  • Wie vorstehend beschrieben ist der Grund, dass der Anteil der Zusatzbestandteile auf 5 Gewichtsprozent oder mehr gesetzt wird, der, dass bei einem darunter liegenden Anteil eine Wirkung des Verbesserns der Isolierzuverlässigkeit im Wesentlichen nicht erhalten werden kann. Ferner ist der Grund, dass der Anteil an Calciumoxid als Zusatzbestandteil in Form von CaO auf 15 Gewichtsprozent oder weniger gesetzt wird, der, dass bei einem darüber liegenden Anteil der Qf-Wert abnimmt. Ferner ist der Grund, dass der Anteil an Bariumoxid als Zusatzbestandteil in Form von BaO auf 25 Gewichtsprozent oder weniger gesetzt wird, der, dass bei einem darüber liegenden Anteil Sintern schwierig durchzuführen ist. Ferner ist der Grund, dass der Anteil an Strontiumoxid als Zusatzbestandteil in Form von SrO auf 25 Gewichtsprozent oder weniger gesetzt wird, der, dass bei einem darüber liegenden Anteil der Qf-Wert abnimmt.
  • Wenn ferner Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid zusammen als Zusatzbestandteil zugegeben werden, kann eine signifikantere Wirkung des Verbesserns der Isolierzuverlässigkeit erhalten werden.
  • In der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung sind 3 bis 20 Gewichtsprozent des vorstehend beschriebenen Borsilikatglaspulvers enthalten.
  • Der Grund, dass das Borsilikatglaspulver in einer Menge von 3 Gewichtsprozent oder mehr enthalten ist, ist, dass bei einem Anteil von unter 3 Gewichtsprozent in manchen Fällen eine Verdichtung bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger nicht ausgeführt werden kann. Die Gründe dafür, dass der Anteil des Borsilikatglaspulvers auf 20 Gewichtsprozent oder weniger gesetzt wird, sind dagegen, dass bei einem Anteil von über 20 Gewichtsprozent die Kosten nachteilig erhöht werden, da die Menge eines teuren Glases erhöht wird, und da zudem das Verhältnis der vorstehend beschriebenen Glasphase verhältnismäßig abzunehmen pflegt, kann der Qf-Wert des erhaltenen Sinterkörpers in manchen Fallen sinken.
  • Solange mit anderen Worten der Anteil des Borsilikatglaspulvers bei 3 Gewichtsprozent oder mehr liegt, ist ein kleinerer Anteil bevorzugter, und zum Beispiel sind sogar 15 Gewichtsprozent oder weniger, was in dem Bereich von 20 Gewichtsprozent oder weniger enthalten ist, ausreichend. Wie vorstehend beschrieben kann bei einer Abnahme des Anteils des Borsilikatglaspulvers die Reaktion zwischen dem zweiten Keramikpulver als Zusatz und dem Glas leicht gesteuert werden und die Temperatureigenschaften der Resonanzfrequenz können durch den Zusatz leichter angepasst werden.
  • In der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung sind vorzugsweise 54 bis 77 Gewichtsprozent des ersten Keramikpulvers enthalten. Wenn der Anteil des ersten Keramikpulvers unter 54 Gewichtsprozent liegt, pflegt die relative Dielektrizitätskonstante des Sinterkörpers zu sinken und der Qf-Wert steigt wahrscheinlich nicht, und wenn dagegen der Anteil bei über 77 Gewichtsprozent liegt, sind die Sintereigenschaften tendenziell verschlechtert.
  • Als Hauptbestandteil in dem ersten Keramikpulver enthaltenes Forsterit weist vorzugsweise ein Molverhältnis von Mg zu SiO2, ein MgO/SiO2-Verhältnis, von 1,02 bis 2,04 auf. Der Grund hierfür ist, dass bei einem MgO/SiO2-Verhältnis von unter 1,92 oder über 2,04 die chemische Stabilität des Sinterkörpers in manchen Fällen verschlechtert sein kann. Auch wenn es Forsterit (Mg2SiO4) als primäre Kristallphase umfasst, muss das erste Keramikpulver ferner nicht andere Kristallphasen enthalten oder kann eine sehr kleine Menge von mindestens einem von SiO2 (Quarz), MgO und MgSiO2 (Steatit) als andere Kristallphase enthalten.
  • In dem ersten Keramikpulver liegt ferner der Anteil an anderen Fremdbestandteilen außer Forsterit bei 5 Gewichtsprozent oder weniger. Der Grund dafür ist, dass bei einem Anteil der Fremdbestandteile von über 5 Gewichtsprozent der Qf-Wert des Sinterkörpers abnimmt und weiterhin die chemische Stabilität verschlechtert wird. Ferner können als Fremdbestandteile zum Beispiel Al2O3, B2O3, CaO, Fe2O3, MnO2, NiO, SnO2, SrO, ZnO, P2O5, TiO2, ZrO2, Li2O, Na2O und K2O genannt werden.
  • Der mittlere Wert D50 des ersten Keramikpulvers liegt vorzugsweise bei 1 μm oder weniger. Der Grund dafür ist, dass, wenn dieser mittlere Wert D50 über 1 μm liegt, keine Verdichtung in dem Fall durchgeführt werden kann, da der Anteil des Borsilikatglaspulvers in dem Bereich von 3 bis 20 Gewichtsprozent liegt.
  • In der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung dient das zweite Keramikpulver zum Anpassen der Temperatureigenschaften der Resonanzfrequenz in dem Sinterkörper.
  • Wenn das zweite Keramikpulver ein Keramikpulver ist, das SrTiO3 als Hauptbestandteil enthält, wird der Anteil desselben auf 3 bis 13 Gewichtsprozent gesetzt. Die Gründe dafür sind, dass bei einem Anteil von unter 3 Gewichtsprozent das τf in dem Sinterköper ansteigt und andererseits bei einem Anteil von über 13 Gewichtsprozent das τf in dem Sinterköper ansteigt und die Änderung der Kapazität vor und nach einem Belastungstest zunimmt.
  • Wenn das zweite Keramikpulver ein Keramikpulver ist, das TiO2 als Hauptbestandteil enthält, wird der Anteil auf 0,3 bis 10 Gewichtsprozent gesetzt. Auch wenn das TiO2 als Hauptbestandteil enthaltende Keramikpulver eine Wirkung des Anhebens des Kristallinitätsgrads hat, wird zum ausreichenden Erhalten dieser Wirkung der Anteil auf 0,3 Gewichtsprozent oder mehr gesetzt. Wenn aber der Anteil bei über 10 Gewichtsprozent liegt, steigt in dem Sinterkörper die relative Dielektrizitätskonstante, das τf steigt und die Änderung der Kapazität vor und nach einem Belastungstest steigt.
  • Bei dem Strontiumtitanat als zweites Keramikpulver enthaltenden Keramikpulver ist ein Strontiumtitanat mit einem Molverhältnis von SrO zu TiO2, einem SrO/TiO2-Verhältnis, von 0,92 bis 1,05 bevorzugt.
  • Wenn das SrO/TiO2-Verhältnis bei über 1,05 liegt, kann, da in manchen Fällen unreagiertes SrO in Form eines Carbonats oder dergleichen verbleiben kann, der Qf-Wert sinken und/oder die Feuchtebeständigkeit kann aufgrund der Reaktion mit dem Glasbestandteil verschlechtert sein. Ferner kann die Kristallphase von Sr2TiO4 oder dergleichen in manchen Fällen ausgefällt werden. Wenn Sr2TiO4 oder dergleichen ausgefällt wird, wird, da der absolute Wert des Temperaturkoeffizienten (TCC) der Dielektrizitätskonstante desselben verglichen mit dem von SrTiO3 klein ist, die Zugabemenge unvermeidlich erhöht, um den TCC des gesamten Systems anzupassen, und dadurch kann der Qf-Wert in manchen Fällen sinken.
  • Wenn dagegen das SrO/TiO2-Verhältnis unter 0,92 liegt, können in manchen Fällen SrTiO3 und TiO2 ausgefällt werden. Da erfindungsgemäß TiO2 in manchen Fällen als zweites Keramikpulver zusätzlich zugegeben wird, wenn die Zugabemengen von SrTiO3 und TiO2 jeweils angepasst werden, kann es bezüglich der elektrischen Eigenschaften zu Problemen kommen; aus Sicht eines Herstellungsprozesses wird aber die Steuerung durch die Anpassung der Zugabemengen von SrTiO3 und TiO2, die jedes Mal ausgeführt wird, kompliziert, und dadurch können die Kosten gesteigert werden.
  • In dem vorstehend beschriebenen Fall enthält das Strontiumtitanat als Hauptbestandteil enthaltende Keramikpulver neben dem Strontiumtitanat bevorzugter 1 Gewichtsprozent oder weniger an Fremdbestandteilen. Als Fremdbestandteile seien in einer Rohmaterialstufe beigemischte Fremdbestandteile oder während eines Herstellungsprozesses beigemischte Fremdbestandteile erwähnt. Zum Beispiel seien Nb2O5, Fe2O3 und Na2O erwähnt. Wenn die Menge eines einzelnen Fremdbestandteils oder die Menge aller Fremdbestandteile über 1 Gewichtsprozent liegt, kann der Qf-Wert in manchen Fällen sinken.
  • Zudem liegt die spezifische Oberfläche des Strontiumtitanat als Hauptbestandteil enthaltenden Keramikpulvers bevorzugter in dem Bereich von 1,5 bis 7,5 m2/g. Die Gründe dafür sind, dass bei einer spezifischen Oberfläche von weniger als 1,5 m2/g das Durchführen von Sintern schwierig sein kann und dass bei einer spezifischen Oberfläche von über 7,5 m2/g dagegen der Qf-Wert in manchen Fällen sinken kann, da die Reaktivität mit dem Glas zunimmt.
  • Ferner weist das Strontiumtitanat als Hauptbestandteil enthaltende Keramikpulver eine integrale Dichte von 1.000 oder mehr einer Röntgendiffraktionsspitze zu der SrTiO3(222)-Ebene des Keramikpulvers auf. Der Grund hierfür ist, dass bei einer integrierten Dichte von unter 1.000 die Reaktivität mit dem Glas ansteigt, da die Kristallinität von SrTiO3 nicht so hoch ist, und der Qf-Wert in manchen Fällen sinken kann.
  • Die erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung umfasst weiterhin neben dem vorstehend beschriebenen ersten und zweiten Keramikpulver das BaZrO3 als Hauptbestandteil enthaltende dritte Keramikpulver und das SrZrO3 als Hauptbestandteil umfassende vierte Keramikpulver.
  • In der Glaskeramikzusammensetzung sind 2 bis 20 Gewichtsprozent des BaZrO3 als Hauptbestandteil enthaltenden dritten Keramikpulvers enthalten. Die Gründe hierfür sind, dass, auch wenn das dritte Keramikpulver eine Wirkung des Verringerns der Änderung der Kapazität vor und nach eine Belastungstest hat, bei einem Anteil desselben von unter 2 Gewichtsprozent die Wirkung des Verringerns der Änderung der Kapazität in dem Sinterkörper nicht ausreichend erhalten werden kann und dass andererseits bei einem Anteil von über 20 Gewichtsprozent die relative Dielektrizitätskonstante steigen kann und in manchen Fällen die Änderung der Kapazität umgekehrt steigen kann.
  • In der Glaskeramikzusammensetzung sind über 2 bis 20 Gewichtsprozent des SrZrO3 als Hauptbestandteil enthaltenden vierten Keramikpulvers enthalten. Auch wenn das vierte Keramikpulver eine Wirkung des Verbesserns der Biegefestigkeit des Sinterkörpers aufweist, kann bei einem Anteil von 2 Gewichtsprozent oder weniger die Wirkung des Verbesserns der Biegefestigkeit nicht ausreichend erhalten werden und bei einem Anteil von über 20 Gewichtsprozent kann dagegen die relative Dielektrizitätskonstante in manchen Fällen steigen.
  • Die vorstehend beschriebene Glaskeramikzusammensetzung kann bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger gebrannt werden, und der dadurch erhaltene Sinterkörper hat eine Mg2SiO4-Kristallphase, die als primäre Phase ausgefällt wird, und eine Li2(Mg, Zn)SiO4-Kristallphase, die als Subphase ausgefällt wird, und wird vorteilhafterweise zum Bilden eines keramischen Mehrschicht-Elektronikbauteils verwendet.
  • 1 ist eine Querschnittansicht, die ein keramisches Mehrschicht-Modul 1 als Beispiel für ein keramisches Mehrschicht-Bauteil zeigt, das durch Verwenden der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung gebildet wird, und 2 ist eine perspektivische Explosionsansicht, die das in 1 gezeigte keramische Mehrschicht-Modul 1 zeigt.
  • Das keramische Mehrschicht-Modul 1 weist ein mehrschichtiges Keramiksubstrat 2 auf. Das mehrschichtige Keramiksubstrat 2 weist mehrere Glaskeramikschichten 3, die aneinander laminiert sind, sowie mehrere hochdielektrische Keramikschichten 4, die aneinander laminiert sind, auf, und die mehreren Glaskeramikschichten 3 sind so angeordnet, dass sie die mehreren hochdielektrischen Keramikschichten 4 sandwichartig einschließen.
  • Die Glaskeramikschichten 3 sind jeweils aus einem Glaskeramik-Sinterkörper gebildet, der durch Brennen der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung erhalten wird, und weisen eine relativ niedrige relative Dielektrizitätskonstante auf, beispielsweise 10 oder weniger.
  • Die hochdielektrischen Keramikschichten 4 weisen dagegen jeweils eine Zusammensetzung auf, die zum Beispiel Bariumtitanat und ein diesem zugegebenes Glas aufweisen, und die relative Dielektrizitätskonstante ist bei 15 oder mehr festgelegt und ist vorzugsweise bei 30 oder mehr festgelegt.
  • Das mehrschichtige Keramiksubstrat 2 ist mit verschiedenen Drahtleitern versehen. Als Drahtleiter seien typischerweise innere leitende Folien 6, die entlang spezifischen Grenzflächen zwischen den Keramikschichten 3 und 4 ausgebildet sind, Durchkontaktierungsleiter 7, die so verlaufen, dass sie die spezifischen Keramikschichten 3 und 4 durchsetzen, und äußere leitende Folien 8, die auf Außenflächen des mehrschichtigen Keramiksubstrats 2 ausgebildet sind, erwähnt.
  • Von den vorstehend beschriebenen inneren leitenden Folien 6 sind einige innere leitende Folien, die den hochdielektrischen Keramikschichten 4 zugeordnet vorgesehen sind, so angeordnet, dass eine elektrostatische Kapazität erhalten wird, so dass ein Kondensatorelement ausgebildet wird.
  • An einer oberen Fläche des mehrschichtigen Keramiksubstrats 2 sind mehrere Elektronikbauteile 9 bis 17 angebracht. Von den in der Figur gezeigten Elektronikbauteilen 9 bis 17 ist zum Beispiel das Elektronikbauteil 9 eine Diode, das Elektronikbauteil 11 ist ein mehrschichtiger Keramikkondensator und das Elektronikbauteil 16 ist ein Halbleiter-IC. Diese Elektronikbauteile 9 bis 17 sind mit spezifischen äußeren leitenden Folien 8 elektrisch verbunden, die auf der oberen Fläche des mehrschichtigen Keramiksubstrats 2 ausgebildet sind, und bilden auch einen für das keramische Mehrschicht-Modul 1 erforderlichen Schaltkreis unter Einbeziehung der Drahtleiter, die in dem mehrschichtigen Keramiksubstrat 2 ausgebildet sind.
  • An der oberen Fläche des mehrschichtigen Keramiksubstrats 2 ist eine leitende Abdeckung 18 zum Abschirmen der Elektronikbauteile 9 bis 17 befestigt. Die leitende Abdeckung 18 ist mit spezifischen der vorstehend beschriebenen Durchkontaktierungsleiter 7 elektrisch verbunden.
  • Ferner ist das keramische Mehrschicht-Modul 1 an einer in der Figur nicht gezeigten Hauptplatine durch Verwenden spezifischer äußerer leitender Folien 8, die an der unteren Fläche des mehrschichtigen Keramiksubstrats 2 als Anschlüsse ausgebildet sind, angebracht.
  • Das keramische Mehrschicht-Modul 1 kann durch Verwenden einer bekannten integralen Keramiklaminat-Brenntechnik hergestellt werden.
  • D. h. zunächst werden keramische Grünfolien für die Glaskeramikschichten 3 gebildet. Insbesondere wird eine aus einem Bindemittelharz und einem Lösungsmittel bestehende organische Bindemittellösung der Glaskeramikzusammensetzung (d. h. einer Rohmaterialzusammensetzung) der vorliegenden Erfindung zugegeben, so dass ein Keramikschlicker erhalten wird. Nachdem dieser Keramikschlicker durch ein Rakelverfahren zu Folien ausgebildet und dann getrocknet wurde, wird der getrocknete Schlicker zu Folien mit einem vorbestimmten Maß gestanzt, so dass die keramischen Grünfolien erhalten werden. Zum Bilden von Drahtleitern wird als Nächstes eine leitende Paste, die Kupfer oder Silber als Hauptbestandteil enthält, auf diese keramischen Grünfolien aufgebracht, um erwünschte Strukturen zu bilden.
  • Ferner werden keramische Grünfolien, die eine hochdielektrische Keramikzusammensetzung aus einem Material mit hoher Dielektrizitätskonstante enthalten, das die hochdielektrischen Keramikschichten 4 bildet, ausgebildet. Insbesondere wird als hochdielektrische Keramikzusammensetzung zum Beispiel eine der folgenden (1) bis (4) erzeugt:
    • (1) eine hochdielektrische Keramikzusammensetzung, welche umfasst: einen durch x(BaaCabSrc)O-y{(TiO2)1-m(ZrO2)m}-zRe2O3 wiedergegebenen Hauptbestandteil (wobei die Einheiten x, y und z jeweils auf Molprozentbasis vorliegen; x + y + z = 100, a + b + c = 1,0 ≤ b + c ≤ 0,8 und 0 ≤ m < 0,15 gelten; und Re mindestens eines von Seltenerdelementen ist), wie in der ungeprüften japanischen Patentanmeldung Veröffentlichung Nr. 2001-80959 offenbart, wobei in einer in der begleitenden 3 gezeigten Dreistoffzusammensetzungsdarstellung der Hauptbestandteil das Molzusammensetzungsverhältnis (x, y, z) von (BaaCabSrc)O, {(TiO2)1-m(ZrO2)m} und Re2O3 innerhalb eines von Punkt A (7,85,8), Punkt B (7,59,34), Punkt (0,59,41) und Punkt D (0,85,15) umgebenen Bereichs (eine Linie zwischen dem Punkt A und dem Punkt B ist aber nicht enthalten) aufweist; einen ersten Unterbestandteil, der ein SiO2-basiertes Glas enthält; und einen zweiten Unterbestandteil, der Mn enthält, in dem, wenn die Menge des Hauptbestandteils bei 100 Gewichtsteilen festgelegt ist, 0,1 bis 25 Gewichtsteile des ersten Unterbestandteils enthalten sind und 0,5 bis 20 Gewichtsteile des zweiten Unterbestandteils in Form von Mn enthalten sind.
    • (2) eine hochdielektrische Keramikzusammensetzung, welche umfasst: einen BaO-TiO2-ReO3/2-basierten Keramikbestandteil, der durch xBaO-yTiO2-zReO3/2 wiedergegeben wird (wobei die Einheiten x, y und z jeweils auf Molprozentbasis vorliegen; x + y + z = 100, 8 ≤ x ≤ 18, 52,5 ≤ y ≤ 65 und 20 ≤ z ≤ 40 gelten; und Re mindestens eines von Seltenerdelementen ist), wie in der ungeprüften japanischen Patentanmeldung Veröffentlichung Nr. 2002-97072 offenbart; und eine Glaszusammensetzung, die 10 bis 25 Gewichtsprozent SiO2, 10 bis 40 Gewichtsprozent B2O3, 25 bis 55 Gewichtsprozent MgO, 0 bis 20 Gewichtsprozent ZnO, 0 bis 15 Gewichtsprozent Al2O3, 0,5 bis 10 Gewichtsprozent Li2O und 0 bis 10 Gewichtsprozent RO enthält (wobei R mindestens eines von Ba, Sr und Ca ist).
    • (3) eine hochdielektrische Keramikzusammensetzung, die Mischung ist, welche umfasst: ein BaO-TiO2-ReO3/2-BiO3-basiertes Keramikpulver (wobei Re ein Seltenerdelement ist), wie in der ungeprüften japanischen Patentanmeldung Veröffentlichung Nr. 11-310455 offenbart; und ein Glaspulver, das 13 bis 50 Gewichtsprozent SiO2, 3 bis 30 Gewichtsprozent B2O3, 40 bis 80 Gewichtsprozent eines Erdalkalimetalloxids und 0,1 bis 10 Gewichtsprozent Li2O enthält.
    • (4) eine hochdielektrische Keramikzusammensetzung, die eine Mischung ist, welche umfasst: ein BaO-TiO2-ReO3/2-basiertes Keramikpulver (wobei Re ein Seltenerdmetall ist), wie in der ungeprüften japanischen Patentanmeldung Veröffentlichung Nr. 11-228222 offenbart; und ein Glaspulver, das 13 bis 50 Gewichtsprozent SiO2, 3 bis 30 Gewichtsprozent B2O3, 40 bis 80 Gewichtsprozent eines Erdalkalimetalloxids und 0,5 bis 10 Gewichtsprozent Li2O enthält.
  • Ferner umfasst die vorstehende hochelektrische Keramikzusammensetzung (1) vorzugsweise weiterhin Li2O.
  • Als Nächstes wird eine organische Bindemittellösung, die aus einem Bindemittelharz und einem Lösungsmittel besteht, zu einer der vorstehenden hochdielektrischen Keramikzusammensetzungen (1) bis (4) gegeben, so dass ein Keramikschlicker erhalten wird. Nach dem Ausbilden dieses Keramikschlickers zu Folien durch ein Rakelverfahren, gefolgt von Trocknen, werden die keramischen Grünfolien durch Stanzen, so dass sie ein vorbestimmtes Maß haben, erhalten. Um die Drahtleiter auf den keramischen Grünfolien zu bilden wird zusätzlich eine leitende Paste, die Kupfer oder Silber als Hauptbestandteil enthält, darauf aufgebracht, um erwünschte Strukturen zu bilden.
  • Als Nächstes werden eine vorbestimmte Anzahl an Glaskeramik-Grünfolien und eine vorbestimmte Anzahl der wie vorstehend beschrieben erhaltenen hochdielektrischen keramischen Grünfolien in einer vorbestimmten Reihenfolge laminiert und dann in der Dickenrichtung mit Druck beaufschlagt.
  • Anschließend wird ein wie vorstehend beschrieben erhaltenes grünes Laminat bei 1.000°C oder weniger, beispielsweise 800 bis 1.000°C, gebrannt, so dass das mehrschichtige Keramiksubstrat 2 erhalten werden kann. Bei diesem Schritt wird das Brennen in einer nicht oxidierenden Atmosphäre, beispielsweise einer Stickstoffatmosphäre, ausgeführt, wenn die Drahtleiter Kupfer als Hauptbestandteil enthalten, und das Brennen wird in einer oxidierenden Atmosphäre, beispielsweise in Luft, durchgeführt, wenn Silber als Hauptbestandteil verwendet wird.
  • Als Nächstes werden die Elektronikbauteile 9 bis 17 durch Löten oder dergleichen an der Oberfläche des mehrschichtigen Keramiksubstrats 2 angebracht und die leitende Abdeckung 18 wird dann aufgebracht, so dass das keramische Mehrschicht-Modul 1 fertig ist.
  • Da gemäß dem vorstehend beschriebenen keramischen Mehrschicht-Modul 1 die Glaskeramikschichten 3, die das mehrschichtige Keramiksubstrat 2 bilden, unter Verwenden der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung gebildet werden und zudem Drahtleiter 6 bis 8 unter Verwendung eines Metalls, beispielsweise Kupfer oder Silber, das einen relativ niedrigen spezifischen Widerstand aufweist, als Hauptbestandteil gebildet werden, ist die relative Dielektrizitätskonstante der Glaskeramikschicht 3 niedrig, die Temperatureigenschaften der Resonanzfrequenz sind ausgezeichnet und der Q-Wert ist ebenfalls hoch; somit kann ein zuverlässiges keramisches Mehrschicht-Modul 1, das in geeigneter Weise für Hochfrequenzanwendungen verwendet wird, erhalten werden. Zudem kann die Isolierzuverlässigkeit des keramischen Mehrschicht-Moduls 1 ausgezeichnet ausgelegt werden. Weiterhin kann die Biegefestigkeit des mehrschichtigen Keramiksubstrats 2 des keramischen Mehrschicht-Moduls 1 verbessert werden.
  • 4 bis 6 sind Ansichten, die einen LC-Filter 21 als weiteres Beispiels des keramischen Mehrschicht-Elektronikbauteils veranschaulichen, der durch Verwenden der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung gebildet ist. In diesem Fall ist 4 eine perspektivische Ansicht, die das Erscheinungsbild des LC-Filters 21 zeigt, 5 ist ein äquivalentes Schaltbild des LC-Filters 21 und 6 ist eine perspektivische Explosionsansicht, die ein grünes Laminat 22 als Zwischenprodukt zeigt, das durch einen Brennschritt der Herstellung des LC-Filters zu bearbeiten ist.
  • Der LC-Filter 21 weist einen Komponenten 23 als Laminatstruktur auf, der aus aneinander laminierten Glaskeramikschichten gebildet ist, Endelektroden 24 und 25 sind an jeweiligen Endabschnitten von Außenflächen dieses Komponentenhauptkörpers 23 vorgesehen, und Endelektroden 26 und 27 sind an mittleren Abschnitten jeweiliger Seitenflächen vorgesehen.
  • Wie in 5 gezeigt bildet der LC-Filter 21 zwei Induktivitäten L1 und L2, die zwischen den Endelektroden 24 und 25 in Reihe geschaltet sind, und bildet zwischen einem Verbindungspunkt der Induktivitäten L1 und L2 und den Endelektroden 26 und 27 eine Kapazität C.
  • Unter Bezug auf 6 ist das grüne Laminat 22 ein Laminat, das durch Brennen zu dem Komponentenhauptkörper 23 zu bilden ist, und weist mehrere keramische Grünfolien 28 bis 40 auf, die aneinander laminiert sind. Ferner ist die Anzahl zu laminierender keramischer Grünfolien nicht auf die in der Figur gezeigte beschränkt.
  • Die keramischen Grünfolien 28 bis 40 werden jeweils erhalten durch die Schritte des Ausbildens eines Keramikschlickers, der durch Zugeben und Mischen einer aus einem Bindemittelharz und einem Lösungsmittel bestehenden organischen Bindemittellösung und mit der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung erhalten wird, zu Folien mittels eines Rakelverfahrens, des anschließenden Ausführens des Trocknens und dann des Herausstanzens der Folien auf ein vorbestimmtes Maß.
  • Zum Bilden der Induktivitäten L1 und L2 und der Kapazität C, die in 5 gezeigt sind, werden ferner wie in 5 gezeigt in einer nachstehend beschriebenen Weise Drahtleiter für spezifische keramische Grünfolien 28 bis 40 vorgesehen.
  • Auf der keramischen Grünfolie 30 wird eine Teil der Induktivität L1 bildende Spulenstruktur 41 ausgebildet, eine sich von einem Ende der Spulenstruktur 41 erstreckende Leitungsstruktur 42 wird ebenfalls darauf ausgebildet und in dem anderen Ende der Spulenstruktur 41 wird ein Durchkontaktierungsleiter 43 vorgesehen.
  • Eine Spulenstruktur 44, die Teil der Induktivität L1 bildet, ist auf der keramischen Grünfolie 31 ausgebildet, und in einem Ende der Spulenstruktur 44 ist ein Durchkontaktierungsleiter 45 vorgesehen. Das andere Ende der Spulenstruktur 44 ist mit dem vorstehend beschriebenen Durchkontaktierungsleiter 43 verbunden.
  • In der keramischen Grünfolie 32 ist ein Durchkontaktierungsleiter 46 mit dem vorstehenden Durchkontaktierungsleiter 45 verbunden vorgesehen.
  • Auf der keramischen Grünfolie 33 ist eine Kondensatorstruktur 47, die Teil der Kapazität C bildet, ausgebildet, und ferner sind Leitungsstrukturen 48 und 49, die sich von der Kondensatorstruktur 47 erstrecken, ausgebildet. Ferner ist in der keramischen Grünfolie 33 ein Durchkontaktierungsleiter 50, der mit dem vorstehend beschriebenen Durchkontaktierungsleiter 46 verbunden ist, vorgesehen.
  • Auf der keramischen Grünfolie 34 ist eine Kondensatorstruktur 51, die Teil der Kapazität C bildet, ausgebildet, und ferner ist darin ein Durchkontaktierungsleiter 52, der mit der Kondensatorstruktur 51 verbunden ist, vorgesehen. Die Kondensatorstruktur 51 ist mit dem vorstehend beschriebenen Durchkontaktierungsleiter 50 verbunden.
  • Auf der keramischen Grünfolie 35 ist eine Kondensatorstruktur 53, die Teil der Kapazität C bildet, ausgebildet, und ferner sind auch Leitungsstrukturen 54 und 55, die sich von dieser Kondensatorstruktur 53 erstrecken, ausgebildet. Bei dieser keramischen Grünfolie 35 ist ferner ein Durchkontaktierungsleiter 56, der mit dem vorstehend beschriebenen Durchkontaktierungsleiter 52 verbunden ist, vorgesehen.
  • Bei der keramischen Grünfolie 36 ist ein Durchkontaktierungsleiter 57, der mit dem vorstehenden Durchkontaktierungsleiter 56 verbunden ist, vorgesehen.
  • Auf der keramischen Grünfolie 37 ist eine Spulenstruktur 58, die Teil der Induktivität L2 bildet, ausgebildet, und in einem Ende derselben ist ein Durchkontaktierungsleiter 59 vorgesehen. Das andere Ende der Spulenstruktur 58 ist mit dem vorstehend beschriebenen Durchkontaktierungsleiter 57 verbunden.
  • Auf der keramischen Grünfolie 38 ist eine Spulenstruktur 60, die Teil der Induktivität L2 bildet, ausgebildet, und ferner ist auch eine Leitungsstruktur 61, die sich von einem Ende dieser Spulenstruktur 60 erstreckt, ausgebildet. Das andere Ende der Spulenstruktur 60 ist mit dem vorstehend beschriebenen Durchkontaktierungsleiter 59 verbunden.
  • Wenn die Spulenstrukturen 41, 44, 58 und 60, die Leitungsstrukturen 42, 48, 49, 54, 55 und 61, die Durchkontaktierungsleiter 43, 45, 46, 50, 52, 56, 67 und 59 sowie die Kondensatorstrukturen 47, 51 und 53, die als die Drahtleiter dienen, ausgebildet werden, wird eine leitende Paste, die Kupfer oder Silber als Hauptbestandteil enthält, verwendet, und diese leitende Paste wird zum Beispiel durch Siebdrucken aufgebracht.
  • Zum Erhalten des grünen Laminats 22 werden die keramischen Grünfolien 28 bis 40 in der in 6 gezeigten Reihenfolge laminiert und dann in der Dickenrichtung mit Druck beaufschlagt.
  • Anschließend kann durch Brennen des grünen Laminats 22 bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger, beispielsweise 800 bis 1.000°C, der in 4 gezeigte Komponentenhauptkörper 23 erhalten werden. Wenn bei diesem Schritt wie im Fall des vorstehend beschriebenen keramischen Mehrschicht-Moduls 1 der Drahtleiter Kupfer als Hauptbestandteil enthält, wird das Brennen in einer nicht oxidierenden Atmosphäre, zum Beispiel in einer Stickstoffatmosphäre, ausgeführt, und wenn Silber als Hauptbestandteil verwendet wird, wird das Brennen in einer oxidierenden Atmosphäre, zum Beispiel in Luft, ausgeführt.
  • Als Nächstes werden die Endelektroden 24 bis 27 auf den Außenflächen des Komponentenhauptkörpers 23 ausgebildet. Zum Bilden der Endelektroden 24 bis 27 können zum Beispiel das Aufbringen und Brennen einer leitenden Paste, die Kupfer oder Silber als Hauptbestandteil enthält, oder ein Dünnschichtausbildungsverfahren, beispielsweise Abscheiden, Plattieren oder Sputtern, verwendet werden.
  • Der LC-Filter 21 kann wie vorstehend beschrieben erhalten werden. Da gemäß diesem LC-Filter 21 die keramischen Grünfolien 28 bis 40 jeweils durch Verwenden der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung gebildet werden, ist in dem Komponentenhauptkörper 23 die relative Dielektrizitätskonstante niedrig, die Frequenzeigenschaften sind ausgezeichnet, die elektrische Isolierzuverlässigkeit kann weiter verbessert werden und eine hohe Biegefestigkeit kann erhalten werden.
  • Auch wenn die keramischen Grünfolien 28 bis 40 jeweils durch Verwenden der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung gebildet werden, werden ferner bei der vorstehenden Beschreibung die keramischen Grünfolien 33 und 34, die für das Bilden der Kapazität C direkt verantwortlich sind, von den keramischen Grünfolien 28 bis 40 durch Verwenden einer hochdielektrischen Keramikzusammensetzung eines Materials hoher Dielektrizitätskonstante, das die hochdielektrischen Keramikschichten 4 des in 1 gezeigten keramischen Mehrschicht-Moduls 1 bildet, bevorzugt gebildet.
  • Das durch Verwenden der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung gebildete keramische Mehrschicht-Elektronikbauteil ist nicht auf das keramische Mehrschicht-Modul 1 und den LC-Filter 21, wie sie in den Figuren gezeigt sind, beschränkt. Zum Beispiel kann die erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung auch bei verschiedenen mehrschichtigen Keramiksubstraten, beispielsweise einem mehrschichtigen Keramiksubstrat für Multichip-Module und einem mehrschichtigen Keramiksubstrat für Hybrid-ICs, oder bei verschiedenen kombinierten Elektronikbauteilen, bei denen Elektronikbauteile auf die vorstehend beschriebenen mehrschichtigen Keramiksubstrate aufgebracht sind, verwendet werden. Ferner kann die erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung weiterhin bei verschiedenen chipartigen keramischen Mehrschicht-Elektronikbauteilen verwendet werden, beispielsweise einem mehrschichtigen Chip-Kondensator und einer mehrschichtigen dielektrischen Chip-Antenne.
  • Als Nächstes werden experimentelle Beispiele beschrieben, die ausgeführt wurden, um die durch die erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung erhaltenen Eigenschaften zu bestätigen und um den Bereich der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung zu erhalten.
  • [Experimentelles Beispiel 1]
  • Zunächst wurden als Borsilikatglaspulver, das in einer Glaskeramikzusammensetzung enthalten ist, verschiedene in Tabelle 1 gezeigte Zusammensetzungen erzeugt.
  • Figure DE112009000012B4_0002
  • Figure DE112009000012B4_0003
  • In Tabelle 1 zeigt eine mit * versehene „Glasmarke” ein Glaspulver mit einer Zusammensetzung außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs an.
  • Die in Tabelle 1 gezeigten Glaspulver wurden mit Ausnahme der Glassorten G11, G12 und G16, bei denen Entglasung auftrat, pulverisiert, bis ein durchschnittlicher Partikeldurchmesser von 1 bis 2 μm erhalten wurde, so dass Borsilikatglaspulver für die Glaskeramikzusammensetzungen erzeugt wurden.
  • Ferner wurde als erstes Keramikpulver, das in der Glaskeramikzusammensetzung enthalten war, ein Mg2SiO4-Pulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser (mittlerer Durchmesser D50) von 0,8 μm erzeugt. Ferner wurden als zweites Keramikpulver ein SrTiO3-Pulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 1,5 μm und ein TiO2-Pulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 1,0 μm jeweils erzeugt. Weiterhin wurde als drittes Keramikpulver ein BaZrO3-Pulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 0,8 μm erzeugt, und als viertes Keramikpulver wurde ein SrZrO3-Pulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 0,5 μm erzeugt.
  • Zum Erhalten einer Glaskeramikzusammensetzung jeder in Tabelle 2 gezeigten Probe wurden als Nächstes das erste Keramikpulver, das Borsilikatglaspulver, das zweite Keramikpulver, das dritte Keramikpulver und das vierte Keramikpulver, die vorstehend beschrieben wurden, miteinander vermischt. Tabelle 2
    PROBE NR. MENGE ERSTER KERAMIK (Mg2SiO4) (GEW.-PROZ.) GLAS ZWEITE KERAMIK MENGE DRITTER KERAMIK (BaZrO3) (GEW.-PROZ.) MENGE VIERTER KERAMIK (SrZrO3) (GEW.-PROZ.)
    ART MENGE (GEW.-PROZ.) SrTiO3 MENGE (GEW.-PROZ.) TiO2 MENGE (GEW.-PROZ.)
    1* 59,0 G1 20,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    2 59,0 G2 20,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    3 76,0 G3 3,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    4* 76,0 G4 3,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    5* 69,0 G5 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    6 69,0 G6 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    7 69,0 G7 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    8 69,0 G8 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    9 69,0 G9 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    10 69,0 G10 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    11 64,0 G13 15,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    12 74,0 G14 5,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    13* 74,0 G15 5,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    14 74,0 G17 5,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    15 61,5 G18 17,5 5,0 1,0 10,0 5,0
    16* 61,5 G19 17,5 5,0 1,0 10,0 5,0
    17* 69,0 G20 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    18 69,0 G21 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    19 69,0 G22 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    20* 69,0 G23 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    21* 69,0 G24 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    22 69,0 G25 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    23 69,0 G26 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    24* 69,0 G27 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    25 69,0 G28 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    26 69,0 G29 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    27* 69,0 G30 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    28 69,0 G31 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    29 69,0 G32 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    30* 77,0 G33 2,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    31 76,0 G33 3,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    32 59,0 G33 20,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    33* 54,0 G33 25,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    34 70,0 G33 10,0 5,0 0,0 10,0 5,0
    35 69,7 G33 10,0 5,0 0,3 10,0 5,0
    36 60,0 G33 10,0 5,0 10,0 10,0 5,0
    37* 57,0 G33 10,0 5,0 13,0 10,0 5,0
    38 74,0 G33 10,0 0,0 1,0 10,0 5,0
    39 71,0 G33 10,0 0,3 1,0 10,0 5,0
    40 61,0 G33 10,0 13,0 1,0 10,0 5,0
    41* 59,0 G33 10,0 15,0 1,0 10,0 5,0
    42* 79,0 G33 10,0 5,0 1,0 0,0 5,0
    43 77,0 G33 10,0 5,0 1,0 2,0 5,0
    44 69,0 G33 10,0 5,0 1,0 10,0 5,0
    45 59,0 G33 10,0 5,0 1,0 20,0 5,0
    46* 54,0 G33 10,0 5,0 1,0 25,0 5,0
    47* 74,0 G33 10,0 5,0 1,0 10,0 0,0
    48* 72,0 G33 10,0 5,0 1,0 10,0 2,0
    49 71,5 G33 10,0 5,0 1,0 10,0 2,5
    50 71,0 G33 10,0 5,0 1,0 10,0 3,0
    51 64,0 G33 10,0 5,0 1,0 10,0 10,0
    52 54,0 G33 10,0 5,0 1,0 10,0 20,0
    53* 49,0 G33 10,0 5,0 1,0 10,0 25,0
    54* 75,0 G33 10,0 0,0 0,0 10,0 5,0
  • In Tabelle 2 zeigt eine mit * versehene Probe Nr. eine Glaskeramikzusammensetzung außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs an.
  • Ferner ist in Tabelle 2 in der Spalte „Art” von „Borsilikatglas” die „Glasmarke” in Tabelle 1 gezeigt, und in der Spalte „Menge” ist in der gleichen Gruppe wie vorstehend beschrieben die Zugabemenge des Borsilikatglaspulvers gezeigt.
  • Ferner sind in der Spalte „Zweite Keramik” die Zugabemengen von SrTiO3 und TiO2, die die zweiten Keramikpulver sind, gezeigt.
  • Als Nächstes wurden wie in Tabelle 3 gezeigt die relative Dielektrizitätskonstante (εr), der Qf-Wert, der Temperaturkoeffizient (τf) der Resonanzfrequenz, die Isolierzuverlässigkeit, die Änderungsrate der Kapazität und die Biegefestigkeit jeder Probe beurteilt.
  • Ferner wurde zur Messung des εr und des Qf-Werts ein durch Verpressen gebildeter Körper mit einer Abmessung von 0,6 mm × 50 mm × 50 mm durch die Schritte des Zugebens von 20 Gewichtsteilen eines Acrylharzes als Bindemittel und 3 Gewichtsteilen Methylethylketon als organisches Lösungsmittel auf 100 Gewichtsteile der Glaskeramikzusammensetzung jeder in Tabelle 2 gezeigten Probe zum Bilden eines Schlickers, des Ausbilders dieses Schlickers zu Folien durch ein Rakelverfahren, des Laminierens der so gebildeten Folien aneinander und dann des Ausführens eines Verpressens derselben gebildet. Als Nächstes wurde dieser verpresste Körper bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger gebrannt, so dass ein Keramiksubstrat erhalten wurde. Anschließend wurden durch Verwenden dieses Keramiksubstrats der εr und der Qf-Wert durch ein Resonanzhohlraumverfahren gemessen. Bei dieser Messung wurde die Messfrequenz auf etwa 25 GHz eingestellt.
  • Zur Messung des τf wurde, nachdem 20 Gewichtsteile eines Acrylharzes als Bindemittel und 3 Gewichtsteile Methylethylketon als organisches Lösungsmittel auf 100 Gewichtsteile der Glaskeramikzusammensetzung jeder in Tabelle 2 gezeigten Probe zugegeben wurden und dann granuliert wurden, das Granulat zu einer zylindrischen Form mit einer Dicke von 8 mm und einem Durchmesser von 15 mm durch Pressformen gebildet. Nach dem Brennen der zylindrischen Probe bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger wurde als Nächstes das τf durch ein Verfahren mit einem dielektrischen Resonator gemessen.
  • Zur Beurteilung der Isolierzuverlässigkeit und der Änderungsrate der Kapazität wurde ein als Probe verwendeter keramischer Mehrschicht-Kondensator durch die Schritte des Zugebens von 20 Gewichtsteilen eines Acrylharzes als Bindemittel und 3 Gewichtsteilen von Methylethylketon als organisches Lösungsmittel auf 100 Gewichtsteile der Glaskeramikzusammensetzung jeder in Tabelle 2 gezeigten Probe zum Bilden eines Schlickers, des Ausbildens dieses Schlickers zu Folien durch ein Rakelverfahren und des Druckens einer leitenden Cu-Paste auf die Folien zum Bilden von Innenelektroden gefolgt durch Laminieren, Verpressen und Brennen gebildet. Der Abstand zwischen den Innenelektroden dieses keramischen Mehrschicht-Kondensators wurde auf 13 μm festgelegt. Als Nächstes wurde dieser keramische Mehrschicht-Kondensator jeder Probe 100 Stunden lang einem Belastungstest unter Bedingungen bei einer Temperatur von 121°C, einer relativen Feuchte von 100%, 0,2 MPa und einer angelegten Gleichspannung von 200 Volt unterzogen.
  • Ferner wurde nach diesem Belastungstest die Isolierfestigkeit gemessen, und als die Isolierfestigkeit bezüglich log IR bei 11 oder mehr lag, wurde die Isolierzuverlässigkeit als gut betrachtet und wurde in Tabelle 3 durch „O” wiedergegeben. Wenn ferner die Isolierfestigkeit bezüglich log IR bei unter 11 lag, wurde die Isolierzuverlässigkeit als nicht gut betrachtet und wurde in Tabelle 3 durch „x” wiedergegeben.
  • Ferner wurde bezüglich der Änderungsrate der Kapazität ein Belastungstest an dem keramischen Mehrschicht-Kondensator durchgeführt, der zur Beurteilung der vorstehenden Isolierzuverlässigkeit unter den gleichen Bedingungen wie vorstehend beschrieben gebildet wurde, und es wurden durch ein LCR-Messgerät die Kapazitäten vor und nach dem Test gemessen. Wenn die Kapazität vor dem Test durch C0 wiedergegeben ist und die Kapazität nach dem Test durch C1 wiedergegeben ist, wird die Änderungsrate der Kapazität durch die folgende Gleichung erhalten. Die Änderungsrate der Kapazität (%) = {(C1 – C0)/C0} × 100
  • Zur Messung der Biegefestigkeit wurde ein durch Verpressen gebildeter Körper mit einer Abmessung von 0,8 mm × 40 mm × 6 mm durch die Schritte des Zugebens von 20 Gewichtsteilen eines Acrylharzes als Bindemittel und 3 Gewichtsteilen Methylethylketon als organisches Lösungsmittel auf 100 Gewichtsteile der Glaskeramikzusammensetzung jeder in Tabelle 2 gezeigten Probe zum Bilden eines Schlickers, des Ausbildens dieses Schlickers zu Folien durch ein Rakelverfahren, des Laminierens der so gebildeten Folien aneinander und dann des Ausführens eines Verpressens derselben gebildet. Als Nächstes wurde dieser verpresste Körper bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger gebrannt, so dass ein Keramiksubstrat erhalten wurde. Anschließend wurde an diesem Keramiksubstrat ein Dreipunkt-Biegetest durchgeführt, so dass die Biegefestigkeit gemessen wurde. Tabelle 3
    PROBE NR. εr Qf [GHz] τf [ppm°C–1] ISOLIERZUVERLÄSSGKEIT ÄNDERUNGSRATE DER KAPAZITÄT [%] BIEGEFESTIGKEIT [MPa]
    1 NICHT GESINTERT - - - -
    2 8,7 12000 8,3 O 0,26 312
    3 8,8 10000 –5,8 O 0,15 331
    4* 8,8 6000 –5,8 x 1,20 330
    5* 9,2 9000 1,2 O 0,16 318
    6 9,2 15000 1,6 O 0,16 316
    7 8,8 23000 3,1 O 0,05 312
    8 8,9 21000 2,8 O 0,03 310
    9 8,8 22000 2,9 O 0,05 312
    10 8,8 22000 3 O 0,04 315
    11 8,7 20000 4,2 O 0,20 308
    12 8,8 10000 –4,5 O 0,24 328
    13* 8,8 7000 –4,8 x 0,40 330
    14 8,8 15000 –4,1 O 0,28 319
    15 8,7 12000 6,3 O 0,30 302
    16* NICHT GESINTERT - -
    17* 8,8 8000 0,6 O 0,03 317
    18 8,8 13000 0,3 O 0,01 320
    19 8,6 11000 2,5 O 0,25 316
    20* 8,6 8000 1,8 x 0,35 317
    21* NICHT GESINTERT
    22 8,9 20000 12,5 O 0,06 321
    23 8,8 22000 8,6 O 0,04 314
    24* 8,8 8000 10,4 O 0,16 316
    25 8,8 12000 7,8 O 0,12 321
    26 8,8 24000 5,4 O 0,02 317
    27* 8,7 9000 9,4 O 0,09 320
    28 8,7 15000 8,2 O 0,07 325
    29 8,9 26000 3,1 O 0,02 320
    30* NICHT GESINTERT
    31 8,9 32000 –5,8 O 0,02 331
    32 8,7 11000 8,3 O 0,30 302
    33* 8,7 6000 12,4 O 0,60 220
    34 8,6 33000 –4 O –0,02 310
    35 8,7 32000 –3 O –0,01 322
    36 9,8 12000 26 O 0,25 328
    37* 11,6 8000 46,2 O 0,48 280
    38 8,8 32000 –27 O 0,00 319
    39 8,8 30000 –10,3 O 0,00 315
    40 8,7 18000 29 O 0,30 322
    41* 8,7 18000 35 O 0,60 320
    42* 8,1 36000 0 O 0,60 330
    43 8,1 34000 0 O 0,30 325
    44 8,8 30000 0,1 O 0,00 318
    45 9,7 20000 0,2 O –0,20 304
    46* 10,2 20000 0,2 O –0,40 301
    47* 8,4 34000 –1,3 O 0,02 177
    48* 8,4 32000 –0,7 O 0,02 198
    49 8,5 31000 –0,4 O 0,01 300
    50 8,8 30000 0,1 O 0,00 320
    51 9,2 25000 1,5 O –0,03 346
    52 9,8 20000 4,5 O –0,10 322
    53* 10,1 18000 6 O –0,15 310
    54* 8,8 33000 –34 O 0,01 318
  • In Tabelle 3 sind Proben Nr. außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung ebenfalls mit * versehen.
  • Wie aus der Spalte „Art” von Borsilikatglas in Tabelle 2 ersichtlich ist, umfassen die Proben im Bereich der vorliegenden Erfindung, die in Tabelle 2 und 3 gezeigt sind, das Borsilikatglaspulver in dem Bereich der vorliegenden Erfindung, das in Tabelle 1 gezeigt ist. Wie aus Tabelle 2 ersichtlich ist, enthalten die Proben innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung weiterhin jeweils vorbestimmte Mengen eines Mg2SiO4-Pulvers als erstes Keramikpulver, mindestens eines Pulvers aus SrTiO3 und TiO2 als zweites Keramikpulver, eines BaZrO3-Pulvers als drittes Keramikpulver und eines SrZrO3-Pulvers als viertes Keramikpulver. Dadurch konnte Brennen bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger ausgeführt werden, die Isolierzuverlässigkeit war ausgezeichnet, die Änderung der Kapazität war klein, es wurde ein hoher Qf-Wert gezeigt, es wurde ein stabiles τf gezeigt und es wurde eine hohe Biegefestigkeit gezeigt.
  • Da andererseits der Anteil an Li2O des in Tabelle 1 gezeigten Glases G1 unter 3 Gewichtsprozent lag, wurde die Probe 1 in Tabelle 2 und 3, die das vorstehende Glas verwendete, nicht bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger gesintert. Da ferner der Anteil an Li2O von Glas G4 bei über 15 Gewichtsprozent lag, wurde gemäß Probe 4, die das vorstehende Glas verwendete, der Qf-Wert gesenkt und die Isolierzuverlässigkeit wurde ebenfalls verschlechtert.
  • Da der Anteil an MgO von Glas G5 unter 20 Gewichtsprozent lag, wurde gemäß Probe 5, die das vorstehende Glas verwendete, der Qf-Wert gesenkt. Der Anteil an MgO von Glas 11 lag dagegen bei über 50 Gewichtsprozent. Also ein Phänomen, bei dem das Glas teilweise kristallisiert wird, das heißt Entglasung eintrat.
  • Der Anteil an B2O3 von Glas 12 lag unter 15 Gewichtsprozent und somit trat Entglasung auf. Da dagegen der Anteil an B2O3 von Glas 15 bei über 30 Gewichtsprozent lag, wurde gemäß Probe 13, die das vorstehende Glas verwendete, der Qf-Wert gesenkt und die Isolierzuverlässigkeit ebenfalls verschlechtert.
  • Der Anteil an SiO2 von Glas 16 lag unter 10 Gewichtsprozent und somit trat Entglasung auf. Da dagegen der Anteil an SiO2 von Glas 19 bei über 35 Gewichtsprozent lag, wurde Probe 16, die das vorstehende Glas verwendete, nicht bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger gesintert.
  • Da der Anteil von ZnO von Glas 20 unter 6 Gewichtsprozent lag, war gemäß Probe 17, die das vorstehende Glas verwendete, der Qf-Wert niedrig. Da der Anteil an ZnO von Glas 23 dagegen bei über 20 Gewichtsprozent lag, war gemäß Probe 20, die das vorstehende Glas verwendete, der Qf-Wert niedrig und die Isolierzuverlässigkeit war ebenfalls verschlechtert.
  • Der Anteil an BaO von Glas 24 bei über 25 Gewichtsprozent lag, konnte gemäß Probe 21, die das vorstehende Glas verwendete, kein Sintern bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger ausgeführt werden.
  • Da der Anteil an CaO von Glas 27 bei über 15 Gewichtsprozent lag, war gemäß Probe 24, die das vorstehende Glas verwendete, der Qf-Wert niedrig.
  • Da dagegen der Anteil an SrO von Glas 30 bei über 25 Gewichtsprozent lag, wurde gemäß Probe 27, die das vorstehende Glas verwendete, der Qf-Wert gesenkt.
  • Auch wenn das Sintern ferner nicht durch die Zusammensetzung des in Tabelle 1 gezeigten Borsilikatglaspulvers beeinflusst wurde, da der Anteil des Borsilikatglaspulvers wie in Tabelle 2 gezeigt in Probe 30 unter 3 Gewichtsprozent lag, konnte es nicht bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger ausgeführt werden, wie in Tabelle 3 gezeigt ist. Da gemäß Probe 33 dagegen der Anteil des Borsilikatglaspulvers bei über 20 Gewichtsprozent lag, war der Qf-Wert niedrig.
  • Da gemäß Probe 37 der Anteil an TiO2 als zweites Keramikpulver bei über 10 Gewichtsprozent lag, war die relative Dielektrizitätskonstante (εr) hoch, der Qf-Wert war niedrig, der Temperaturkoeffizient (τf) der Resonanzfrequenz war groß und die Änderung der Kapazität war groß.
  • Da gemäß Probe 41 der Anteil an SrTiO3 als zweites Keramikpulver bei über 13 Gewichtsprozent lag, war der Temperaturkoeffizient (τf) der Resonanzfrequenz groß und die Änderung der Kapazität war ebenfalls groß.
  • Da ferner gemäß Probe 54 sowohl TiO2 als auch SrTiO3 als zweites Keramikpulver nicht zugegeben wurden, war der Temperaturkoeffizient (τf) der Resonanzfrequenz groß.
  • Da gemäß Probe 42 der Anteil an BaZrO3 als drittes Keramikpulver unter 2 Gewichtsprozent lag, insbesondere da BaZrO3 nicht zugegeben wurde, war die Änderung der Kapazität war groß. Da dagegen gemäß Probe 46 der Anteil an BaZrO3 bei über 20 Gewichtsprozent lag, war die relative Dielektrizitätskonstante (εr) hoch und die Änderung der Kapazität war groß.
  • Da gemäß Probe 47 SrZrO3 als viertes Keramikpulver nicht zugegeben wurde, war die Biegefestigkeit niedrig. Gemäß Probe 48 wurde ferner SrZrO3 so zugegeben, dass der Anteil desselben nicht über 2 Gewichtsprozent lag, die Biegefestigkeit war niedrig. Da gemäß Probe 53 dagegen der Anteil an SrZrO3 bei über 20 Gewichtsprozent lag, war die relative Dielektrizitätskonstante (εr) hoch.
  • [Experimentelles Beispiel 2]
  • Das experimentelle Beispiel 2 wurde ausgeführt, um die Überlegenheit von SrZrO3 zu bestätigen, das das vierte Keramikpulver bildete. Insbesondere wurde in dem experimentellen Beispiel 2 die in dem experimentellen Beispiel 1 gebildete Probe 44 als Probe in dem erfindungsgemäßen Bereich verwendet, und durch Verwenden dieser Probe als Bezugswert wurde die Überlegenheit von SrZrO3 bestätigt. Somit wurde als viertes Keramikpulver neben einem SrZrO3-Pulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 0,5 μm auch ein Al2O3-Pulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 0,5 μm erzeugt.
  • Zum Erhalten einer Glaskeramikzusammensetzung jeder Probe gemäß Tabelle 4 durch Verwenden des in Tabelle 1 gezeigten Glases G33 wurden als Nächstes das erste Keramikpulver, das Borsilikatglaspulver, das zweite Keramikpulver, das dritte Keramikpulver und das vierte Keramikpulver miteinander vermischt. Tabelle 4
    PROBE NR. MENGE ERSTER KERAMIK (Mg2SiO4) (GEW.-PROZ.) GLAS ZWEITE KERAMIK MENGE DRITTER KERAMIK (BaZrO3) (GEW.-PROZ.) VIERTE KERAMIK
    ART MENGE (GEW.-PROZ.) SrTiO3 MENGE (GEW.-PROZ.) TiO2 MENGE (GEW.-PROZ.) ART (GEW.-PROZ.) MENGE (GEW.-PROZ.)
    44 69,0 G33 10,0 5,0 1,0 10,0 SrZrO3 5,0
    61 69,0 G33 10,0 5,0 1,0 10,0 Al2O3 5,0
    62 64,0 G33 10,0 5,0 1,0 10,0 Al2O3 10,0
  • In Tabelle 4 und 5 wird die in Tabelle 2 und 3 gezeigte Probe 44 erneut als Bezugswert gezeigt. Ferner verwendeten die mit * versehenen Proben 61 und 62 das Al2O3-Pulver als viertes Keramikpulver, und die Glaskeramikzusammensetzungen derselben lagen außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs.
  • Als Nächstes wurden wie in dem experimentellen Beispiel 1 die relative Dielektrizitätskonstante (εr), der Qf-Wert, der Temperaturkoeffizient (τf) der Resonanzfrequenz, die Isolierzuverlässigkeit, die Änderungsrate der Kapazität und die Biegefestigkeit der Glaskeramikzusammensetzung jeder in Tabelle 4 gezeigten Probe beurteilt. Die Ergebnisse werden in Tabelle 5 gezeigt. Tabelle 5
    PROBE NR. εr Qf [GHz] τf [ppm·°C–1] ISOLIERZUVERLÄSSIGKEIT ÄNDERUNGSRATE DER KAPAZITÄT [%] BIEGEFESTIGKEIT [MPa]
    44 8,8 30000 0,1 O 0,00 318
    61 8,3 23000 –1,5 x 0,63 310
    62 8,4 20000 –2,1 x 1,22 315
  • Wie in Tabelle 5 gezeigt konnte gemäß Probe 44 innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung, wobei das SrZrO3-Pulver als viertes Keramikpulver verwendet wurde, Brennen bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger durchgeführt werden, die Isolierzuverlässigkeit war ausgezeichnet, die Änderung der Kapazität war klein (Änderungsrate der Kapazität: 0,3% oder weniger), es wurde ein hoher Qf-Wert gezeigt (Qf ≥ 10.000 GHz), ein stabiles τff ≤ ±30 ppm/°C) wurde gezeigt und es wurde auch eine hohe Biegefestigkeit gezeigt.
  • Gemäß den Proben 61 und 62 dagegen, bei denen das Al2O3-Pulver als viertes Keramikpulver verwendet wurde, war die Isolierzuverlässigkeit schlecht, wenngleich eine relativ hohe Biegefestigkeit gezeigt wurde. Man nimmt an, dass der Grund dafür darin liegt, dass im Fall von Al2O3 ein Glas mit schlechter Zuverlässigkeit ausgebildet wird, da der Großteil von Al2O3 mit dem Glas reagiert und sich darin auflöst.
  • Im Fall von SrZrO3 wie in der vorstehend beschriebenen Probe 44 wird eine feste Lösung (Ba, Sr)ZrO3 in Kombination mit BaZrO3, das als Füllstoff enthalten ist, gebildet und kann in einer Keramik stabil vorhanden sein. Somit glaubt man, dass die mechanische Festigkeit verbessert werden kann, während elektrische Eigenschaften, die im Wesentlichen denen einer Probe entsprechen (beispielsweise Probe 47 in dem experimentellen Beispiel 1), bei der kein SrZrO3 zugegeben wird, beibehalten werden.
  • [Experimentelles Beispiel 3]
  • Wenn das mehrschichtige Keramiksubstrat 2 des in 1 und 2 gezeigten keramischen Mehrschicht-Moduls 1 hergestellt wird, werden Eigenschaften gemeinsamen Sinterns der Glaskeramikschichten 3 mit einer niedrigen Dielektrizitätskonstante, die durch Verwenden der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung gebildet werden, und der hochdielektrischen Keramikschichten 4, die durch Verwenden einer hochdielektrischen Keramikzusammensetzung gebildet werden, ein wichtiges Thema, und in dem experimentellen Beispiel 3 wurden die vorstehend beschriebenen Eigenschaften gemeinsamen Sinterns untersucht.
  • Als hochdielektrische Keramikzusammensetzung für hochdielektrische Keramikschichten wurden die Glassorten G101, G102 und G103 mit den in Tabelle 6 gezeigten Zusammensetzungen erzeugt. Ferner wurden Keramikpulver, die in der Spalte Keramik” in Tabelle 7 gezeigt sind, erzeugt. Tabelle 6
    GLASMARKE SiO2 [GEW.-PROZ.] B2O3 [GEW.-PROZ.] RO [GEW.-PROZ.] Li2O [GEW.-PROZ.] ZnO [GEW.-PROZ.]
    MgO CaO SrO BaO
    G101 25,0 20,0 25,0 10,0 5,0 0 5,0 10,0
    G102 25,0 20,0 25,0 0 15,0 0 5,0 10,0
    G103 25,0 20,0 25,0 0 5,0 10,0 5,0 10,0
    Tabelle 7
    PROBE NR. KERAMIK GLAS
    ART MENGE (GEW.-PROZ.) ART MENGE (GEW.-PROZ.)
    101 CaZrO3 95,0 G101 5,0
    102 SrZrO3 95,0 G102 5,0
    103 BaZrO3 95,0 G103 5,0
    104 0,15BaO-0,60TiO2-0,25NdO3/2 90,0 G103 10,0
    105 0,156aO-0,60TiO2-0,25SmO3/2 90,0 G103 10,0
    106 0,15BaO-0,60TiO2-0,25LaO3/2 90,0 G103 10,0
  • Als Nächstes wurden gemäß der Zusammensetzung und dem Mischverhältnis, die in Tabelle 7 gezeigt sind, das Keramikpulver und das Glaspulver miteinander vermischt, so dass Glaskeramikzusammensetzungen (nachstehend jeweils als „zweite Glaskeramik” bezeichnet) mit einer hohen Dielektrizitätskonstante der Proben 101 bis 106 erhalten wurden.
  • Wie in Tabelle 8 gezeigt wurde als Nächstes die Glaskeramikzusammensetzung (nachstehend als „erste Glaskeramik” bezeichnet) von Probe 50, die in dem experimentellen Beispiel 1 gebildet wurde, als erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung mit einer niedrigen Dielektrizitätskonstante verwendet, und die zweite Glaskeramik jeder der Proben 101 bis 106 wurde kombiniert mit der vorstehenden Glaskeramikzusammensetzung verwendet, so dass die Eigenschaften gemeinsamen Sinterns der ersten Glaskeramik und der zweiten Glaskeramik beurteilt wurden.
  • Insbesondere wurde drei Glaskeramikschichten mit jeweils einer Dicke von 50 μm und aus der ersten Glaskeramik gebildet sowohl auf die obere als auch untere Fläche eines Laminats laminiert, das durch Laminieren von fünf Glaskeramikschichten mit jeweils einer Dicke von 50 μm und aus der zweiten Glaskeramik gebildet ausgebildet war, gefolgt von Verpressen, so dass ein Verbundlaminat gebildet wurde. Anschließend wurde dieses Verbundlaminat gebrannt und es wurden zwei Arten von gemeinsam gesinterten Körpern mit einer Größe von 10 mm im Quadrat und einer Größe von 100 mm im Quadrat erhalten. Nachdem ein mittlerer Querschnitt jeder Probe Polieren unterzogen wurde und dann mit einem Metallmikroskop untersucht wurde, wurden als Nächstes die Fehler (Poren, Risse und Abblättern) beurteilt. In Tabelle 8 wird die Erzeugung von Fehlern durch „x” gezeigt und kein Erzeugen von Fehlern wird durch „O” gezeigt. Tabelle 8
    PROBE NR. PROBE NR. AUS ERSTER GLASKERAMIK PROBE NR AUS ZWEITERGLASKERAMIK EIGENSCHAFTEN GEMEINSAMEN SINTERNS
    10 mm☐ 10 mm☐
    201 50 101 O O
    202 50 102 O O
    203 50 103 O O
    204 50 104 O x
    205 50 105 O x
    206 50 106 O x
  • Solange ein gemeinsam gesinterter Körper mit einer Größe von 10 mm im Quadrat erhalten werden sollte, wurden wie aus Tabelle 8 ersichtlich durch Verwenden von beliebigen zweiten Glaskeramiken der Proben 101 bis 106, die jeweils die in Tabelle 7 gezeigte Zusammensetzung hatten, ausgezeichnete Eigenschaften gemeinsamen Sinterns bei der ersten erfindungsgemäßen Glaskeramik gezeigt.
  • Wenn insbesondere bei den in Tabelle 7 gezeigten Proben 101 bis 103 die in der zweiten Glaskeramik enthaltene Keramik eine Zirkonatkeramik war, wurden, selbst wenn ein gemeinsam gesinterter Körper mit einer Größe von 100 mm im Quadrat erhalten werden sollte, ausgezeichnete Eigenschaften gemeinsamen Sinterns bei der ersten erfindungsgemäßen Glaskeramik gezeigt.

Claims (3)

  1. Glaskeramikzusammensetzung, welche umfasst: ein erstes Keramikpulver, das Forsterit als Hauptbestandteil enthält; ein zweites Keramikpulver, das ein Keramikpulver, das Strontiumtitanat als Hauptbestandteil enthält, und/oder ein Keramikpulver, das Titanoxid als Hauptbestandteil enthält, umfasst; ein drittes Keramikpulver, das BaZrO3 als Hauptbestandteil enthält; ein viertes Keramikpulver, das SrZrO3 als Hauptbestandteil enthält; und ein Borsilikatglas, das 3 bis 15 Gewichtsprozent Lithium in Form von Li2O, 20 bis 50 Gewichtsprozent Magnesium in Form von MgO, 15 bis 30 Gewichtsprozent Bor in Form von B2O3, 10 bis 35 Gewichtsprozent Silizium in Form von SiO2 und 6 bis 20 Gewichtsprozent Zink in Form von ZnO enthält und auch mindestens einen Zusatzbestandteil gewählt aus der Gruppe bestehend aus Calciumoxid Bariumoxid und Strontiumoxid enthält, wobei, wenn der Anteil des in dem Borsilikatglaspulver enthaltenen Zusatzbestandteils durch das darin eingenommene Verhältnis wiedergegeben wird, der untere Grenzwert des Anteils des Zusatzbestandteils insgesamt 5 Gewichtsprozent beträgt, wenn Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid in Form von CaO, BaO bzw. SrO berechnet werden, und als oberer Grenzwert des Anteils des Zusatzbestandteils der Anteil an Calciumoxid 15 Gewichtsprozent in Form von CaO beträgt, der Anteil an Bariumoxid 25 Gewichtsprozent in Form von BaO beträgt und der Anteil an Strontiumoxid 25 Gewichtsprozent in Form von SrO beträgt, wobei das erste Keramikpulver in einer Menge von 54 bis 77 Gewichtsprozent enthalten ist, wobei, wenn das zweite Keramikpulver das Strontiumtitanat als Hauptbestandteil enthaltende Keramikpulver umfasst, der Anteil an Strontiumtitanat in dem Bereich von 3 bis 13 Gewichtsprozent in Form von SrTiO3 liegt, und, wenn das zweite Keramikpulver das Titanoxid als Hauptbestandteil enthaltende Keramikpulver umfasst, der Anteil an Titanoxid in dem Bereich von 0,3 bis 10 Gewichtsprozent in Form von TiO2 liegt, wobei das dritte Keramikpulver in einer Menge von 2 bis 20 Gewichtsprozent enthalten ist, wobei das vierte Keramikpulver in einer Menge von über 2 bis 20 Gewichtsprozent enthalten ist und wobei das Borsilikatglaspulver in einer Menge von 3 bis 20 Gewichtsprozent enthalten ist.
  2. Glaskeramik-Sinterkörper, der durch einen folgende Schritte umfassenden Prozess erhalten ist: Ausbilden der Glaskeramikzusammensetzung nach Anspruch 1 zu einer vorbestimmten Form; und Ausführen von Brennen bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger.
  3. Keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil, welches umfasst: aneinander laminierte Glaskeramikschichten; und den Glaskeramikschichten zugeordnet vorgesehene Drahtleiter, wobei die Glaskeramikschichten jeweils aus dem Glaskeramik-Sinterkörper nach Anspruch 2 gebildet sind und die Drahtleiter Kupfer oder Silber als Hauptbestandteil enthalten.
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Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5040918B2 (ja) * 2006-08-09 2012-10-03 株式会社村田製作所 ガラスセラミック組成物、ガラスセラミック焼結体および積層セラミック電子部品
US9427596B2 (en) 2013-01-16 2016-08-30 Greatbatch Ltd. Low impedance oxide resistant grounded capacitor for an AIMD
US9463329B2 (en) 2008-03-20 2016-10-11 Greatbatch Ltd. Shielded three-terminal flat-through EMI/energy dissipating filter with co-fired hermetically sealed feedthrough
US10350421B2 (en) 2013-06-30 2019-07-16 Greatbatch Ltd. Metallurgically bonded gold pocket pad for grounding an EMI filter to a hermetic terminal for an active implantable medical device
US10596369B2 (en) 2011-03-01 2020-03-24 Greatbatch Ltd. Low equivalent series resistance RF filter for an active implantable medical device
JP2011517970A (ja) 2008-03-20 2011-06-23 グレイトバッチ リミテッドGreatbatch Ltd. シールドされた3端子フラットスルー・emi/エネルギー散逸フィルタ
US10080889B2 (en) 2009-03-19 2018-09-25 Greatbatch Ltd. Low inductance and low resistance hermetically sealed filtered feedthrough for an AIMD
US9931514B2 (en) 2013-06-30 2018-04-03 Greatbatch Ltd. Low impedance oxide resistant grounded capacitor for an AIMD
USRE46699E1 (en) 2013-01-16 2018-02-06 Greatbatch Ltd. Low impedance oxide resistant grounded capacitor for an AIMD
US8575052B2 (en) * 2010-06-30 2013-11-05 Tdk Corporation Dielectric ceramic, method for producing dielectric ceramic, and electronic component
WO2012105436A1 (ja) 2011-02-03 2012-08-09 株式会社 村田製作所 半導体セラミックとその製造方法、及びバリスタ機能付き積層型半導体セラミックコンデンサとその製造方法
US10912945B2 (en) 2018-03-22 2021-02-09 Greatbatch Ltd. Hermetic terminal for an active implantable medical device having a feedthrough capacitor partially overhanging a ferrule for high effective capacitance area
US10905888B2 (en) 2018-03-22 2021-02-02 Greatbatch Ltd. Electrical connection for an AIMD EMI filter utilizing an anisotropic conductive layer
US9504843B2 (en) 2011-08-19 2016-11-29 Greatbach Ltd. Implantable cardioverter defibrillator designed for use in a magnetic resonance imaging environment
US20130046354A1 (en) 2011-08-19 2013-02-21 Greatbatch Ltd. Implantable cardioverter defibrillator designed for use in a magnetic resonance imaging environment
US9093974B2 (en) 2012-09-05 2015-07-28 Avx Corporation Electromagnetic interference filter for implanted electronics
WO2014183148A1 (en) * 2013-05-14 2014-11-20 The University Of Sydney A bioactive material and method of forming same
KR101622167B1 (ko) * 2015-03-12 2016-05-18 목포해양대학교 산학협력단 전자 부품 패키징 장치
US10272252B2 (en) 2016-11-08 2019-04-30 Greatbatch Ltd. Hermetic terminal for an AIMD having a composite brazed conductive lead
US10249415B2 (en) 2017-01-06 2019-04-02 Greatbatch Ltd. Process for manufacturing a leadless feedthrough for an active implantable medical device

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE112007001868T5 (de) * 2006-08-09 2009-06-10 Murata Mfg. Co., Ltd., Nagaokakyo-shi Glaskeramikzusammensetzung, gesinterter Glaskeramikkörper und elektronische Komponente aus monolithischer Keramik

Family Cites Families (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE69107101T2 (de) * 1990-02-06 1995-05-24 Semiconductor Energy Lab Verfahren zum Herstellen eines Oxydfilms.
DE69635107D1 (de) * 1995-08-03 2005-09-29 Koninkl Philips Electronics Nv Halbleiteranordnung mit einem transparenten schaltungselement
US5847410A (en) * 1995-11-24 1998-12-08 Semiconductor Energy Laboratory Co. Semiconductor electro-optical device
JPH11228222A (ja) * 1997-12-11 1999-08-24 Murata Mfg Co Ltd 誘電体磁器組成物及びそれを用いたセラミック電子部品
JPH11310455A (ja) 1998-02-27 1999-11-09 Murata Mfg Co Ltd 誘電体磁器組成物およびそれを用いたセラミック電子部品
JP3276930B2 (ja) * 1998-11-17 2002-04-22 科学技術振興事業団 トランジスタ及び半導体装置
JP3865970B2 (ja) 1999-06-03 2007-01-10 日本特殊陶業株式会社 磁器組成物
JP3918372B2 (ja) * 1999-07-26 2007-05-23 株式会社村田製作所 誘電体セラミック組成物、および積層セラミックコンデンサ
JP3678072B2 (ja) 1999-09-07 2005-08-03 株式会社村田製作所 誘電体セラミック組成物及び積層セラミック部品
JP3680765B2 (ja) 2000-07-21 2005-08-10 株式会社村田製作所 誘電体磁器組成物
JP4090716B2 (ja) * 2001-09-10 2008-05-28 シャープ株式会社 薄膜トランジスタおよびマトリクス表示装置
WO2003040441A1 (en) * 2001-11-05 2003-05-15 Japan Science And Technology Agency Natural superlattice homologous single crystal thin film, method for preparation thereof, and device using said single crystal thin film
JP3933591B2 (ja) * 2002-03-26 2007-06-20 三菱重工業株式会社 有機エレクトロルミネッセント素子
JP4108633B2 (ja) * 2003-06-20 2008-06-25 シャープ株式会社 薄膜トランジスタおよびその製造方法ならびに電子デバイス
US7417001B2 (en) * 2004-03-01 2008-08-26 Murata Manufacturing Co., Ltd Glass ceramic composition, glass-ceramic sintered body, and monolithic ceramic electronic component
WO2005082806A1 (ja) 2004-03-01 2005-09-09 Murata Manufacturing Co., Ltd. 絶縁体セラミック組成物、絶縁性セラミック焼結体および積層型セラミック電子部品
US7368408B2 (en) * 2004-03-01 2008-05-06 Murata Manufacturing Co., Ltd. Glass-ceramic composition, glass-ceramic sintered body, and monolithic ceramic electronic component
US7439202B2 (en) * 2004-03-01 2008-10-21 Murata Manufacturing Co., Ltd. Glass ceramic composition, glass-ceramic sintered body, and monolithic ceramic electronic component
EP1998373A3 (de) * 2005-09-29 2012-10-31 Semiconductor Energy Laboratory Co, Ltd. Halbleitervorrichtung mit Halbleiter-Oxidschicht und Herstellungsverfahren dafür
JP4984850B2 (ja) * 2005-12-21 2012-07-25 株式会社村田製作所 ガラスセラミック組成物
JP5076907B2 (ja) * 2005-12-27 2012-11-21 株式会社村田製作所 フォルステライト粉末の製造方法、フォルステライト粉末、フォルステライト焼結体、絶縁体セラミック組成物、および積層セラミック電子部品
JP4977478B2 (ja) * 2006-01-21 2012-07-18 三星電子株式会社Samsung Electronics Co.,Ltd. ZnOフィルム及びこれを用いたTFTの製造方法
US7576394B2 (en) * 2006-02-02 2009-08-18 Kochi Industrial Promotion Center Thin film transistor including low resistance conductive thin films and manufacturing method thereof
JP5110803B2 (ja) * 2006-03-17 2012-12-26 キヤノン株式会社 酸化物膜をチャネルに用いた電界効果型トランジスタ及びその製造方法
JP2007302541A (ja) * 2006-05-15 2007-11-22 Asahi Glass Co Ltd 積層誘電体および層状誘電体の製造方法
JP5003683B2 (ja) * 2006-08-09 2012-08-15 株式会社村田製作所 ガラスセラミック組成物、ガラスセラミック焼結体および積層セラミック電子部品
US7772021B2 (en) * 2006-11-29 2010-08-10 Samsung Electronics Co., Ltd. Flat panel displays comprising a thin-film transistor having a semiconductive oxide in its channel and methods of fabricating the same for use in flat panel displays
KR100858088B1 (ko) * 2007-02-28 2008-09-10 삼성전자주식회사 박막 트랜지스터 및 그 제조 방법
KR101345376B1 (ko) * 2007-05-29 2013-12-24 삼성전자주식회사 ZnO 계 박막 트랜지스터 및 그 제조방법
TWI597850B (zh) * 2008-07-31 2017-09-01 半導體能源研究所股份有限公司 半導體裝置的製造方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE112007001868T5 (de) * 2006-08-09 2009-06-10 Murata Mfg. Co., Ltd., Nagaokakyo-shi Glaskeramikzusammensetzung, gesinterter Glaskeramikkörper und elektronische Komponente aus monolithischer Keramik

Also Published As

Publication number Publication date
US20100046137A1 (en) 2010-02-25
US8199455B2 (en) 2012-06-12
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DE112009000012T5 (de) 2012-01-05
JPWO2009113475A1 (ja) 2011-07-21
JP5343853B2 (ja) 2013-11-13

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