DE3701973C2 - - Google Patents

Description

Die Erfindung betrifft eine Sinterglaskeramik, die aus wenigstens SiO₂, Al₂O₃, MgO und B₂O₃ besteht und α-Cordierit als primäre kristalline Phase aufweist, sowie ein Verfahren zu ihrer Herstellung und ihre Verwendung.

Mit zunehmender Miniaturisierung und höheren Anforderungen an die Zuverlässigkeit von mehrschichtigen Verdrahtungssubstraten, auf denen zahlreiche Bauelemente, einschließlich hochintegrierter Schaltungen, aufgebaut werden, stellt man die mehrschichtigen Verdrahtungssubstrate in zunehmendem Maße aus Keramikmaterial her. Bei der Herstellung derartiger mehrschichtiger Verdrahtungssubstrate wird ein Leiterbahnmuster aus Mo, W oder dergleichen Metall mit hohem Schmelzpunkt anfangs durch eine Druck-Formtechnik in Form einer Rohplatte aus Aluminiumoxid als Hauptkomponente durch eine bekannte Dickfilmtechnik hergestellt, und mehrere dieser Rohplatten werden dann aufeinandergestapelt und zu einer mehrschichtigen Rohverbundplatte zusammengefügt. Diese Rohverbundplatte wird anschließend in einer nichtoxidierenden Atmosphäre bei einer hohen Temperatur von etwa 1500 bis 1600°C gesintert.

Derartige mehrschichtige Verdrahtungssubstrate mit Aluminiumoxid als Hauptkomponente sind aber ungeeignet für die Hochgeschwindigkeits- Signalverarbeitung, da die relativ hohe Dielektrizitätskonstante des Aluminiumoxids und die relativ hochohmigen sehr dünnen Leiterbahnen aus einem Metall mit hohem Schmelzpunkt die Übertragungszeit der über das Leiterbahnmuster laufenden Signale verlängern. Das einen relativ hohen Schmelzpunkt und einen hohen elektrischen Widerstand aufweisende Metall kann zwar durch Metalle mit niedrigem Widerstand wie Gold, Silber, Ag-Pd, Kupfer oder dergleichen bei der Bildung des Leiterbahnmusters ersetzt werden; da aber derartige Metalle im allgemeinen einen Schmelzpunkt aufweisen, der bei etwa 1000°C oder niedriger liegt, also sehr viel niedriger als die Sintertemperatur des Aluminiumoxids, entsteht die Schwierigkeit, daß das so gebildete Leiterbahnmuster der Schrumpfung des Plattenrohmaterials während der Sinterung nicht folgen kann, wodurch Unterbrechungen des Leiterbahnmusters verursacht werden.

Bei Verwendung eines Metalls mit niedrigem elektrischem Widerstand zur Hochgeschwindigkeits-Signalverarbeitung kommt die Verwendung eines mehrschichtigen Verdrahtungssubstrats aus Sinterglaskeramik in Betracht, um die obengenannten Probleme zu vermeiden. Dieser Vorschlag ist beispielsweise in der US-PS 43 01 324 und in der US-PS 44 13 061 gemacht. Danach wird ein Rohmaterial verwendet, das 48 bis 55 Gew.-% SiO₂, 18 bis 26 Gew.-% Al₂O₃, 18 bis 25 Gew.-% MgO, eine geringe Menge eines Keimbildners, der aus ZnO, P₂O₅, TiO₂, SnO₂ und ZrO₂ ausgewählt ist, sowie 0 bis 3 Gew.-% B₂O₃ enthält. Dieses Rohmaterial wird bei einer Temperatur von 925 bis 1050°C gesintert, so daß mikrokristalline Netzgefüge aus α-Cordierit erzeugt werden, wobei in den Lücken des Netzgefüges Glas verbleibt, das mikrokristallinen Klinoenstatit enthält.

Bei dem Verfahren nach den genannten US-Patenten kann verhindert werden, daß Unterbrechungen im Leiterbahnmuster während des Sinterns der Rohplatte auftreten, da die Sintertemperatur auf weniger als 1000°C, beispielsweise 925°C, abgesenkt werden kann, so daß sie unterhalb des Schmelzpunktes des einen niedrigen elektrischen Widerstand aufweisenden Metalls liegt, der etwa 1000°C beträgt. Im Interesse einer guten Herstellungsausbeute bei mehrschichtigen Verdrahtungssubstraten ist jedoch eine noch niedrigere Sintertemperatur wünschenswert. Die Rohplatte soll ihren Schrumpfprozeß bei einer möglichst niedrigen Temperatur beginnen, so daß die Schrumpfung möglichst mit der des verwendeten Metalls übereinstimmt, dessen Schrumpfungsprozeß bereits bei etwa 400°C beginnt. Bei dem genannten Verfahren besteht jedoch noch die Schwierigkeit, daß der Schrumpfungsprozeß der Rohplatte nicht bereits bei einer ausreichend niedrigen Temperatur beginnt. Wenn ferner die Rohplatten verwendet werden, um ein mehrschichtiges Verdrahtungssubstrat herzustellen, so werden oftmals Widerstände an den Rohplatten befestigt. Man strebt dann an, die Sintertemperatur der Rohplatte passend zu der des Widerstandes zu wählen, damit der Widerstand gleichzeitig mit den Leiterbahnen auf der Rohplatte geformt werden kann. Als Widerstände sind solche der RuO₂-Reihe besonders zuverlässig, jedoch liegt ihre Sintertemperatur optimal im Bereich von 850 bis 900°C. Die Sintertemperatur der Rohplatte wird daher unter 900°C abgesenkt und liegt vorzugsweise im Bereich von 850 bis 900°C. Es ist ersichtlich, daß durch möglichst gut zueinander passende Anfangstemperaturen des Schrumpfprozesses bei Leiterbahnen, Widerständen und Rohplatten eine größere Freizügigkeit bei der Auslegung des Verdrahtungsmusters erreicht wird und eine größere Anzahl von Schichten in dem mehrschichtigen Verdrahtungssubstrat möglich ist.

Ein zusätzliches Problem, das bei dem obengenannten bekannten Verfahren auftritt, besteht darin, daß ein Schmelzen des Rohmaterials in einem Schmelztiegel bei etwa 1500°C erforderlich ist, so daß der Schmelztiegel aus Platin sein muß, so daß kostenaufwendige Herstellungseinrichtungen benötigt werden.

In der US-PS 45 40 671 ist ein Produkt aus gesintertem Glaspulver beschrieben, bei dem ein Rohmaterial verwendet wird, das aus 57 bis 63 Gew.-% SiO₂, 20 bis 28 Gew.-% Al₂O₃, 10 bis 18 Gew.-% MgO, 2 bis 6 Gew.-% ZnO und 0,6 bis 6 Gew.-% B₂O₃ und/oder P₂O₅ besteht. Dieses Rohmaterial wird bei einer Temperatur von 900 bis 1000°C gesintert, so daß darin mikrokristalliner Cordierit, eine Quarz-Festlösung und Restanteile von Glas entstehen. Das Rohmaterial wird bei einer Temperatur von 1400 bis 1500°C geschmolzen, wofür ein relativ einfacher Schmelztiegel aus Ton verwendet werden kann.

Da die Schmelztemperatur des Rohmaterials auf unter 1450°C eingestellt werden kann, können einfache Schmelztiegel verwendet werden, wodurch weniger aufwendige Herstellungsanlagen verwendbar sind. Bei diesem Verfahren tritt jedoch noch die Schwierigkeit auf, daß die Sintertemperatur des Keramik-Schichtsubstrats oberhalb 900°C liegt, so daß bei einem gleichzeitigen Sintern des Leiterbahnmusters aus einem Metall mit niedrigem Widerstand und des Widerstandsmusters mit den Rohplatten aus Glaspulver eine Ablösung, Verwerfung, Deformierung und dergleichen auftreten kann, so daß die Herstellungsausbeute gering ist und hoher Ausschuß anfällt.

Aus der US-PS 34 50 546 ist eine Sinterglaskeramik der eingangs genannten Gattung mit folgender Zusammensetzung bekannt: 48 bis 60 Gew.-% SiO₂, 23 bis 36 Gew.-% Al₂O₃, 12 bis 18 Gew.-% MgO sowie gegebenenfalls bis zu 5 Gew.-% mindestens eines der Oxide CaO, SrO, BaO, La₂O₃, PbO, P₂O₅, ZnO, B₂O₃. Dieses bekannte Keramikmaterial wird bei einer Temperatur zwischen 850 und 1000°C gesintert und danach auf Temperaturen zwischen etwa 1200 und 1425°C zum Zwecke einer gezielten Kristallisation ohne Zugabe dieser Keimbildner erhitzt. Der kristalline Anteil dieser Sinterglaskeramik soll möglichst ausschließlich aus α-Cordierit bestehen.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine Sinterglaskeramik mit homogener Verteilung zweier definierter Kristallphasen und ein Verfahren zu ihrer Herstellung zu schaffen, bei dem einerseits die Schmelztemperatur des Rohmaterials auf weniger als 1450°C eingestellt werden kann, so daß einfache und nur geringe Kosten verursachende Schmelztiegel verwendet werden können, und andererseits erreicht werden kann, daß ein Leiterbahnmuster aus einem Leitermaterial mit geringem elektrischem Widerstand, ein Widerstandsmuster und eine Rohplatte aus Glaspulver gleichzeitig gesintert werden können, und zwar unter möglichst geringer Ablösung, Verwerfung oder Deformierung der Leiterbahnen.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß gelöst durch die Sinterglaskeramik gemäß den Patentansprüchen 1 bis 4 sowie durch das Verfahren zu ihrer Herstellung gemäß den Patentansprüchen 5 bis 7.

Die erfindungsgemäße Sinterglaskeramik ist besonders geeignet zur Herstellung von Isolierstoffen, die bei mehrschichtigen Verdrahtungssubstanzen verwendet werden können, auf denen hochintegrierte Schaltungen aufgebaut werden, denn sie kann gemeinsam mit Metallen gesintert werden, die einen geringen elektrischen Widerstand aufweisen, beispielsweise Silber, Silber-Palladium, Gold und dergleichen.

Die Erfindung wird nachfolgend anhand der Erfindung weiter erläutert. In der Zeichnung ist

Fig. 1 eine Graphik, welche die Beziehung zwischen Temperatur und Schrumpfung des für die Leiterbahnen verwendeten, einen geringen elektrischen Widerstand aufweisenden Metalls wiedergibt, wobei die Kurve A für Gold und die Kurve B für eine Ag-Pd-Legierung (Ag: 80 Gew.-%, Pd: 20 Gew.-%) gilt, und

Fig. 2 eine Graphik, welche die Beziehung zwischen Temperatur und Schrumpfung bei der erfindungsgemäßen Sinterglaskeramik (Kurve C) und bei einer Vergleichskeramik (Kurve D) zeigt.

Unter einer erfindungsgemäßen Sinterglaskeramik ist ein Produkt zu verstehen, das neben Glas als nichtkristalliner Phase zwei kristalline Phasen enthält, die beim Sintern des Glaspulvers entstehen, nämlich α-Cordierit und Magnesium-Aluminium-Silikat (MgO · Al₂O₃ · 4 SiO₂).

In dem Produkt aus gesintertem Glaspulver gemäß der Erfindung wird ein Rohmaterial verwendet, das folgende Nennzusammensetzung aufweist:

48 Gew.-% ≦ SiO₂ ≦ 63 Gew.-%,
10 Gew.-% ≦ Al₂O₃ ≦ 25 Gew.-%,
10 Gew.-% ≦ MgO ≦ 25 Gew.-% und
 4 Gew.-% ≦ B₂O₃ ≦ 10 Gew.-%.

Die Grundidee besteht darin, die benötigte Sintertemperatur des Materials erheblich zu reduzieren. Das gesinterte Produkt wird erhalten, nachdem das Rohmaterial geschmolzen und eine Fritte gebildet wurde, die Fritte zu feinem Pulver zerkleinert wurde, dieses Pulver in eine vorbestimmte Gestalt geformt wurde, insbesondere in Blatt- oder Plattenform, und in dieser Gestalt die Sinterung vorgenommen wird.

Wenn die Bestandteile SiO₂, Al₂O₃, MgO und B₂O₃ in den oben angegebenen Bereichen liegen, beträgt die Sintertemperatur etwa 850°C und liegt auf jeden Fall niedriger als 900°C, wobei ein Produkt als unporöser kristalliner Körper erhalten wird. Der Glaskeramikkörper aus dem so gesinterten Glaspulver weist eine Mikrostruktur aus α-Cordierit als primärer kristalliner Phase und Magnesium-Aluminium-Silikat (MgO · Al₂O₃ · 4 SiO₂) als sekundärer kristalliner Phase auf, die homogen in der Struktur verteilt sind. Da die primäre kristalline Phase α-Cordierit ist, wird eine niedrige Dielektrizitätskonstante bei erhöhter mechanischer Festigkeit erreicht.

Bei der Bildung einer Fritte aus dem Rohmaterial wird durch die Einstellung der Zusammensetzung innerhalb der oben angegebenen Bereiche eine Schmelztemperatur von etwa 1400°C und jedenfalls weniger als 1450°C erreicht, so daß ein Schmelztiegel oder Schmelzofen aus Ton verwendet werden kann, wodurch die Herstellungskosten erheblich vermindert werden.

Für die Zusammensetzung des Rohmaterials mit den oben angegebenen Bereichen sprechen folgende Gründe: Wenn der SiO₂-Bestandteil 63 Gew.-% überschreitet, mangelt es dem Sinterprodukt an Dichte; wenn der Anteil unter 48 Gew.-% liegt, steigt die Sintertemperatur für die Kristallisation auf über 950°C an, so daß die Kristallisation bei einer Temperatur von weniger als 900°C unzureichend ist. Bei einem Al₂O₃-Anteil von mehr als 25 Gew.-% steigt die Sintertemperatur für die Kristallisation auf über 950°C an, so daß unterhalb von 900°C keine ausreichende Kristallisation erreicht wird; ein Anteil unter 10 Gew.-% vermindert den Anteil an α-Cordierit-Kristallen, während die Bildung von Kristallen der SiO₂-MgO-Reihe stärker wird, wodurch die Dielektrizitätskonstante zunimmt. Wenn der MgO-Anteil 25 Gew.-% überschreitet, neigt das Sinterprodukt dazu, eine schaumartige Beschaffenheit anzunehmen, vermutlich aufgrund einer Bildung von Magnesium-Silikat, so daß es praktisch nicht brauchbar ist; bei einem Anteil von unter 10 Gew.-% kann ein Sinterprodukt von hoher Dichte nur schwer erreicht werden. Bei einem B₂O₃-Anteil von mehr als 10 Gew.-% nimmt die Glasphase zu und neigt zu einer schaumartigen Beschaffenheit, wobei der Sintertemperaturbereich für die Kristallisation verschmälert wird und die mechanische Festigkeit des Produktes unzureichend ist, so daß es praktisch nicht verwendbar ist; bei einem Anteil von unter 4 Gew.-% steigt die Schmelztemperatur auf über 1500°C an, so daß die Kristallisation an der Oberflächenschicht des Glaspulvers sehr viel schneller als im restlichen Teil erfolgt, so daß eine unzureichende Dichte des Produktes erreicht wird.

Gemäß einem weiteren Merkmal der Erfindung wird die Kristallisation weiter gefördert, indem ein Keimbildner zugefügt wird. Als Keimbildner können verwendet werden: TiO₂, ZrO₂, MoO₃, P₂O₅ oder As₂O₃. Hiervon wird weniger als 5 Gew.-% zugegeben, denn ein Anteil von mehr als 5 Gew.-% führt zu einer plötzlichen Beschleunigung der Kristallisation, so daß kein Sinterprodukt von hoher Dichte erreicht werden kann.

Beispiele 1 bis 8

Als Rohmaterialkomponenten werden Oxide in der Zusammensetzung gemäß der folgenden Tabelle 1 in einen Ton-Schmelztiegel gegeben, der auf etwa 1400°C oder etwa 1450°C erhitzt wird, um das Gemisch zu schmelzen. Die Schmelze wird dann in Wasser eingebracht, um eine lichtdurchlässige Glasfritte zu erhalten, die anschließend in einer Kugelmühle mit Kugeln aus Aluminiumoxid zu Glaspulver mit einer mittleren Korngröße von 1 bis 10 µm zerkleinert wird. Anschließend werden unter Polybutylmethacrylat- Harz, Dibutylphthalat und Toluol das jeweils geeignete oder mehrere ausgesucht und dem zerkleinerten Glaspulver hinzugefügt, worauf unter Vakuum gemahlen und entschäumt wird, um eine Aufschlämmung zu erhalten. Durch Anwendung eines Rakelverfahrens wird eine kontinuierliche trockene Bahn von 0,2 mm Dicke auf einer Folie gebildet, dann wird die trockene Bahn von der Folie abgelöst und vorgeformt, um Plattenrohlinge zu erhalten.

Anschließend werden in den Plattenrohlingen hindurchführende Löcher angebracht, und ein Leiterbahnmuster aus einem Metall mit niedrigem elektrischem Widerstand wird auf jedem Plattenrohling aufgebracht. Mehrere solcher Plattenrohlinge werden dann aufeinandergestapelt und unter Druck geformt, um einen Formverbund herzustellen. Dieser Formverbund wird dann auf 500°C bei einer Erwärmungsrate von 150°C pro Stunde erhitzt und während 2 Stunden und 45 Minuten bei 500°C gehalten, um organische Stoffe aus den Plattenrohlingen zu verdrängen. Der Verbund wird dann auf die in Tabelle 1 abgegebene Sintertemperatur bei einer Erwärmungsrate von 200°C pro Stunde erhitzt und während 3 Stunden auf der Sintertemperatur gehalten, damit die Plattenrohlinge zusammengesintert werden. Der Verbund wird dann auf 400°C mit einer Abkühlrate von 110°C pro Stunde abgekühlt und kann sich dann spontan abkühlen, wonach ein mehrschichtiges Verdrahtungssubstrat zur Verfügung steht.

Beispiele 9 bis 13

Im wesentlichen dieselben Verfahrensschritte wie bei den Beispielen 1 bis 8 werden durchgeführt, um mehrschichtige Verdrahtungssubstrate zu erhalten, jedoch werden die in der Tabelle 1 angegebenen Keimbildner hinzugefügt und mit den Oxiden der Zusammensetzung gemäß Tabelle 1 vermischt.

Als Vergleichsbeispiele 1 bis 3 werden Oxide mit der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung (Vergleichsbeispiel 3 unter Hinzufügung eines Keimbildners) vermischt, um ein Rohmaterial zu erhlaten, das anschließend im wesentlichen denselben Verfahrensschritten unterworfen wird wie bei den Beispielen 1 bis 8, um mehrschichtige Verdrahtungssubstrate zu erhalten.

Bei den zuvor beschriebenen Beispielen wurden an den vielschichtigen Verdrahtungssubstraten jeweils die Feuchtigkeitsabsorption (Gew.-%) und die Dielektrizitätskonstante bei der Meßfrequenz 1 MHz entsprechend der Norm JIS C-2141 gemessen.

Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 ebenfalls angegeben. Das Auftreten oder Nichtauftreten von Verwerfungen in den Substraten nach dem Sintern ist ebenfalls angegeben, und zwar für den Fall, daß für die Herstellung des Leiterbahnmusters eine Au- Paste verwendet wird. Die Buchstaben VG bedeuten "sehr gut", der Buchstabe G bedeutet "gut", und der Buchstabe B bedeutet "schlecht". Unter "sehr gut" wird verstanden, daß keinerlei Verwerfung auftritt, unter "gut" wird verstanden, daß die Verwerfungen so gering sind, daß die Brauchbarkeit noch gewährleistet ist, während unter "schlecht" ein Ausschuß verstanden wird. In der Tabelle 1 sind schließlich auch die primäre kristalline Phase und die Schmelztemperatur der Rohmaterialien angegeben.

Wie aus Tabelle 1 ersichtlich ist, wurde gefunden, daß bei den Beispielen 1 bis 13 die Sinterung bei Temperaturen unterhalb von 900°C eine Kristallisation bei hoher Dichte erzeugt. Ferner ist ersichtlich, daß bei den Beispielen 1 bis 13 eine ausreichend kleine Dielektrizitätskonstante gegeben ist, damit die Gebrauchseigenschaften des Produktes nicht eingeschränkt werden, wobei keine beachtenswerte Verwerfung auftritt, die einen schädlichen Einfluß auf die Leiterbahnmuster hätte. Es wurde ferner gefunden, daß die Schmelztemperatur des Rohmaterials etwa 1400°C oder weniger beträgt, außer bei den Beispielen 3 oder 4, bei denen die Temperatur 1450°C beträgt.

Bei den Vergleichsbeispielen 2 und 3 führt nur eine bei Temperaturen oberhalb von 950°C durchgeführte Sinterung zu einem Glaskeramikkörper von hoher Dichte, jedoch tritt eine starke Verwerfung auf, die zu einer Störung des Leiterbahnmusters führt.

Es wird nun auf die Fig. 1 und 2 Bezug genommen. Bei Gold beginnt der Schrumpfungsprozeß ab 400°C, während die Schrumpfung des Formverbundes nach Beispiel 2 beim Überschreiten von 700°C beginnt, wie die Kurve C in Fig. 2 zeigt. Bei dem Formverbund nach Vergleichsbeispiel 3 beginnt die Schrumpfung beim Überschreiten von 800°C, wie die Kurve D in Fig. 2 zeigt. Es ist daher leicht ersichtlich, daß bei Beispiel 2, weil dort die Schrumpfung bei einer Temperatur beginnt, die wesentlich niedriger liegt als im Vergleichsbeispiel 3, eine ausgezeichnete Anpassung des Schrumpfungsverhaltens des Verbundes einerseits und des Leiterbahnmusters aus gut leitfähigem Metall erreicht wird.

Gemäß einem weiteren Merkmal der Erfindung kann die Dielektrizitätskonstante abgesenkt werden, indem 3 bis 20% des MgO-Anteils durch Metalloxide wie BaO, SrO oder CaO ersetzt werden, gemischt mit 10 bis 25 Gew.-% des Rohmaterials aus den Bestandteilen SiO₂, Al₂O₃, MgO und B₂O₃. Um eine ausgezeichnete Kristallisation zu erhalten, wird ein geeignet ausgewählter Keimbildner hinzugefügt. Durch Hinzufügen von weniger als 3 Gew.- %, vorzugsweise 0,5 bis 2 Gew.-%, eines Keimbildners wird ein α-Cordierit-Kristall in zuverlässiger Weise beim Sintern erhalten. Außer den oben angegebenen Keimbildnern können auch SnO₂, Ta₂O₅, Nb₂O₅ oder As₂O₃ verwendet werden.

Wenn der Anteil des Ersatzoxids für MgO 20 Gew.-% überschreitet, so ist der MgO-Anteil zu gering, und die Abscheidung von α-Cordierit-Kristallen wird zu gering, wodurch die elektrischen Eigenschaften verschlechtert werden. Wenn der Anteil des Ersatzoxids weniger als 3 Gew.-% beträgt, so ergibt sich keine Verkleinerung der Dielektrizitätskonstante. Wie bereits erwähnt wurde, verursacht eine Zugabe des Keimbildners von mehr als 3 Gew.-% eine zu hohe Kristallisationsgeschwindigkeit.

Beispiele 14 bis 27

Bei diesen Beispielen wird als Ersatzoxid BaO, CaO oder SrO oder mehrere hiervon hinzugefügt, wie in der folgenden Tabelle 2 angegeben ist, wobei bei den meisten der Beispiele 16 bis 27 ein Keimbildner oder mehrere zu den Oxiden gemäß der Zusammensetzung nach Tabelle 2 hinzugefügt wurde, um ein Rohglasmaterial zu erhalten. Das so erhaltene Rohglasmaterial wird im wesentlichen in gleicher Weise verarbeitet wie bei den oben beschriebenen Beispielen 1 bis 8, um vielschichtige Verdrahtungssubstrate zu erhalten.

Die so erhaltenen Substrate werden bezüglich Feuchtigkeitsabsorption und Dielektrizitätskonstante ausgemessen, wie bei den Beispielen 1 bis 13, wobei die in der Tabelle angegebenen Symbole "VG" und "G" dieselbe Bedeutung wie in Tabelle 1 haben. Auch kristalline Phasen und die Schmelztemperatur des Rohmaterials sind in Tabelle 2 angegeben.

Wie aus Tabelle 2 ersichtlich ist, führt in den Beispielen 14 bis 27 eine Sintertemperatur von weniger als 900°C zu einer dichten Kristallisation und zu ausgezeichneten Werten der Dielektrizitätskonstante. Die Werte sind bedeutend besser als bei den Beispielen 1 bis 13. In den Substraten tritt praktisch keinerlei Verwerfung auf, so daß die Qualität der Leiterbahnmuster nicht beeinträchtigt wird. Überdies beträgt die Schmelztemperatur des Rohmaterials weniger als etwa 1400°C, mit Ausnahme der Beispiele 23 und 27, wo sie 1450°C beträgt.

Claims (8)

1. Sinterglaskeramik, die aus wenigstens SiO₂, Al₂O₃, MgO und B₂O₃ besteht und α-Cordierit als primäre kristalline Phase aufweist, dadurch gekennzeichnet, daß die Sinterglaskeramik folgende Zusammensetzung hat: 48 bis 63 Gew.-% SiO₂,
10 bis 25 Gew.-% Al₂O₃,
10 bis 25 Gew.-% MgO,
und 4 bis 10 Gew.-% B₂O₃,und daß neben der primären kristallinen α-Cordierit-Phase eine sekundäre kristalline Phase aus Magnesium-Aluminium-Silikat (Mgo · Al₂O₃ · 4 SiO₂) vorhanden ist, wobei beide Kristallphasen homogen in der Sinterglaskeramik verteilt sind.

2. Sinterglaskeramik nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß 3 bis 20% des MgO-Anteils durch BaO, SrO oder CaO ersetzt sind.

3. Sinterglaskeramik nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß sie weniger als 5 Gew.-% eines oder mehrerer der folgenden Oxide enthält: TiO₂, ZrO₂, MoO₃, P₂O₅, As₂O₃, SnO₂, Ta₂O₅ und Nb₂O₅.

4. Sinterglaskeramik nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß weniger als 3 Gew.-% dieser zusätzlichen Oxide vorhanden sind.

5. Verfahren zur Herstellung der Sinterglaskeramik gemäß einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß eine Fritte aus den Ausgangskomponenten geschmolzen und anschließend zu einem Glaspulver zerkleinert wird, daß eine Aufschlämmung aus diesem Glaspulver und einem organischen Binder gebildet wird, daß die Aufschlämmung zu einem Rohling geformt wird, daß das so erhaltene Formteil auf 500°C bei einer Erwärmungsrate von 150°C pro Stunde zur Entfernung des organischen Binders erhitzt wird, daß bei einer Erwärmungsrate von 200°C pro Stunde erhitzt und bei weniger als 900°C gesintert wird und daß bei einer Abkühlrate von 110°C pro Stunde auf 400°C und anschließend spontan abgekühlt wird.

6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß die Glasrohstoffe bei einer Temperatur von weniger als 1400°C geschmolzen werden.

7. Verfahren nach Anspruch 5 oder 6, dadurch gekennzeichnet, daß die Fritte zu einem Glaspulver mit einer mittleren Korngröße von 1 bis 10 µm zerkleinert wird.

8. Verwendung der Sinterglaskeramik gemäß einem der Ansprüche 1 bis 4 zur Herstellung von Verdrahtungssubstraten, auf denen hochintegrierte Schaltungen aufgebaut werden.