TW201813462A - 陶瓷電路基板、及陶瓷電路基板的製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明之陶瓷電路基板，藉由陶瓷基板、及在前述陶瓷的一方的面透過接合層而接合之由銅系材料所構成之銅電路、及在前述陶瓷的另一方的面透過接合層而接合之由銅系材料所構成之銅散熱板，所構成。此接合層，藉由由Ag等2種以上的金屬所構成之硬銲材成分、及規定濃度之活性金屬，所構成。又，接合層，藉由由硬銲材成分所構成之硬銲材層、及含有活性金屬之活性金屬化合物層，所構成，接合層的接合面積中占有之活性金屬化合物層的接合面積的比例為88%以上。

Description

陶瓷電路基板、及陶瓷電路基板的製造方法
本發明，有關使用於功率模組等之陶瓷電路基板。特別是，有關一種將銅電路及銅散熱板接合至陶瓷基板而成之陶瓷電路基板，即使當為了散熱性提升而將銅電路及銅散熱板增厚時仍會確保接合部的耐久性。
作為混合動力車輛(hybrid car)或發電設備等中利用之IGBT(Insulated Gate Bipolar Transistor)等功率模組的電路基板，會運用使用了陶瓷基板之陶瓷電路基板。陶瓷電路基板，是一種在由陶瓷所構成之基板的一方的面接合由用來與半導體元件連接的銅系材料所構成之銅電路，在另一方的面接合由用來將半導體元件的發熱予以散熱的銅系材料所構成之銅散熱板而成的基板。
如上述般，陶瓷電路基板，是在陶瓷基板接合銅電路及銅散熱板。此接合中，考量陶瓷與金屬(銅)這 樣異種材料之接合的情況，一般而言會採用活性金屬法。活性金屬法，雖為由硬銲所達成之接合方法的一種態樣，但為使用在構成Ag硬銲材等硬銲材的硬銲材成分中添加了Ti、Zr等活性金屬而成之活性金屬硬銲材來將金屬與陶瓷予以接合之方法。活性金屬法中，活性金屬硬銲材中的活性金屬會聚集於硬銲材成分與陶瓷之接合界面，和陶瓷中的氧或氮起反應來獲得接合力。作為此活性金屬硬銲材，例如已知有Ag-Cu-Ti系硬銲材、Ag-Cu-Ti-Sn系硬銲材。
由活性金屬法所達成之陶瓷電路基板的製造中，一般而言是令構成活性金屬硬銲材的金屬的粉末混合/分散於有機溶劑來使用硬銲材膏。例如，若為Ag-Cu-Ti系硬銲材，是將硬銲材成分亦即Ag粉末與Cu粉末、及活性金屬亦即Ti粉末或Ti化合物粉末(TiH2粉末等)混合於有機溶劑來製作活性金屬硬銲材膏。然後，將此活性金屬硬銲材膏塗布於陶瓷基板後，將銅電路與銅散熱板以膏狀予以載置並加熱至規定的溫度，藉此活性金屬硬銲材中的各金屬粉末會熔融而在陶瓷基板與銅電路(銅散熱板)之間形成接合層。此接合層，包含因活性金屬移動至與陶瓷之接合界面而起反應而生成之活性金屬化合物層。又，接合層，具有活性金屬化合物層及以Ag、Cu等硬銲材成分為主成分之硬銲材層這樣的二層構造。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開2014-90144號公報
此處，運用陶瓷電路基板之功率模組的領域中就待解決的事項而言，可舉出用來因應模組的高輸出化/高密度化之散熱性提升。IGBT等功率模組，在小型化進展的另一方面，有著輸出變大的傾向。由於此傾向，裝載的晶片的溫度會上昇，而要求比習知更高的散熱能力。此處，作為模組的散熱性提升的手法，除了陶瓷基板的材質變更外，還檢討將銅電路及銅散熱板增厚(厚銅化)。具體而言，是檢討將銅電路及銅散熱板予以厚銅化至過去的2~3倍程度的厚度，以擴大從該些部位的散熱量。
但，按照本發明者等所見，厚銅化，會將銅電路及銅散熱板與陶瓷基板之熱膨脹差增大成超出習知，而會肇生使接合部及基板的耐久性/可靠性降低這樣的問題。銅系材料與陶瓷為異種材料，熱膨脹係數大不相同。此熱膨脹差會成為熱應力的因素，模組的ON/OFF所造成的熱循環會對陶瓷電路基板的構成，特別是對接合層帶來影響。該基於熱膨脹差之熱應力的問題，雖在習知的陶瓷電路基板亦存在，但由於厚銅化所造成的熱膨脹差的擴大而變得更顯著。又，由於熱膨脹差的擴大所造成的負荷上昇，會發生銅電路及銅散熱板的剝離或陶瓷基板的破裂。這樣的厚銅化所造成的銅剝離或基板破裂之問題，難以藉 由習知的接合構造來抑制。因此，於陶瓷電路基板的散熱能力提升之際，銅電路及銅散熱板的厚銅化雖為有效的手段，但卻成為難以實現的待解決問題。
本發明是基於以上這樣的背景而研發，提供一種即使受到陶瓷基板與銅之熱膨脹差所造成的負荷仍難以發生基板破裂或銅剝離之陶瓷電路基板。此待解決問題中，特別會敍明合適之接合層的構成。此外，敍明有關此可靠性/耐久性提升了的陶瓷電路基板之製造方法亦為目的之一。
本發明者等，為解決上述待解決問題，首先決定將藉由習知的活性金屬法製造之陶瓷電路基板的接合層的構成予以詳細地分析。如上述般，習知的陶瓷電路基板的製造工程中，是將活性金屬硬銲材以膏的形態供給至基板的接合面。活性金屬硬銲材膏，是呈硬銲材成分(Ag、Cu等)的金屬粉末、和活性金屬(Ti等)的金屬間化合物粉末分散於溶劑中之狀態。膏狀的活性金屬硬銲材調製簡便，取用性亦良好故接合作業性亦優良。因此，運用膏狀的活性金屬硬銲材之活性金屬法，為用來製造陶瓷電路基板之方法的主流。
又，如上述般，藉由將膏狀(粉末狀)的硬銲材熔融/凝固而形成之接合層，具有由呈凝固組織之以硬銲材成分為主成分的硬銲材層、及形成於與陶瓷基板之界面 的活性金屬化合物層所構成之2層構造。此處，本發明者等，著眼於活性金屬化合物層的對於陶瓷基板之接合面積。所謂接合面積，為針對活性金屬化合物層或接合層的各者而言，與陶瓷基板相接之區域的面積。又，本發明者等，關於藉由習知的活性金屬硬銲材膏而形成之接合層，評估了占接合層全體的接合面積之活性金屬化合物層的接合面積的比例，結果證實了該比例只有50%程度。針對此接合面積的比例，上述專利文獻1中亦有提及，該處揭示了以占有率而言最大為85%的比例。由活性金屬法所致之接合層中，活性金屬化合物層被認為是確保陶瓷基板與接合層之接合的部位，進而會影響銅電路或銅散熱板與陶瓷基板之接合力。
本發明者等認為，對於今後厚銅化或發熱量將會增加之功率模組的電路基板來說，接合層內的活性金屬化合物層的形態會變得更加重要。但，關於活性金屬化合物層的形態控制，基於習知的膏狀硬銲材之方法有其極限。
鑑此，本發明者等決定從重新檢視將陶瓷基板接合至銅電路及銅散熱板之工程開始來做檢討。其結果，發現了當運用各構成金屬被合金化而成之塊體狀的活性金屬硬銲材，來取代將金屬粉末混合而成之膏狀的活性金屬硬銲材時，能夠形成可發揮超出習知的耐久性之接合層。然後，針對此時形成的接合層及其中的活性金屬化合物層的構成進行檢討，思及了本發明。
亦即，本發明，為一種陶瓷電路基板，係由：陶瓷基板；及在前述陶瓷的一方的面透過接合層而接合之由銅系材料所構成之銅電路；及在前述陶瓷的另一方的面透過接合層而接合之由銅系材料所構成之銅散熱板；所構成之陶瓷電路基板，其特徵為，前述接合層，由以Ag為必須成分並且由至少2種以上的金屬所構成之硬銲材成分、及至少1種以上的活性金屬成分所構成，前述活性金屬的含有量，相對於接合層全體的金屬元素量而言為0.5質量%以上2.0質量%以下，前述接合層，由由前述硬銲材成分所構成之硬銲材層及含有前述活性金屬之活性金屬化合物層所構成，前述活性金屬化合物層沿著與前述陶瓷基板之接合界面而形成，又，前述接合層與前述陶瓷基板之接合面積中占有之，前述活性金屬化合物層與前述陶瓷基板之接合面積的比例，為88%以上。
以下，針對本發明詳細說明。如上述般，本發明之陶瓷電路基板，是運用硬銲材成分與活性金屬被合金化而一體化而成之活性金屬硬銲材，將銅電路與銅散熱板基於適當的接合條件接合至陶瓷基板來製造。又，本發明之特徵，在於接合層的成分組成及構造這雙方。接合層的構造性特徵，在於形成於接合界面之活性金屬化合物層的形態。以下，分別針對關於接合層的成分組成之特徵、及關於接合層的構造/形態之特徵來說明。另，本發明中，接合層，是分別在陶瓷基板與銅電路之間、及陶瓷基板與銅散熱板之間形成。以下說明之接合層的組成/構 造，是以雙方的接合層為對象。
(A)接合層的成分組成
針對接合層的成分組成，構成接合層之金屬元素，為以Ag為必須成分之至少2種以上的硬銲材成分、及至少1種的活性金屬。該些成分，為來自於陶瓷電路基板的製造中運用之活性金屬硬銲材合金的金屬元素。
(A-1)硬銲材成分
所謂硬銲材成分，為藉由混合或合金化而能夠以相對較低溫熔融之2種以上的金屬成分，且為藉由凝固而形成硬銲材層之金屬。硬銲材層，具有將銅電路或銅散熱板與活性金屬化合物層接合，而形成一體化的陶瓷電路基板之作用。硬銲材成分由2種以上的金屬所構成，為具有至少一個具有共晶組成之金屬的組合之金屬群。本發明中，作為硬銲材成分是以Ag作為必須的成分。這是因為活性金屬法中，多半使用以Ag為主成分之硬銲材(銀銲料)、及考量了接合層的熱傳導性提升。
又，作為和Ag共同構成硬銲材成分之金屬，較佳是Cu、Sn、In、Ni、Si、Li的至少任1種金屬。特別是，較佳是運用Cu來和Ag一起。因本發明的接合對象由銅系材料所構成，這是為了確保良好的接合性。又，Ag與Cu之組合，具有共晶組成，因此該些金屬作為硬銲材成分而言具有合適性。當含有作為硬銲材成分之Cu時，較佳是 對於接合層全體而言含有20重量%以上40重量%以下者。
此外，Sn、In、Ni、Si、Li的至少1種金屬，在本發明亦能成為硬銲材成分。該些金屬，是為了調整供接合之活性金屬硬銲材合金的材料組織而常被添加之金屬元素。亦即，活性金屬硬銲材的合金當中，在由硬銲材成分所構成之合金中，Ti等活性金屬可能會一面形成金屬間化合物(例如Cu-Ti化合物等)一面分散。活性金屬的金屬間化合物多半為硬度高之物，可能對硬銲材的加工性帶來影響。Sn、In、Ni、Si、Li，雖為硬銲材成分，但和Ag、Cu等相較，與Ti等活性金屬之結合性高。鑑此，作為硬銲材成分，若添加Sn、In、Ni、Si、Li，則它們會與Ti優先地結合而生成微細的金屬間化合物而能夠控制活性金屬硬銲材合金的材料組織。由於具有這樣的舉動，Sn、In、Ni、Si、Li可能會和Ti等活性金屬一起移動，而被涵括於接合界面的活性金屬化合物層。此外，Sn、In、Ni、Si、Li亦可能與活性金屬形成化合物相而在硬銲材層內分散。另，當接合層含有Sn、In、Ni、Si、Li的情形下，該些金屬的合計含有量，對於接合層而言較佳為0.1質量%以上10質量%以下者。
(A-2)活性金屬
活性金屬，為用來生成用以將陶瓷基板與硬銲材層接合之活性金屬化合物層的成分。活性金屬，於接合工程中，會往與陶瓷基板之接合界面移動，和陶瓷中的O、 N、Si等起反應而形成活性金屬化合物層。作為活性金屬，係包含Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、V、Cr、Y、Al、Mo的至少任1種金屬元素。該些金屬元素受選的理由，在於與陶瓷的構成元素之反應活性優良，並且與形成的活性金屬間化合物及硬銲材層(Ag、Cu)之接合性亦良好。作為活性金屬特佳者為Ti、Zr。
又，本發明中針對接合層全體中含有之活性金屬的含有量，是限制在0.5質量%以上2.0質量%以下。此活性金屬的含有量，比習知技術亦即由膏狀/粉末狀的活性金屬硬銲材形成之接合層的活性金屬含有量還落在更低的範圍。亦即，本發明的接合層全體中含有之活性金屬的含有量，成為相對於習知技術之明確的差異點。
本發明中活性金屬的含有量相對較低的理由，在於本發明中是使用被合金化之活性金屬硬銲材。合金化而成之活性金屬硬銲材中，即使減低活性金屬含有量，仍能在接合界面形成合適的狀態之活性金屬化合物層。這是因為，合金是處於活性金屬與硬銲材成分以原子等級混合/結合而成之狀態，故活性金屬原子能夠迅速地移動至與陶瓷之接合界面而起反應。
相對於此，習知技術亦即膏狀/粉末狀的活性金屬硬銲材中，再怎麼將粉末的粒徑做得微細，也無法做成如合金般原子等級的粒徑。又，習知的粉末狀的硬銲材中，活性金屬無法以原子等級迅速地移動，相應地是藉由投入多量的活性金屬來使化合物層形成於接合界面。因 此，對於接合層全體而言之活性金屬含有量會變高。
另，當本發明之接合層含有複數種活性金屬的情形下，它們的合計量會成為0.5質量%以上2.0質量%以下。此外，活性金屬的含有量，更佳為1.0質量%以上2.0質量%以下。所謂此活性金屬的含有量，是以構成接合層之金屬元素的合計質量為基準。於接合層形成之際，活性金屬會與陶瓷中的O、N、Si等非金屬結合，故會考量該份量的質量變化。不過，此質量變化只是些微，故實際上能夠近似成接合時使用之活性金屬硬銲材合金中的活性金屬的濃度。又，就接合層內的活性金屬的分布而言，其近乎全部會存在於接合界面而形成化合物層，惟一部分的活性金屬會分布於接合層內部(硬銲材層)。
(B)接合層的構造/形態
接合層，由硬銲材層及活性金屬化合物層所構成。本發明，除了上述接合層的成分組成上的特徵外，於接合層的構造，特別是形成於接合界面之活性金屬化合物層的形態亦有特徵。
(B-1)硬銲材層
硬銲材層，為由上述硬銲材成分所構成之合金層。例如，作為硬銲材成分當運用了Ag及Cu時，硬銲材層，由Ag-Cu合金所構成。此Ag-Cu合金，具有Ag相或以Ag為主成分的合金相(α相)、及Cu相或以Cu為主成分的合金相(β 相)混合之材料組織。此外，當含有Ag、Cu以外的硬銲材成分(Sn、In等)的情形下，該硬銲材成分，會和上述的Ag相、α相、Cu相、β相的任一者合金化，或另外形成合金相而分散於硬銲材層內，或是和活性金屬形成合金相而分散於硬銲材層內。
(B-2)活性金屬化合物層的形態
所謂活性金屬化合物層，是Ti等活性金屬與陶瓷中的O、N、Si等結合而生成之層狀的化合物。此外，活性金屬化合物層，任選地含有添加劑亦即Sn、In、Ni、Si、Li的至少任一者。是故，活性金屬化合物層的成分非為一定，會因接合之陶瓷的種類或添加元素的量而變化。本發明中，就活性金屬化合物層的定義而言，是訂為必須性地含有活性金屬，而和接合界面相接之化合物層。本發明中，並不限於接合層中含有的所有活性金屬會在界面形成化合物層，一部分的活性金屬也可能會分散於硬銲材層的內部而形成化合物相。這樣的分散的化合物相，基於前述定義，並不屬於本發明中的活性金屬化合物層。
又，本發明中，是設計成使活性金屬化合物層集中於接合界面附近，活性金屬化合物層以廣範圍覆蓋，藉此提高接合力。具體而言，是將接合層所造成的接合面積中占有之，活性金屬化合物層所造成的接合面積的比例訂為88%以上。活性金屬化合物層，為用來確保陶瓷與Ag、Cu等金屬(硬銲材層)之接合性的層，進而用來將陶 瓷基板與銅電路及銅散熱板予以接合的層。本發明，待解決問題在於將對於基於基板與銅之熱膨脹差的熱應力負荷而言之接合層的耐久性提高至超出習知。具體而言，是設想銅電路等的厚銅化或半導體元件的發熱量上昇所造成的負荷，並規定接合界面全體的面積中占有之活性金屬化合物層的接合面積的比例，以作為面對該些負荷也不會損傷之接合層的指標。所謂接合界面全體的面積，為接合層所造成的接合面積，此為接合層與陶瓷基板之接觸面積。此外，所謂活性金屬化合物層的接合面積，為活性金屬化合物層與陶瓷基板之接觸面積。
按照本發明者等所見，接合層與陶瓷基板之接合面積中占有之，活性金屬化合物層與陶瓷基板之接合面積的比例若未滿88%，則當在電路基板有反覆的熱應力負荷時之耐久時間會變得不充分。針對和此接合面積關連之比例，當然是愈高愈好。現實而言，95%程度為極限，在此上限附近可望達成極高的耐久性。
針對接合層與陶瓷基板之接合面積中占有之，活性金屬化合物層與陶瓷基板之接合面積的比例的測定，凡為能夠測定/推定各者的接合面積之方法則無需特別限定。作為此測定方法的例子，能夠針對電路基板，進行涵括接合層之任意部分的截面觀察，測定與接合界面接觸之接合層的寬幅(長度)、及活性金屬化合物層的寬幅(長度)，而將它們的比率訂為接合面積的比例。
依截面觀察來達成接合層與陶瓷基板之接合 面積中占有之，活性金屬化合物層與陶瓷基板之接合面積的比例的測定方法的具體例如圖1所示。於檢討活性金屬化合物層的接合面積的比例之際，如圖1般，能夠任意地觀察複數處接合層的部分的截面，分別測定觀察視野中的接合層的寬幅及活性金屬化合物層的寬幅，而採用由它們求出的比率的平均值(參照圖1(a))。此外，亦可針對接合層全體，任意地觀察截面，測定接合層全體的寬幅及活性金屬化合物層的寬幅來算出比率，而採用它們的平均值(圖1(b))。此外，於該些截面觀察中，當活性金屬化合物層被截斷的情形下，是測定被截斷的各個活性金屬化合物層的寬幅(圖1(a)、(b)的l1、l2)，將其和訂為活性金屬化合物層的寬幅，而算出相對於接合層的寬幅之比例。另，當依此方式全體地/部分地觀察接合層的情形下，較佳是進行截面的元素分析，藉由活性金屬的有無來鑑定活性金屬化合物層而測定其寬幅。此外，圖1雖揭示銅電路與陶瓷基板之接合層中的檢討例，但針對銅散熱板與陶瓷基板之接合層亦能依同樣方式檢討。
又，本發明中，還明確訂定針對活性金屬化合物層的厚度之合適範圍。亦即，本發明的電路基板中的接合層的活性金屬化合物層的厚度，較佳是相對於接合層全體的厚度而言為1/40以上1/10以下。由此數值範圍可知，本發明中的活性金屬化合物層，相對於接合層全體而言可說是相當薄的層。像這樣本發明中的活性金屬化合物層會變得相對較薄，是由於接合層中的活性金屬含有量 低。將此活性金屬化合物層的厚度訂為前述範圍的理由是，若未滿1/40則陶瓷與金屬(硬銲材層)之結合力會變貧乏，另一方面即使超過1/10對於接合力也不會產生差異。此活性金屬化合物層的厚度，更佳是相對於接合層全體而言為1/40以上1/20以下。
如以上般，本發明之陶瓷電路基板中，在接合層內會有極薄的活性金屬化合物層，以高面積率(占有率)形成於接合界面。本發明中會形成這樣厚度薄卻面積廣之活性金屬化合物層的理由，是因為運用了合金化的活性金屬硬銲材。如上述般，活性金屬硬銲材的合金中，原子等級的活性金屬會迅速地移動至接合界面，一面密集地覆蓋接合界面一面和陶瓷基板形成化合物相。活性金屬的含有量低，因此其厚度薄，唯以高效率被覆接合界面，藉此會形成高耐久性的接合層。
另，相對於上述活性金屬化合物層的厚度而言針對接合層全體的厚度並無特別限制，會因使用的活性金屬硬銲材的厚度、容積而調整。但，為了將電路基板極力低矮化同時確保接合力，接合層較佳是做成5μm以上50μm以下。
此外，本發明中的接合層，較佳為孔洞(void)少的緻密質。此處所謂的孔洞，是訂為相對較微小的沒有金屬的空間(空隙)。孔洞，若存在過多則會對接合層的強度帶來影響。此外，孔洞內的氣體反覆熱膨脹/收縮，藉此恐會誘發周邊部的破裂，故即使僅有少量仍不理想。具 體而言，就空隙率而言較佳為5%以下。當然0%為最佳。此空隙率，例如能夠藉由進行接合層的任意截面的組織觀察，基於圖像而測定空隙的面積率來算出。此外，藉由超音波探傷法亦能簡便地測定。
(C)陶瓷基板
如以上說明般，本發明中，具有形成有合適形態的活性金屬化合物層之接合層，藉此做出高壽命而抑制了銅的剝離或基板的破裂之陶瓷電路基板。此處，陶瓷基板的構成材料雖無特別限定，但較佳為氮化鋁、氮化矽、氧化鋁、二氧化鋯、硼化鑭、氮化硼、碳化矽、石墨的任一者。此外，針對陶瓷基板的厚度，無特別規定。能夠考量對使用的模組所要求之散熱特性來適當選擇。
(D)銅電路及銅散熱板
此外，針對和陶瓷基板接合之銅電路及銅散熱板，其由銅系材料所構成，所謂銅系材料，為銅或銅合金。銅，包含純銅、無氧銅、精煉銅等。作為銅合金，可舉出Cu-Mo合金、Cu-Fe-P合金等。
針對銅電路及銅散熱板的厚度，本發明中亦無限制。如上述般，功率模組用的陶瓷電路基板中，有著用來提升散熱能力之厚銅化的要求，而有將銅電路及銅散熱板增厚之傾向。具體而言，要求將銅電路及銅散熱板從過去的0.4mm前後增厚至0.8mm~1.2mm。本發明，對於 這樣的厚銅化的要求亦能因應。
此外，銅電路的厚度與銅散熱板的厚度，可為相同但亦可有差異。但，若各自的體積有差異，則會成為散熱性於表裏有差異之電路基板。特別是，銅散熱板一般而言是做成平坦的板形狀，但銅電路會因應裝載的半導體元件的構造來形成。故，關於銅電路與銅散熱板的厚度，作為它們的體積比(銅電路/銅散熱板)若訂為0.5以上2以下，則會成為散熱性均等而熱膨脹平衡性良好的電路基板。
(E)本發明之陶瓷電路基板的製造方法
接著，說明本發明之陶瓷電路基板的製造方法。如先前反覆敍述般，本發明中，當將銅電路及銅散熱板接合於陶瓷基板之際，是使用硬銲材成分和活性金屬被合金化而成之塊體狀的活性金屬硬銲材。此處，針對塊體狀的活性金屬硬銲材的供給形態，是使用事先將該活性金屬硬銲材接合(鎧裝；clad)至用來形成銅電路及銅散熱板的銅板而成之複合材料，藉此能夠謀求電路基板製造的效率化。
亦即，本發明之電路基板的製造方法，為一種陶瓷電路基板的製造方法，具有下述工程，即，準備一在由銅系材料所構成之銅板材的單面，將硬銲材成分和活性金屬合金化而成的活性金屬硬銲材予以鎧裝而成之複合材料，而在陶瓷基板的兩面以前述活性金屬硬銲材接觸之方式配置了前述複合材料後，將前述複合材料加熱以熔融 前述活性金屬硬銲材，來將前述銅板材接合至前述陶瓷基板的兩面之工程。
如上述般，本發明之陶瓷電路基板的製造方法中，其主題事項在於利用將活性金屬硬銲材鎧裝至銅板而成之複合材料，而將其基於適當的接合條件接合至陶瓷基板。鑑此，針對此複合材料說明之。
針對構成複合材料之銅板，是使用上述由銅系材料所構成之板材。此銅板的厚度、尺寸，能夠訂為和欲製造之陶瓷電路基板的銅電路及銅散熱板的厚度相同。
然後，鎧裝至銅板的活性金屬硬銲材，應稱為是由硬銲材層與活性金屬化合物層所構成之接合層的前驅物(precursor)。故，如上述般，被鎧裝的活性金屬硬銲材，是由以Ag為必須成分並且由至少2種以上的金屬所構成之硬銲材成分、及至少1種以上的活性金屬所構成。作為Ag以外的硬銲材成分，較佳是含有Cu、Sn、In、Ni、Si、Li的至少任一者。作為活性金屬，含有Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、V、Cr、Y、Al、Mo的至少任一者。活性金屬硬銲材，當含有Cu時，較佳是對於活性金屬硬銲材而言含有20重量%以上40重量%以下。此外，當含有Sn、In、Ni、Si、Li的至少任一者時，較佳是它們的合計含有量對於活性金屬硬銲材而言成為0.1質量%以上10質量%以下。又，活性金屬的含有量，較佳是對於活性金屬硬銲材而言合計0.5質量%以上2.0質量%以下，更佳是1.0質量%以上2.0質量%以下。
作為活性金屬硬銲材的具體的組成，可舉出Ag-Cu-Ti合金(Cu：20質量%以上40質量%以下，Ti：0.5質量%以上2質量%以下，其餘Ag)、Ag-Cu-Ti-Sn合金(Cu：20質量%以上40質量%以下，Ti：1.0質量%以上2.0質量%以下，Sn：1.2質量%以上6.0質量%以下，其餘Ag)、Ag-Cu-Ti-Zr-Sn合金(Cu：20質量%以上40質量%以下，Ti：1質量%以上2質量%以下，Zr：0.2質量%以上2.0質量%以下，Sn：1.2質量%以上6.0質量%以下，其餘Ag)、等。將該些活性金屬硬銲材熔融而使其凝固而成之物，能夠形成接合層形成。是故，運用了該些活性金屬硬銲材時的接合層，會含有Ag-Cu-Ti合金、Ag-Cu-Ti-Sn合金、Ag-Cu-Ti-Zr-Sn合金、Ag-Cu合金、Ag-Cu-Sn合金、Ag-Cu-Zr合金的至少任一者。
另，上述具體例當中，關於Ag-Cu-Ti-Sn合金(Cu：20質量%以上40質量%以下，Ti：1.0質量%以上2.0質量%以下，Sn：1.2質量%以上6.0質量%以下，其餘Ag)，尤佳是活性金屬Ti的量與添加元素Sn的量之間會成立Sn/Ti為1.2以上5.0以下之關係者。藉由Sn/Ti的控制，能夠確保欲鎧裝的活性金屬硬銲材的加工性。如此一來，可達成活性金屬硬銲材的薄型化。
又，複合材料中的活性金屬硬銲材的厚度，較佳是做成5μm以上50μm以下。若未滿5μm則硬銲材不足而無法形成有接合性之接合層。若超過50μm，則對電路基板的低矮化會造成妨礙，此外恐發生硬銲材的溢出。針 對鎧裝至銅板的活性金屬硬銲材的形狀雖無特別規定，但較佳是將活性金屬硬銲材鎧裝至銅板的全面者。
此外，製造出的複合材料，是作為銅電路及銅散熱板的銅板與活性金屬硬銲材一體化而成之素材，故還能對此複合材料進一步加工。例如，銅散熱板多半為矩形的平板，因此多數情形下藉由製造平板狀的複合材料，並直接接合至陶瓷基板便能做成銅散熱板。另一方面，針對銅電路，則必須在裝載至半導體晶片等之前做成和其相應之電路形狀。本發明中運用的複合材料，於接合至陶瓷基板之前，能夠藉由壓床加工/衝床加工來加工成電路形狀。
像這樣，針對接合至陶瓷基板的一方的面之複合材料，能夠使用被加工成使得平面形狀成為電路形狀之物，這是本發明的優點之一。亦即，習知技術亦即膏狀的硬銲材具有流動性，故當接合具有複雜形狀的銅電路之情形下，在那之前難以將硬銲材的形狀予以調製固定。因此，習知方法中的銅電路的形成，一般而言是將平面狀的銅板接合至陶瓷基板後，再蝕刻銅板來形成電路。但，蝕刻這樣的化學性/電化學性的金屬溶解製程，料想難以因應今後的厚銅化。相對於此，本發明中使用的複合材料，為固體狀金屬，故可由壓床加工或衝床加工等來達成成形加工。又，此加工能夠於接合至陶瓷基板前實施。如此一來，能夠大幅提高陶瓷電路基板的製造效率。
本發明之陶瓷電路基板的製造方法，是將依 以上方式製造而準備好的複合材料，配置於陶瓷基板的兩面，予以加熱而將複合材料接合。此處，針對此由活性金屬硬銲材所致之接合的條件，是要求顯現出上述接合層的構成(活性金屬化合物層的厚度及接合面積)。
作為對陶瓷基板之複合材料的接合條件，是將其環境訂為真空環境(1×10-2pa以下)或稀有氣體環境。又，作為接合溫度，是要求對於活性金屬硬銲材的融點而言，訂為+15℃以上+25℃以下之範圍內。所謂此接合溫度，為活性金屬硬銲材的溫度，亦為被接合材的溫度。在這樣的嚴謹的條件管理之下，形成上述合適的構成之接合層。另，複合材料的接合工程中，加熱是只要將活性金屬硬銲材加熱至上述溫度即可，但為求簡便，亦可將複合材料與陶瓷基板共同置於上述環境。
依以上方式將複合材料與陶瓷基板予以接合，藉此能夠獲得陶瓷電路基板。另，如上述般，針對作為銅電路的複合材料，若在與陶瓷基板接合前預先予以成形加工成電路形狀，便能立即獲得具備銅電路之電路基板。但，並沒有否定將平面狀的複合材料接合至陶瓷基板，其後再藉由蝕刻等來形成銅電路這個行為。本發明之陶瓷電路基板及其製造方法中並未限定銅電路的厚度。故，當銅電路薄的情形下或依銅電路的形狀不同，有時將複合材料與陶瓷基板予以接合之再做蝕刻處理反而較有效率。
以上說明的本發明之陶瓷電路基板，是將接合層的成分組成及構造予以最佳化，藉此接合層的耐久性會提升，會抑制對於熱應力/熱循環之銅電路/銅散熱板的剝離或基板破裂。此接合層的構成，不可能以習知技術來形成。這要適當地使用習知陶瓷電路基板的製造領域中未曾使用之合金化而成的活性金屬硬銲材來達成。又，本發明之陶瓷電路基板的製造之際，是運用事先將作為銅電路/銅散熱板的銅板與活性金屬硬銲材予以鎧裝而成之複合材料。如此一來，方可達成有效率的陶瓷電路基板之製造。
[圖1]接合層的接合面積中占有之活性金屬化合物層的接合面積的比例的測定方法例子說明圖。
[圖2]本實施形態中製造出的陶瓷電路基板的接合層的截面照片。
[圖3]本實施形態中製造出的陶瓷電路基板的接合層的EDX分析中的Ti測繪圖像。
第1實施形態：以下，針對本發明之實施形態，基於以下記載的實施例說明之。本實施形態中，是製 造銅電路及銅散熱板的厚度均為0.8mm之陶瓷電路基板，檢討其接合層的構成，並且評估陶瓷電路基板的熱耐久性。此處，作為陶瓷電路基板的製造工程，首先，製造將銅板與活性金屬硬銲材予以鎧裝而成之複合材料，將其接合至陶瓷基板。
[複合材料的製造]
本實施形態中，作為活性金屬硬銲材，是製造Ag-Cu-Ti-Sn合金(Cu：28.0質量%，Ti：2.0質量%，Sn：5.0質量%)，將其加工成帶(tape)材而鎧裝接合至銅板。活性金屬硬銲材的製造，是藉由熔解鑄造來製造上述組成的合金鑄錠，針對鑄錠進行複數次燒鈍與冷壓延之組合而製造出帶狀的活性金屬硬銲材。然後，將製造出的帶狀的活性金屬硬銲材、與準備好的帶狀的銅板(無氧銅製)藉由輥壓延予以鎧裝接合。將此帶狀的鎧裝材切斷而得到了複合材料。此複合材料，為尺寸20mm×20mm而活性金屬硬銲材的厚度為20μm而銅板的厚度為0.8mm。
[陶瓷電路基板的製造]
作為陶瓷基板是使用了由氮化矽(Si3N4)所構成之基板(21mm×21mm，厚度0.32mm)。在此陶瓷基板的兩面固定依上述製造出的複合材料而在真空爐中接合。接合條件，訂為真空環境(3×10-3pa)、接合溫度790℃(硬銲材融點+20℃)，自到達接合溫度起算保持了20分鐘。加熱後予以 冷卻而製造出陶瓷電路基板。製造出的陶瓷電路基板，任一接合層均是厚度為20μm。
比較例：為和第1實施形態中製造出的陶瓷電路基板比較，使用膏狀的活性金屬硬銲材製造出了陶瓷電路基板。此比較例中使用的膏狀的活性金屬硬銲材，是由將AgCu合金粉末、Sn粉末、以及TiH2粉末分散於有機溶劑而成之物。該些金屬粉末及化合物粉末的粒徑，均為篩網開口45μm以下者。各金屬的構成比，訂為Cu：27質量%、Ti：2質量%、Sn：3質量%、Ag：其餘。然後，如同本實施形態在陶瓷基板(Si3N4)，塗布了上述膏狀硬銲材(塗布面積20mm×20mm)。接著，在塗布好的膏狀硬銲材的面上，如同本實施形態載置由無氧銅所構成之銅板(厚度0.8mm)。其後，以790℃保持20分鐘將銅板接合而做出陶瓷電路基板。
[接合層的構造確認]
針對製造出的陶瓷電路基板，將接合層的截面構造做SEM觀察。作為其一例，圖2揭示了陶瓷基板與銅電路之間的接合層附近的截面照片。接著，針對接合層的截面進行了EDX分析。EDX分析，訂為倍率500倍、加速電壓15kV，分析了接合層的與陶瓷基板之界面。此時，針對2個接合層(陶瓷基板與銅電路之間的接合層、及陶瓷基板與銅散熱板之間的接合層)，分析了複數處。作為此分析結果的一例，圖3揭示了Ti的測繪結果。由圖3，確認了在 接合層的陶瓷基板側界面，存在有Ti富集(enrichment)而成之層，將此層鑑別為活性金屬化合物層。此外，此EDX分析中，還進行針對Ag、Cu、Sn、Si、N的各元素之分析，確認到於接合層內在活性金屬化合物層之上(銅電路或銅散熱板的方向)，形成有由Ag、Cu、Sn的硬銲材成分所構成之硬銲材層。
然後，利用上述的EDX分析結果，算出了活性金屬化合物層的接合面積。本實施形態中，基於圖3中示例的Ti的測繪圖像，將活性金屬化合物層的寬幅視為是金屬化合物層的接合面積而進行了測定。本實施形態中使用的測繪圖像，像素數為192像素×256像素，1像素=1μm相當，故觀察視野相當於192μm×256μm。測定活性金屬化合物層的寬幅之際，是將於接合層與陶瓷之界面沒有Ti存在的部分(圖3中呈黑色的部分)，判定成沒有活性金屬化合物層存在之區域。然後，將這樣沒有活性金屬化合物層之區域的寬幅(像素數)的合計，從圖像全體的橫寬幅的像素數(256像素)減去，而將其結果訂為活性金屬化合物層的寬幅。又，將此活性金屬化合物層的寬幅，除以圖像全體的橫寬幅來訂為活性金屬化合物層的接合面積的比例。
本實施形態中，將製造出的陶瓷電路基板(接合層的平面尺寸：20mm×20mm)以橫斷的方式予以切斷而分割成4個試料(接合層的平面尺寸：20mm×5mm)，並做樹脂填埋及研磨而製作出4個截面觀察用的樣本。然後，從各樣本針對各自10視野的區域，進行了上述般的分析及測 定作業(N=40)。其結果，本實施形態中，接合層與陶瓷基板之接合面積中占有之，活性金屬化合物層與陶瓷基板之接合面積的比例為93%。
此外，還測定了本實施形態中製造出的電路基板的接合界面中的活性金屬化合物層的厚度。此厚度測定，是以倍率3000倍進行EDX分析，針對有Ti存在的區域，在任意的複數處測定厚度而算出平均值，訂為活性金屬化合物層的厚度。本實施形態之活性金屬化合物層的厚度的平均，為0.80μm。故，活性金屬化合物層的厚度相對於接合層全體而言為0.04。
又，針對本實施形態之陶瓷電路基板的接合層的全面，進行了由超音波探傷法(裝置名：日立UTS100C)所致之表面檢查的結果，空隙率為0%，確認了接合層為沒有孔洞之緻密狀態。
另一方面，針對比較例查看，接合層的組織本身和本實施形態略相同，觀察了硬銲材層及活性金屬化合物層。然後，依和本實施形態同樣的手法，算出接合層的接合面積中占有之活性金屬化合物層的接合面積的比例，結果為58%。此外，活性金屬化合物層的厚度，為0.6μm。此外，又進行了由超音波探傷法所致之表面檢查的結果，空隙率為10%。
[耐久性評估]
接著，針對本實施形態及比較例之陶瓷電路基板，為了 評估接合層的耐久性，進行了熱循環試驗。本實施形態中的熱循環試驗，是將在低溫域(-50℃)及高溫域(150℃)各自保持30分鐘來做加熱冷卻之操作訂為1循環而將其實施1000循環之試驗。然後，針對1000循環後的陶瓷電路基板，藉由超音波探傷器評估了銅板剝離的有無。
此熱循環試驗是在N=2下實施，本實施形態之陶瓷電路基板中任一試驗中均100%未發生剝離。另一方面，比較例之陶瓷電路基板中，在N=2下100%發生了剝離。這可認為是因比較例的接合層之接合面積中占有之活性金屬化合物層的接合面積的比例低所引起。
第2實施形態：此處，使用組成相異的複數種活性金屬硬銲材製造了電路基板。和第1實施形態依同樣方式，製造下記表1記載之組成的活性金屬硬銲材而製造了複合材料。然後，如同第1實施形態般製造了電路基板。
本實施形態中，基本上是運用和第1實施形態同樣的接合條件，唯一部分實施例(No.2、No.7)中，是將活性金屬硬銲材的厚度做成比第1實施形態還薄(15μm)，同時將接合溫度設定成較高(硬銲材融點+25℃)。
然後，針對製造出的電路基板，首先進行外觀評估，確認了接合層附近有無剝離或硬銲材有無爬升(creeping)。此外，和第1實施形態依同樣方式，觀察接合層的截面而測定接合層的厚度及活性金屬化合物層的厚度(皆為平均值)，計算了兩者的比率。
針對外觀檢查合格的電路基板，如同第1實施形態，測定了接合層與陶瓷基板之接合面積中占有之，活性金屬化合物層與陶瓷基板之接合面積的比例(N=40)。此外，以超音波探傷法進行表面檢查，測定了空隙率。
然後，如同第1實施形態，進行了用來評估接合層的耐久性之熱循環試驗。試驗條件，和第1實施形態訂為同樣。本實施形態中，在N=3下實施熱循環試驗，將100%未發生剝離者評估為合格「○」，只要有1次發生了剝離之情形就訂為不合格「×」。以上的檢討結果如表1所示。
首先，就製造條件而言當活性金屬硬銲材的厚度過薄的情形或過厚的情形下(No.3、No.4)，會發生接合層的剝離或硬銲材爬升，故確認了對於製造時的硬銲材厚度必須加以考量。此外，當活性金屬硬銲材中的活性金屬(Ti)的含有量未滿0.5質量%的情形下，接合層中的活性金屬的含有量會發生不足因此會發生剝離(No.8)。在此情形下，活性金屬化合物層的厚度成為極薄。
又，關於外觀檢查中合格的電路基板，大抵上耐久試驗結果雖會合格，但針對接合層與陶瓷基板之接合面積中占有之，活性金屬化合物層與陶瓷基板之接合面積的比例低於88%的電路基板，觀察到了剝離(No.7)。此電路基板中，於N=3的試驗中僅有1次發生了剝離，因此不合格。No.7的電路基板，其活性金屬硬銲材中的Ti濃度，被設定成比第1實施形態或No.2的實施例還低。又，硬銲材的厚度亦做成略薄，另一方面將接合溫度設定得較高。由於該些條件的綜合作用，No.7的電路基板中，雖認為有活性金屬化合物層的形成，但料想在與陶瓷基板之界面的接合面積的比例發生了不足。另，此No.7的電路基板，依超音波探傷法的結果，空隙率並不太高，但耐久試驗的結果中發生了剝離。也就是說，若要嚴謹地追究耐久性，則確認了較佳是不僅僅單純評估接合界面中的孔洞有無，還要進行活性金屬化合物層的接合面積的檢討。
[產業利用性]
本發明之陶瓷電路基板，其接合層的對於陶瓷基板之接合力或耐久性會提升，會抑制受到熱應力/熱循環時之銅電路/銅散熱板的剝離或基板破裂。本發明，適合作為利用於混合動力車輛、車輛、發電設備等之各種功率模組的電路基板。又，亦可因應設想有高密度化/高輸出化之功率模組。

Claims (10)

  1. 一種陶瓷電路基板，係由：陶瓷基板；及在前述陶瓷的一方的面透過接合層而接合之由銅系材料所構成之銅電路；及在前述陶瓷的另一方的面透過接合層而接合之由銅系材料所構成之銅散熱板；所構成之陶瓷電路基板，其特徵為，前述接合層，由以Ag為必需成分並且由至少2種以上的金屬所構成之硬銲材成分、及至少1種以上的活性金屬成分所構成，前述活性金屬的含有量，相對於接合層全體的金屬元素量而言為0.5質量%以上2.0質量%以下，前述接合層，由由前述硬銲材成分所構成之硬銲材層及含有前述活性金屬之活性金屬化合物層所構成，前述活性金屬化合物層沿著與前述陶瓷基板之接合界面而形成，又，前述接合層與前述陶瓷基板之接合面積中占有之，前述活性金屬化合物層與前述陶瓷基板之接合面積的比例，為88%以上。
  2. 如申請專利範圍第1項所述之陶瓷電路基板，其中，作為硬銲材成分，含有Cu、Sn、In、Ni、Si、Li的至少任一者。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項所述之陶瓷電路基板，其中，作為活性金屬，含有Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、V、Cr、Y、Al、Mo的至少任一者。
  4. 如申請專利範圍第1項或第2項所述之陶瓷電路基板，其中，活性金屬化合物層的厚度，相對於接合層全體而言為1/40以上1/10以下。
  5. 如申請專利範圍第1項或第2項所述之陶瓷電路基板，其中，接合層的厚度，為5μm以上50μm以下。
  6. 如申請專利範圍第1項或第2項所述之陶瓷電路基板，其中，接合層，含有Ag-Cu-Ti合金、Ag-Cu-Ti-Sn合金、Ag-Cu-Ti-Zr-Sn合金、Ag-Cu合金、Ag-Cu-Sn合金、Ag-Cu-Zr合金的至少任一者。
  7. 如申請專利範圍第1項或第2項所述之陶瓷電路基板，其中，陶瓷基板，由氮化鋁、氮化矽、氧化鋁、二氧化鋯、硼化鑭、氮化硼、碳化矽、石墨的任一者所構成。
  8. 一種陶瓷電路基板的製造方法，係申請專利範圍第1項至第7項中任一項所述之陶瓷電路基板的製造方法，具有下述工程，即準備在由銅系材料所構成之銅板材的單面，將硬銲材 成分和活性金屬合金化而成的活性金屬硬銲材予以鎧裝而成之複合材料，在陶瓷基板的兩面，以前述活性金屬硬銲材接觸之方式配置了前述複合材料後，將前述複合材料加熱以熔融前述活性金屬硬銲材，來將前述銅板材接合至前述陶瓷基板的兩面之工程。
  9. 如申請專利範圍第8項所述之陶瓷電路基板的製造方法，其中，活性金屬硬銲材，由Ag-Cu-Ti合金、Ag-Cu-Ti-Sn合金、Ag-Cu-Ti-Zr-Sn合金所構成。
  10. 如申請專利範圍第8項或第9項所述之陶瓷電路基板的製造方法，其中，接合至陶瓷基板的一方的面之複合材料，其平面形狀被加工成成為電路形狀。
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