TW202126603A

TW202126603A - 銅／陶瓷接合體、絕緣電路基板及銅／陶瓷接合體之製造方法、絕緣電路基板之製造方法

Info

Publication number: TW202126603A
Application number: TW109141991A
Authority: TW
Inventors: 寺伸幸
Original assignee: 日商三菱綜合材料股份有限公司
Priority date: 2019-12-02
Filing date: 2020-11-30
Publication date: 2021-07-16
Also published as: JP6908173B2; JP2021091595A

Abstract

此銅/陶瓷接合體(10)係接合銅或銅合金所成銅構件(12、13)、和含氮陶瓷所成陶瓷構件(11)而成的銅/陶瓷接合體中，於銅構件(12、13)與陶瓷構件(11)之間，於陶瓷構件(11)側，形成含有選自Ti、Zr、Nb、Hf之1種以上之活性金屬之氮化物的活性金屬氮化物層(41)，於此活性金屬氮化物層(41)與銅構件(12、13)之間，形成於Cu之母相中固溶Mg之Mg固溶層(45)，於活性金屬氮化物層(41)之內部，分散Cu粒子及Cu與活性金屬之化合物粒子之任一方或雙方所成含Cu粒子(42)。

Description

銅／陶瓷接合體、絕緣電路基板及銅／陶瓷接合體之製造方法、絕緣電路基板之製造方法

此發明係有關接合銅或銅合金所成銅構件、和含氮陶瓷所成陶瓷構件所成之銅/陶瓷接合體、和於含氮陶瓷所成陶瓷基板之表面接合銅或銅合金所成銅板而成之絕緣電路基板、及、銅/陶瓷接合體之製造方法、絕緣電路基板之製造方法。本發明係根據在2019年12月2日，日本申請之特願2019-217926號、及、在2020年11月24日，日本申請之特願2020-194519號，主張優先權，將該內容援用於此。

於功率模組、LED模組及熱電模組中，於絕緣層之一方之面，形成導電材料所成之電路層的絕緣電路基板，成為接合功率半導體元件、LED元件及熱電元件之構造。例如為控制風力發電、電動車、油電混合車等所使用之大電力控制用之功率半導體元件係由於動作時之發熱量多之故，做為搭載此之基板，具備陶瓷基板、和於此陶瓷基板之一方之面，接合導電性優異之金屬板而形成電路層的絕緣電路基板，則在於以往被廣為利用。做為絕緣電路基板，亦有提供於陶瓷基板之另一方的面，接合金屬板形成金屬層者。

例如，於專利文獻1中，提案有經由於陶瓷基板之一方的面及另一方的面，接合銅板，形成電路層及金屬層的絕緣電路基板。於此專利文獻1中，於陶瓷基板之一方的面及另一方的面，隔著Ag-Cu-Ti系銲材，配置銅板，經由進行加熱處理，接合銅板(所謂活性金屬硬焊法)。此活性金屬硬焊法中，使用活性金屬之含有Ti之銲材之故，可提升熔融之銲材與陶瓷基板之濕濡性，可良好接合陶瓷基板與銅板。

又，於專利文獻2中，提案有使用Cu-Mg-Ti系銲材，接合陶瓷基板與銅板的絕緣電路基板。於此專利文獻2中，於氮氣環境下，經由以560~800℃加熱接合而構成，Cu-Mg-Ti合金中之Mg則昇華，不殘存於接合界面，且氮化鈦(TiN)則實質上不會形成。 [先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特許第3211856號公報 [專利文獻2]日本特許第4375730號公報

[發明欲解決之課題]

然而，於使用SiC等之高溫半導體元件中，半導體件元件有高密度安裝之情形，使用此之絕緣電路基板中，需保證更高溫下之動作。因此，即使負荷較以往更嚴酷之冷熱周期之時，亦需抑制陶瓷基板之破裂之產生。

此發明係有鑑於上述情事而成，提供即使負荷嚴酷之冷熱周期之時，可抑制陶瓷構件之破裂之產生，冷熱周期可靠性優異之銅/陶瓷接合體、絕緣電路基板、及銅/陶瓷接合體之製造方法、絕緣電路基板之製造方法為目的。 [為解決課題之手段]

為解決前述之課題，本發明之一形態之銅/陶瓷接合體係接合銅或銅合金所成銅構件、和含氮陶瓷所成陶瓷構件而成的銅/陶瓷接合體中，於前述銅構件與前述陶瓷構件之間，於前述陶瓷構件側，形成含有選自Ti、Zr、Nb、Hf之1種以上之活性金屬之氮化物的活性金屬氮化物層，於此活性金屬氮化物層與前述銅構件之間，形成於Cu之母相中固溶Mg之Mg固溶層，於前述活性金屬氮化物層之內部，分散Cu粒子及Cu與活性金屬之化合物粒子之任一方或雙方所成含Cu粒子為特徵。

根據上述形態之銅/陶瓷接合體，於前述陶瓷構件側，形成含選自Ti、Zr、Nb、Hf之1種以上之活性金屬之氮化物的活性金屬氮化物層，於此活性金屬氮化物層與前述銅構件之間，形成於Cu之母相中固溶Mg之Mg固溶層之故，充分進行界面反應，強固接合銅構件與陶瓷構件。於前述活性金屬氮化物層之內部，分散Cu粒子及Cu與活性金屬之化合物粒子之任一方或雙方所成含Cu粒子之故，於冷熱周期負荷時，可緩和堅硬活性金屬氮化物層之應力，可抑制鄰接於此活性金屬氮化物層之陶瓷構件之破裂之產生。

關於本發明之一形態之銅/陶瓷接合體中，前述含Cu粒子之粒子徑為10nm以上100nm以下之範圍內為佳。此時，前述含Cu粒子之粒子徑為10nm以上100nm以下之範圍內之故，可充分發揮活性金屬氮化物層之應力緩和效果，可抑制鄰接於此活性金屬氮化物層之陶瓷構件之破裂之產生。

關於本發明之一形態之銅/陶瓷接合體中，於前述活性金屬氮化物層之內部，存在Mg為佳。此時，經由存在於前述活性金屬氮化物層之內部之Mg，可得活性金屬氮化物層之應力緩和效果，更可抑制鄰接於此活性金屬氮化物層之陶瓷構件之破裂之產生。

關於本發明之一形態之銅/陶瓷接合體中，自前述陶瓷構件側界面至前述活性金屬氮化物層之全厚度之25%位置之領域之平均銅濃度C1(原子%)，與自前述銅構件側界面至前述活性金屬氮化物層之全厚度之25%位置之領域之平均銅濃度C2(原子%)之比C2/C1為0.8以下為佳。此時，前述活性金屬氮化物層中，前述陶瓷構件側之銅濃度較前述銅構件側之銅濃度為高之故，充分進行界面反應，更為強固接合銅構件與陶瓷構件。

關於本發明之一形態之絕緣電路基板，係於含氮陶瓷所成陶瓷基板之表面，接合銅或銅合金所成銅板而成的絕緣電路基板中，於前述銅板與前述陶瓷基板之間，於前述陶瓷基板側，形成含有選自Ti、Zr、Nb、Hf之1種以上之活性金屬之氮化物的活性金屬氮化物層，於此活性金屬氮化物層與前述銅板之間，形成於Cu之母相中固溶Mg之Mg固溶層，於前述活性金屬氮化物層之內部，分散Cu粒子及Cu與活性金屬之化合物粒子之任一方或雙方所成含Cu粒子為特徵。

根據上述形態之絕緣電路基板，於前述陶瓷基板側，形成含選自Ti、Zr、Nb、Hf之1種以上之活性金屬之氮化物的活性金屬氮化物層，於此活性金屬氮化物層與前述銅板之間，形成於Cu之母相中固溶Mg之Mg固溶層之故，充分進行界面反應，強固接合銅板與陶瓷基板。於前述活性金屬氮化物層之內部，分散Cu粒子及Cu與活性金屬之化合物粒子之任一方或雙方所成含Cu粒子之故，於冷熱周期負荷時，可緩和堅硬活性金屬氮化物層之應力，可抑制鄰接於此活性金屬氮化物層之陶瓷基板之破裂之產生。

關於本發明之一形態之絕緣電路基板中，前述含Cu粒子之粒子徑為10nm以上100nm以下之範圍內為佳。此時，前述含Cu粒子之粒子徑為10nm以上100nm以下之範圍內之故，可充分發揮活性金屬氮化物層之應力緩和效果，可抑制鄰接於此活性金屬氮化物層之陶瓷基板之破裂之產生。

關於本發明之一形態之絕緣電路基板中，於前述活性金屬氮化物層之內部，存在Mg為佳。此時，經由存在於前述活性金屬氮化物層之內部之Mg，可得活性金屬氮化物層之應力緩和效果，更可抑制鄰接於此活性金屬氮化物層之陶瓷基板之破裂之產生。

關於本發明之一形態之絕緣電路基板中，自前述陶瓷基板側界面至前述活性金屬氮化物層之全厚度之25%位置之領域之平均銅濃度C1(原子%)，與自前述銅板側界面至前述活性金屬氮化物層之全厚度之25%位置之領域之平均銅濃度C2(原子%)之比C2/C1為0.8以下為佳。此時，前述活性金屬氮化物層中，前述陶瓷基板側之銅濃度較前述銅板側之銅濃度為高之故，充分進行界面反應，更為強固接合銅板與陶瓷基板。

關於本發明之一形態之銅/陶瓷接合體之製造方法，係製造上述銅/陶瓷接合體之銅/陶瓷接合體之製造方法中，具備:於前述銅構件與前述陶瓷構件之間，配置選自Ti、Zr、Nb、Hf之1種以上之活性金屬及Mg之活性金屬及Mg配置工程、和將前述銅構件與前述陶瓷構件，隔著活性金屬及Mg加以層積之層積工程、和將隔著活性金屬及Mg層積之前述銅構件與前述陶瓷構件，在加壓於層積方向之狀態下，於真空環境下，加熱處理接合之接合工程；前述活性金屬及Mg配置工程中，令活性金屬量成為0.4μmol/cm² 以上18.8μmol/cm² 以下之範圍內，令Mg量成為14μmol/cm² 以上86μmol/cm² 以下之範圍內，前述接合工程中，在440℃以上不足480℃之中間溫度，保持30min以上150min以下，之後，以700℃以上之溫度，保持15min以上為特徵。

根據上述形態之銅/陶瓷接合體之製造方法時，前述活性金屬及Mg配置工程中，令活性金屬量成為0.4μmol/cm² 以上18.8μmol/cm² 以下之範圍內，令Mg量成為14μmol/cm² 以上86μmol/cm² 以下之範圍內之故，於界面反應可充分得到必要液相。因此，可確實接合銅構件與陶瓷構件。前述接合工程中，在440℃以上不足480℃之中間溫度，保持30min以上150min以下之故，於以中間溫度保持之時，在固相狀態進行陶瓷之分解反應，局部地產生含Mg液相，於陶瓷構件之內部，侵入Mg。又，以中間溫度保持之後，以700℃以上之溫度，保持15min以上之故，生成活性金屬氮化物層。又，於陶瓷構件之內部，侵入Mg之部分為起點，生成Cu-Mg液相，於陶瓷構件之內部，侵入Cu，分散含Cu粒子。

關於本發明之一形態之絕緣電路基板之製造方法，係製造上述絕緣電路基板之絕緣電路基板之製造方法中，具備:於前述銅板與前述陶瓷基板之間，配置選自Ti、Zr、Nb、Hf之1種以上之活性金屬及Mg之活性金屬及Mg配置工程、和將前述銅板與前述陶瓷基板，隔著活性金屬及Mg加以層積之層積工程、和將隔著活性金屬及Mg層積之前述銅板與前述陶瓷基板，在加壓於層積方向之狀態下，於真空環境下，加熱處理接合之接合工程；前述活性金屬及Mg配置工程中，令活性金屬量成為0.4μmol/cm² 以上18.8μmol/cm² 以下之範圍內，令Mg量成為14μmol/cm² 以上86μmol/cm² 以下之範圍內，前述接合工程中，在440℃以上不足480℃之中間溫度，保持30min以上150min以下，之後，以700℃以上之溫度，保持15min以上為特徵。

根據上述形態之絕緣電路基板之製造方法時，前述活性金屬及Mg配置工程中，令活性金屬量成為0.4μmol/cm² 以上18.8μmol/cm² 以下之範圍內，令Mg量成為14μmol/cm² 以上86μmol/cm² 以下之範圍內之故，於界面反應可充分得到必要液相。因此，可確實接合銅板與陶瓷基板。前述接合工程中，在440℃以上不足480℃之中間溫度，保持30min以上150min以下之故，於以中間溫度保持之時，在固相狀態進行陶瓷之分解反應，局部地產生含Mg液相，於陶瓷基板之內部，侵入Mg。又，以中間溫度保持之後，以700℃以上之溫度，保持15min以上之故，侵入Mg之部分為起點，生成Cu-Mg液相，於陶瓷基板之內部，侵入Cu，分散含Cu粒子。 [發明效果]

根據本發明之上述形態，可提供即使負荷嚴酷之冷熱周期之時，可抑制陶瓷基板之破裂之產生，冷熱周期可靠性優異之銅/陶瓷接合體、絕緣電路基板、及銅/陶瓷接合體之製造方法、絕緣電路基板之製造方法。

以下，對於本發明之實施形態，參照附件圖面加以說明。關於本實施形態之銅/陶瓷接合體係接合做為陶瓷所成陶瓷構件的陶瓷基板11、和做為銅或銅合金所成銅構件之銅板22(電路層12)及銅板23(金屬層13)而成的絕緣電路基板10。於圖1，顯示具備本實施形態之絕緣電路基板10之功率模組1。

此功率模組1係具備於陶瓷基板11配設電路層12及金屬層13之絕緣電路基板10、和於電路層12之一方的面(圖1中之上面)，隔著接合層2加以接合之半導體元件3、和配置於金屬層13之另一方側(圖1中之下側)之散熱片30。

半導體元件3係以Si等之半導體材料構成。此半導體元件3與電路層12係隔著接合層2加以接合。接合層2係例如以Sn-Ag系、Sn-In系、或Sn-Ag-Cu系之銲錫材所構成。

散熱片30係發散來自前述之絕緣電路基板10之熱。此散熱片30係Cu或Cu合金所構成，本實施形態中，係以磷脫氧銅所構成。於此散熱片30中，設有為流動冷卻用之流體之流路31。於本實施形態中，散熱片30與金屬層13則經由銲錫材所成銲錫層32加以接合。此銲錫層32係例如以Sn-Ag系、Sn-In系、或Sn-Ag-Cu系之銲錫材所構成。

本實施形態之絕緣電路基板10係如圖1所示，具備陶瓷基板11、和配設於此陶瓷基板11之一方之面(圖1中之上面)的電路層12，和配設於陶瓷基板11之另一方面(圖1中之下面)之金屬層13。

陶瓷基板11係以絕緣性及散熱性優異之含氮陶瓷所構成，本實施形態中，以氮化鋁(AlN)加以構成。此陶瓷基板11之厚度係例如設定於0.2mm以上1.5mm以下之範圍內，本實施形態中，設定在0.635mm。除了氮化鋁(AlN)之外，可使用氮化矽。

電路層12係如圖5所示，此陶瓷基板11之一方之面(圖5中之上面)，經由接合銅或銅合金所成銅板22加以形成。本實施形態中，電路層12係使無氧銅之軋板所成銅板22，接合於陶瓷基板11加以形成。成為電路層12之銅板22之厚度係例如設定於0.1mm以上2.0mm以下之範圍內，本實施形態中，設定在0.6mm。

金屬層13係如圖5所示，於陶瓷基板11之另一方之面(圖5中之下面)，經由接合銅或銅合金所成銅板23加以形成。本實施形態中，金屬層13係使無氧銅之軋板所成銅板23，接合於陶瓷基板11加以形成。成為金屬層13之銅板23之厚度係例如設定於0.1mm以上2.0mm以下之範圍內，本實施形態中，設定在0.6mm。

然後，於陶瓷基板11與電路層12(金屬層13)之接合界面，如圖2及圖3所示，於陶瓷基板11側，形成含有選自Ti、Zr、Nb、Hf之1種或2種以上之活性金屬之氮化物之活性金屬氮化物層41，以層積於此活性金屬氮化物層41之方式，形成Mg固溶層45。 Mg固溶層45係將電路層12(金屬層13)與陶瓷基板11之接合界面，使用EPMA裝置(日本電子股份有限公司製JXA-8539F)，以倍率2000倍，加速電壓15kV之條件，觀察包含接合界面之領域(縱400μm×橫600μm)，從陶瓷基板11表面朝向電路層12(金屬層13)側以10μm間隔之10點，進行定量分析，令Cu濃度+Mg濃度=100原子%，Mg濃度為0.01原子%以上6.9原子%以下之領域。接合界面則不測定。因此，Mg固溶層45係存在於從陶瓷基板11表面朝向電路層12(金屬層13)側離開10μm以上之領域。

本實施形態中，做為活性金屬使用Ti為佳，此時，活性金屬氮化物層41係以氮化鈦(TiN)構成。本實施形態中，活性金屬氮化物層41之厚度為50nm以上1200nm以下之範圍內為佳。活性金屬氮化物層41之厚度係較佳為100nm以上，更佳為150nm以上。另一方面，活性金屬氮化物層41之厚度係較佳為800nm以下，更佳為600nm以下。

於活性金屬氮化物層41之內部，分散Cu粒子及Cu與活性金屬之化合物粒子之任一方或雙方所成含Cu粒子42。上述之含Cu粒子42係多數存在於活性金屬氮化物層41之陶瓷基板11側，於活性金屬氮化物層41中從與陶瓷基板11之界面至500nm之界面附近領域，分布在活性金屬氮化物層41內觀察之含Cu粒子42之65%以上(個數基準)。分布於上述界面附近領域之含Cu粒子42之更佳比例為85%以上，較佳為95%以上，上限值為100%。

於本實施形態中，含Cu粒子42係粒子徑為10nm以上100nm以下之範圍內為佳。分散於活性金屬氮化物層41之內部之含Cu粒子42之相當圓直徑係較佳為15nm以上，更佳為20nm以上。另一方面，上述之含Cu粒子42之相當圓直徑係較佳為70nm以下，更佳為50nm以下。本實施形態中，於活性金屬氮化物層41之內部，可存在Mg。此時，經由存在於活性金屬氮化物層41之內部之Mg，可得活性金屬氮化物層41之應力緩和效果，更可抑制鄰接於此活性金屬氮化物層41之陶瓷基板11之破裂之產生。存在Mg係對於活性金屬氮化物層41而言，以STEM-EDX分析Mg濃度為Cu+Mg+活性金屬(Ti,Zr,Nb,Hf)=100原子%時，為0.01原子%以上70原子%以下時定義為存在有Mg。

本實施形態中，自陶瓷基板11側界面至活性金屬氮化物層41之全厚度之25%位置之領域之平均銅濃度C1(原子%)，與自電路層12(金屬層13)側界面至活性金屬氮化物層41之全厚度之25%位置之領域之平均銅濃度C2(原子%)之比C2/C1為0.8以下為佳。上述銅濃度比C2/C1之下限雖未特別限定，但以0.01以上為佳。

以下，對於關於本實施形態之絕緣電路基板10之製造方法，參照圖4及圖5加以說明。

(活性金屬及Mg配置工程S01) 首先，準備氮化鋁(AlN)所成陶瓷基板11，如圖5所示，於成為電路層12之銅板22與陶瓷基板11之間，以及成為金屬層13之銅板23與陶瓷基板11之間，各別配置選自Ti、Zr、Nb、Hf之1種或2種以上之活性金屬及Mg。本實施形態中，於成為電路層12之銅板22與陶瓷基板11之間，以及成為金屬層13之銅板23與陶瓷基板11之間，配設有Mg箔25與活性金屬箔26。

活性金屬及Mg配置工程S01中，令配置之活性金屬量成為0.4μmol/cm² 以上18.8μmol/cm² 以下之範圍內，令Mg量成為14μmol/cm² 以上86μmol/cm² 以下之範圍內。配置之活性金屬量係以0.9μmol/cm² 以上為佳，更佳為2.8μmol/cm² 以上。另一方面，配置之活性金屬量係以9.4μmol/cm² 以下為佳，更佳為6.6μmol/cm² 以下。又，配置之Mg量係以21μmol/cm² 以上為佳，更佳為28μmol/cm² 以上。另一方面，配置之Mg量係以72μmol/cm² 以下為佳，更佳為57μmol/cm² 以下。

(層積工程S02) 接著，將銅板22與陶瓷基板11，隔著活性金屬箔26及Mg箔25層積的同時，將陶瓷基板11與銅板23，隔著活性金屬箔26及Mg箔25加以層積。

(接合工程S03) 接著，將層積之銅板22、活性金屬箔26、Mg箔25、陶瓷基板11，Mg箔25、活性金屬箔26、銅板23，加壓於層積方向的同時，裝入真空爐內加熱，接合銅板22與陶瓷基板11與銅板23。接合工程S03中，具備在440℃以上不足480℃之中間溫度，保持30min以上150min以下之中間保持工程，和之後，進行加熱，以700℃以上之溫度，保持15min以上之高溫保持工程。

經由以不足Cu-Mg共晶溫度(484℃)之中間溫度加以保持，於接合界面，在固相狀態陶瓷基板11與Mg反應，進行陶瓷之分解反應，局部地產生含Mg液相，於陶瓷基板11之內部，侵入Mg。

中間保持工程之保持溫度不足440℃時，陶瓷基板11與活性金屬之反應會有不充分之疑慮。中間保持工程之保持溫度為480℃以上時，於接合界面產生液相，在固相狀態不能使陶瓷基板11與Mg反應，於後述之高溫保持工程，於活性金屬氮化物層41之內部，會有無法充分分散含Cu粒子42之疑慮。因此，中間保持工程之保持溫度為440℃以上，較佳為445℃以上，更佳為450℃以上。另一方面，中間保持工程之保持溫度為不足480℃，較佳為475℃以下，更佳為470℃以下。

中間保持工程之保持時間不足30min時，陶瓷基板11與活性金屬之反應會有不充分之疑慮。中間保持工程之保持時間超過150min時，固相狀態下之反應則過度進行，會有不能接合銅板22、23與陶瓷基板11之疑慮。因此，中間保持工程之保持時間為30min以上，較佳為45min以上，更佳為60min以上。另一方面，中間保持工程之保持時間為150min以下，較佳為120min以下，更佳為90min以下。

中間保持工程之後，經由以700℃以上之溫度保持15min之高溫保持工程，於接合界面形成液相，生成活性金屬氮化物層41，強固接合陶瓷基板11與銅板22、23。又，於陶瓷基板11之內部，侵入Mg之部分為起點，生成Cu-Mg液相，於陶瓷基板11之內部，侵入Cu，分散含Cu粒子。高溫保持工程之加熱溫度不足700℃時，無法充分確保液相，有無法強固接合陶瓷基板11與銅板22、23之疑慮。因此，高溫保持工程之加熱溫度為700℃以上，較佳為730℃以上，更佳為750℃以上。另一方面，高溫保持工程之加熱溫度係以850℃以下為佳，更佳為830℃以下。

高溫保持工程之保持時間不足15min時，有無法強固接合陶瓷基板11與銅板22、23之疑慮。因此，高溫保持工程之保持時間為15min以上，較佳為30min以上，更佳為45min以上。另一方面，高溫保持工程之保持時間係以150min以下為佳，更佳為120min以下。

如以上所述，經由活性金屬及Mg配置工程S01、和層積工程S02、和接合工程S03，製造本實施形態之絕緣電路基板10。

(散熱片接合工程S04) 接著，於絕緣電路基板10之金屬層13之另一方的面側，接合散熱片30。將絕緣電路基板10與散熱片30，隔著銲錫材加以層積層，將入加熱爐、隔著銲錫層32，銲錫接合絕緣電路基板10與散熱片30。

(半導體元件接合工程S05) 接著，於絕緣電路基板10之電路層12之一方的面，將半導體元件3經由銲錫接合。經由上述之工程，製出圖1所示之功率模組1。

根據上述構成之本實施形態之絕緣電路基板10(銅/陶瓷接合體)，於陶瓷基板11側，形成含選自Ti、Zr、Nb、Hf之1種或2種以上之活性金屬之氮化物的活性金屬氮化物層41，於此活性金屬氮化物層41與電路層12(金屬層13)之間，形成於Cu之母相中固溶Mg之Mg固溶層45之故，充分進行界面反應，強固接合電路層12(金屬層13)與陶瓷基板11。

本實施形態中，於活性金屬氮化物層41之內部，分散Cu粒子及Cu與活性金屬之化合物粒子之任一方或雙方所成含Cu粒子42之故，於冷熱周期負荷時，可緩和堅硬活性金屬氮化物層41之應力，可抑制鄰接於此活性金屬氮化物層41之陶瓷基板11之破裂之產生。

於本實施形態中，於含Cu粒子42之粒子徑為10nm以上100nm以下之範圍內之時，可充分發揮含Cu粒子42所成活性金屬氮化物層41之應力緩和效果，可更抑制鄰接於此活性金屬氮化物層41之陶瓷基板11之破裂之產生。

於本實施形態中，於活性金屬氮化物層41之內部存在Mg之時，經由此Mg，可得活性金屬氮化物層41之應力緩和效果，更可抑制鄰接於此活性金屬氮化物層41之陶瓷基板11之破裂之產生。

本實施形態中，自陶瓷基板11側界面至活性金屬氮化物層41之全厚度之25%位置之領域之平均銅濃度C1(原子%)，與自電路層12(金屬層13)側界面至活性金屬氮化物層41之全厚度之25%位置之領域之平均銅濃度C2(原子%)之比C2/C1為0.8以下之時，於活性金屬氮化物層41。陶瓷基板11側之銅濃度較電路層12(金屬層13)側之銅濃度為高之故，充分進行界面反應，更可強固接合電路層12(金屬層13)與陶瓷基板11。

根據本實施形態之絕緣電路基板之製造方法時，於活性金屬及Mg配置工程S01中，令活性金屬量成為0.4μmol/cm² 以上18.8μmol/cm² 以下之範圍內，令Mg量成為14μmol/cm² 以上86μmol/cm² 以下之範圍內之故，於界面反應可充分得到必要液相。因此，可確實接合銅板22、23與陶瓷基板11。

接合工程S03中，成為在440℃以上不足480℃之中間溫度，保持30min以上150min以下，之後，以700℃之溫度保持15min之構成之故，於以上述中間溫度保持之時，在固相狀態進行陶瓷之分解反應，局部地產生含Mg液相，於陶瓷基板11之內部，侵入Mg。於以中間溫度保持之後，以700℃以上之溫度，保持15min以上之故，生成活性金屬氮化物層41。又，於陶瓷基板11之內部，侵入Mg之部分為起點，生成Cu-Mg液相，於陶瓷基板11之內部，侵入Cu，分散含Cu粒子。

以上，雖對於本發明的實施形態做了說明，但本發明非限定於此，在不脫離該發明之技術思想之範圍下，可適切加以變更。例如，本實施形態中，雖於絕緣電路基板搭載半導體元件構成功率模組者做了說明，但非限定於此。例如，可於絕緣電路基板之電路層搭載LED元件構成LED模組亦可，於絕緣電路基板之電路層搭載熱電元件構成熱電模組亦可。

本實施形態之絕緣電路基板中，就電路層與金屬層皆經由銅或銅合金所成銅板加以構成做了說明，但未限定於此。例如只要是電路層與陶瓷基板以本發明之銅/陶瓷接合體構成時，不限定金屬層之材質或接合方法，可沒有金屬層，亦可為金屬層由鋁或鋁合金所成，亦可為以銅與鋁之層積體加以構成。另一方面，金屬層與陶瓷基板以本發明之銅/陶瓷接合體加以構成時，不限定電路層之材質或接合方法，可為電路層以鋁或鋁合金構成，亦可為以銅與鋁之層積體加以構成。

本實施形態中，雖對於在銅板與陶瓷基板之間，層積活性金屬箔與Mg箔之構成做了說明，但非限定於此，配設Mg與活性金屬之合金亦可。於陶瓷基板及銅板之接合面，將Mg、活性金屬、Mg與活性金屬之合金等所成薄膜，經由濺鍍法或蒸鍍法等加以成膜亦可。使用Mg或MgH₂ 電糊，或使用活性金屬或活性金屬氫化物之電糊及使用此等之混合電糊亦可。

於本實施形態中，接合工程S03之加壓荷重係以0.049MPa以上3.4MPa以下之範圍內為佳。接合工程S03之真空度係以1×10^-6 Pa以上5×10^-2 Pa以下之範圍內為佳。 [實施例]

以下，對於確認本發明之效果所進行之確認實驗結果加以說明。

(實施例1) 首先，準備表1、2所示之陶瓷基板(40mm×40mm)。本發明例1~4及比較例1~5中，使用厚度0.635mm之氮化鋁(AlN)，本發明例11~14及比較例11~15中，使用厚度0.32mm之氮化矽(Si₃ N₄ )。於此陶瓷基板之兩面，將無氧銅所成銅板(37mm× 37mm×厚0.3mm)，以表1、2所示條件接合，得到絕緣電路基板(銅/陶瓷接合體)。接合時之真空爐之真空度為6×10^-3 Pa。

對於所得絕緣電路基板(銅/陶瓷接合體)，針對接合界面之Mg固溶層之有無、活性金屬氮化物層之含Cu粒子(Cu粒子及Cu與活性金屬之化合物粒子之任一方及雙方)之有無及相當圓直徑、活性金屬氮化物層之Mg之有無、冷熱周期負荷後之陶瓷基板之破裂之有無，如以下加以評估。

(Mg固溶層) 將銅板與陶瓷基板之接合界面，使用EPMA裝置(日本電子股份有限公司製JXA-8539F)，以倍率2000倍，加速電壓15kV之條件，觀察包含接合界面之領域(縱400μm×橫600μm)，從陶瓷基板表面朝向銅板側以10μm間隔之10點，進行定量分析，令Cu濃度+Mg濃度=100原子%，Mg濃度為0.01原子%以上6.9原子%以下之領域視為Mg固溶層。測定係以5視野進行，只要一處觀察到Mg固溶層之時，視為「有」，記載於表3及表4。

(活性金屬氮化物層) 將銅板與陶瓷基板之接合界面，使用掃描型電子顯微鏡(卡爾·蔡司NTS公司製ULTRA55)，以倍率15000倍(測定範圍:6μm×8μm)，視野數5，進行觀察，確認活性金屬氮化物層之有無，確認活性金屬氮化物層之含Cu粒子之有無。又，算出觀察之含Cu粒子之相當圓直徑。確認活性金屬氮化物層之Mg之有無。活性金屬氮化物層之Mg之有無之確認係經由上述方法進行。測定係以5視野進行，只要一處觀察到Mg之時，視為「有」，記載於表3及表4。

(陶瓷基板之破裂) 負荷-78℃×2min←→350℃×2min之冷熱周期之後，經由SAT檢查，檢查銅板與陶瓷基板之接合界面，確認陶瓷破裂，評估確認破裂之周期數。做為陶瓷基板使用氮化鋁(AlN)之本發明例1~4及比較例1、2中，將上述冷熱周期實施至10周期，於10周期後未確認破裂者表示為「＞10」。做為陶瓷基板使用氮化矽(Si₃ N₄ )之本發明例11~14及比較例11、12中，將上述冷熱周期實施至20周期，於20周期後未確認破裂者表示為「＞20」。

未實施中間溫度保持工程之比較例1中，於活性金屬氮化物層不存在含Cu粒子，於冷熱周期負荷後，產生陶瓷基板之破裂。中間溫度保持工程之保持溫度低於200℃之比較例2中，於活性金屬氮化物層不存在含Cu粒子，於冷熱周期負荷後，產生陶瓷基板之破裂。中間溫度保持工程之保持時間短於5min之比較例11中，於活性金屬氮化物層不存在含Cu粒子，於冷熱周期負荷後，產生陶瓷基板之破裂。 Mg量少至7μmol/cm² 之比較例3及比較例13、活性金屬量少至0.1μmol/cm² 之比較例4、中間溫度保持工程之保持溫度高達520℃之比較例5及比較例15、中間溫度保持工程之保持時間長達500min之比較例12、活性金屬量少至0.2μmol/cm² 之比較例14中，銅板與陶瓷基板則無法接合。為此，中止其他之評估。

對此，於活性金屬氮化物層分散含Cu粒子之本發明例1-4、11-14中，於冷熱周期負荷後，未確認陶瓷基板之破裂。

(實施例2) 接著，準備表5、6所示之陶瓷基板(40mm×40mm)。本發明例21~28中，使用厚度0.635mm之氮化鋁(AlN)，本發明例31~38中，使用厚度0.32mm之氮化矽(Si₃ N₄ )。於此陶瓷基板之兩面，將無氧銅所成銅板(37mm× 37mm×厚0.3mm)，以表5、6所示條件接合，得到絕緣電路基板(銅/陶瓷接合體)。接合時之真空爐之真空度為6×10^-3 Pa。

對於所得絕緣電路基板(銅/陶瓷接合體)，針對接合界面之Mg固溶層之有無、及活性金屬氮化物層之含Cu粒子(Cu粒子及Cu與活性金屬之化合物粒子之任一方及雙方)之有無，以記載於實施例1之方法評估。對於活性金屬氮化物層之銅濃度、及、冷熱周期負荷後之陶瓷基板之破裂之有無。如以下加以評估。

(活性金屬氮化物層之銅濃度) 將銅板與陶瓷基板之接合界面，使用掃描穿透式電子顯微鏡(FEI公司製Titan ChemiSTEM)，以加速電壓200kV，倍率2萬倍至20萬倍，實施厚度方向之Cu、Mg、N及活性金屬(Ti,Zr,Nb,Hf)之線分析。令縱軸為銅濃度(令Cu、Mg、N、活性金屬之合計量為100原子%時之銅濃度)，令橫軸為測定位置，作成圖表。

活性金屬氮化物層之界面位置係定義從陶瓷基板或銅板視之，氮化物形成元素首先成為10原子%以上之位置。令自陶瓷基板側界面至活性金屬氮化物層之全厚度之25%位置之領域之銅濃度之平均值為C1，令與自銅板側界面至活性金屬氮化物層之全厚度之25%位置之領域之銅濃度之平均值為C2，算出濃度比C2/C1。測定係以5視野，各1線加以進行，求得所得濃度比C2/C1之平均值。將此記載於表7、8。

(陶瓷基板之破裂) 負荷-78℃×5min←→350℃×5min之冷熱周期之後，經由SAT檢查，檢查銅板與陶瓷基板之接合界面，確認陶瓷破裂，評估確認破裂之周期數。做為陶瓷基板使用氮化鋁(AlN)之本發明例21~28中，將上述冷熱周期實施至8周期，於8周期後未確認破裂者表示為「＞8」。做為陶瓷基板使用氮化矽(Si₃ N₄ )之本發明例31~38中，將上述冷熱周期實施至16周期，於16周期後未確認破裂者表示為「＞16」。

活性金屬氮化物層之銅濃度之比C2/C1為0.8以下之本發明例21~27中，相較上述銅濃度之比C2/C1超過0.8之本發明例28，確認到可抑制冷熱周期負荷時之陶瓷基板之破裂之產生。於本發明例31~38中，與同一活性元素比較之時，活性金屬氮化物層之銅濃度之比C2/C1小者，可確認到抑制冷熱周期負荷時之陶瓷基板之破裂之產生。

以上之結果，根據本發明例時，可確認提供即使負荷嚴酷之冷熱周期之時，可抑制陶瓷基板之破裂之產生，冷熱周期可靠性優異之銅/陶瓷接合體、絕緣電路基板、及銅/陶瓷接合體之製造方法、絕緣電路基板之製造方法。 [產業上的可利用性]

根據此發明時，可提供即使負荷嚴酷之冷熱周期之時，可抑制陶瓷基板之破裂之產生，冷熱周期可靠性優異之銅/陶瓷接合體、絕緣電路基板、及銅/陶瓷接合體之製造方法、絕緣電路基板之製造方法。

10:絕緣電路基板(銅/陶瓷接合體) 11:陶瓷基板(陶瓷構件) 12:電路層(銅構件) 13:金屬層(銅構件) 41:活性金屬氮化物層 42:含Cu粒子(Cu粒子及Cu與活性金屬之化合物粒子) 45:Mg固溶層

[圖1]關於使用本發明之實施形態之絕緣電路基板之功率模組之概略說明圖。 [圖2]關於本發明之實施形態之絕緣電路基板之電路層(金屬層)與陶瓷基板之接合界面的觀察結果。 [圖3]關於本發明之實施形態之絕緣電路基板之電路層(金屬層)與陶瓷基板之接合界面的擴大說明圖。 [圖4]有關本發明的實施形態之絕緣電路基板之製造方法之流程圖。 [圖5]有關本發明的實施形態之絕緣電路基板之製造方法之概略說明圖。

11:陶瓷基板(陶瓷構件)

12:電路層(銅構件)

13:金屬層(銅構件)

41:活性金屬氮化物層

42:含Cu粒子(Cu粒子及Cu與活性金屬之化合物粒子)

45:Mg固溶層

Claims

一種銅/陶瓷接合體，係接合銅或銅合金所成銅構件、和含氮陶瓷所成陶瓷構件而成之銅/陶瓷接合體，其特徵係於前述銅構件與前述陶瓷構件之間，於前述陶瓷構件側，形成含有選自Ti、Zr、Nb、Hf之1種以上之活性金屬之氮化物的活性金屬氮化物層，於此活性金屬氮化物層與前述銅構件之間，形成於Cu之母相中固溶Mg之Mg固溶層，於前述活性金屬氮化物層之內部，分散Cu粒子及Cu與活性金屬之化合物粒子之任一方或雙方所成含Cu粒子。
如請求項1記載之銅/陶瓷接合體，其中，前述含Cu粒子之粒子徑係在10nm以上100nm以下之範圍內。
如請求項1或2記載之銅/陶瓷接合體，其中，於前述活性金屬氮化物層之內部，存在Mg。
如請求項1至3之任一項記載之銅/陶瓷接合體，其中，自前述陶瓷構件側界面至前述活性金屬氮化物層之全厚度之25%位置之領域之平均銅濃度C1(原子%)，與自前述銅構件側界面至前述活性金屬氮化物層之全厚度之25%位置之領域之平均銅濃度C2(原子%)之比C2/C1為0.8以下。
一種絕緣電路基板，係於含氮陶瓷所成陶瓷基板之表面，接合銅或銅合金所成銅板而成的絕緣電路基板，其特徵係於前述銅板與前述陶瓷基板之間，於前述陶瓷基板側，形成含有選自Ti、Zr、Nb、Hf之1種以上之活性金屬之氮化物的活性金屬氮化物層，於此活性金屬氮化物層與前述銅板之間，形成於Cu之母相中固溶Mg之Mg固溶層，於前述活性金屬氮化物層之內部，分散Cu粒子及Cu與活性金屬之化合物粒子之任一方或雙方所成含Cu粒子。
如請求項5記載之絕緣電路基板，其中，前述含Cu粒子之粒子徑係在10nm以上100nm以下之範圍內。
如請求項5或6記載之絕緣電路基板，其中，於前述活性金屬氮化物層之內部，存在Mg。
如請求項5至7之任一項記載之絕緣電路基板，其中，自前述陶瓷基板側界面至前述活性金屬氮化物層之全厚度之25%位置之領域之平均銅濃度C1(原子%)，與自前述銅板側界面至前述活性金屬氮化物層之全厚度之25%位置之領域之平均銅濃度C2(原子%)之比C2/C1為0.8以下。
一種銅/陶瓷接合體之製造方法，係製造如請求項1至4之任一項記載之銅/陶瓷接合體的銅/陶瓷接合體之製造方法，其特徵係具備: 於前述銅構件與前述陶瓷構件之間，配置選自Ti、Zr、Nb、Hf之1種以上之活性金屬及Mg之活性金屬及Mg配置工程、和將前述銅構件與前述陶瓷構件，隔著活性金屬及Mg加以層積之層積工程、和將隔著活性金屬及Mg層積之前述銅構件與前述陶瓷構件，在加壓於層積方向之狀態下，於真空環境下，加熱處理接合之接合工程；前述活性金屬及Mg配置工程中，令活性金屬量成為0.4μmol/cm² 以上18.8μmol/cm² 以下之範圍內，令Mg量成為14μmol/cm² 以上86μmol/cm² 以下之範圍內，前述接合工程中，在440℃以上不足480℃之中間溫度，保持30min以上150min以下，之後，以700℃以上之溫度，保持15min以上。
一種絕緣電路基板之製造方法，係如請求項5至8之任一項記載之絕緣電路基板之製造方法，其特徵係具備：於前述銅板與前述陶瓷基板之間，配置選自Ti、Zr、Nb、Hf之1種以上之活性金屬及Mg之活性金屬及Mg配置工程、和將前述銅板與前述陶瓷基板，隔著活性金屬及Mg加以層積之層積工程、和將隔著活性金屬及Mg層積之前述銅板與前述陶瓷基板，在加壓於層積方向之狀態下，於真空環境下，加熱處理接合之接合工程；前述活性金屬及Mg配置工程中，令活性金屬量成為0.4μmol/cm² 以上18.8μmol/cm² 以下之範圍內，令Mg量成為14μmol/cm² 以上86μmol/cm² 以下之範圍內，前述接合工程中，在440℃以上不足480℃之中間溫度，保持30min以上150min以下，之後，以700℃以上之溫度，保持15min以上。