阅读说明：本技术 铜-陶瓷接合体、绝缘电路基板及铜-陶瓷接合体的制造方法、绝缘电路基板的制造方法 (Copper-ceramic joined body, insulated circuit board, method for producing copper-ceramic joined body, and method for producing insulated circuit board ) 是由 寺崎伸幸 于 2019-01-16 设计创作，主要内容包括：本发明的铜-陶瓷接合体接合由铜或铜合金构成的铜部件(12)及由铝氧化物构成的陶瓷部件(11)而成,在铜部件(12)与陶瓷部件(11)之间,在陶瓷部件(11)侧形成有氧化镁层(31),在该氧化镁层(31)与铜部件(12)之间形成有在Cu的母相中固溶有Mg的Mg固溶层(32),在Mg固溶层(32)存在选自Ti、Zr、Nb、Hf的一种或两种以上的活性金属。(A copper-ceramic joined body comprising a copper member (12) made of copper or a copper alloy and a ceramic member (11) made of aluminum oxide joined together, wherein a magnesium oxide layer (31) is formed between the copper member (12) and the ceramic member (11) on the ceramic member (11) side, a Mg solid solution layer (32) in which Mg is solid-dissolved in a parent phase of Cu is formed between the magnesium oxide layer (31) and the copper member (12), and one or more active metals selected from Ti, Zr, Nb, and Hf are present in the Mg solid solution layer (32).)

铜-陶瓷接合体、绝缘电路基板及铜-陶瓷接合体的制造方法、 绝缘电路基板的制造方法

技术领域

本发明涉及一种接合由铜或铜合金构成的铜部件及由铝氧化物构成的陶瓷部件而成的铜-陶瓷接合体、绝缘电路基板及铜-陶瓷接合体的制造方法、绝缘电路基板的制造方法。

本申请主张基于2018年1月25日于日本申请的专利申请2018-010965号及2018年12月4日于日本申请的专利申请2018-227472号的优先权，并将其内容援用于此。

背景技术

在功率模块、LED模块及热电模块中，在将由导电材料构成的电路层形成于绝缘层的一面上的绝缘电路基板上，设为接合有功率半导体元件、LED元件及热电元件的结构。

用于控制例如风力发电、电动汽车、混合动力汽车等的大功率控制用功率半导体元件由于运行期间的发热量较多，因此作为搭载功率半导体元件的基板，一直以来广泛使用例如具备由铝氧化物等构成的陶瓷基板及在该陶瓷基板的一面接合导电性优异的金属板而形成的电路层的绝缘电路基板。作为绝缘电路基板，也提供在陶瓷基板的另一面接合金属板而形成金属层的基板。

例如，在专利文献1提出有如下的绝缘电路基板：将构成电路层及金属层的第一金属板及第二金属板设为铜板，并通过DBC法在陶瓷基板直接接合该铜板。在该DBC法中，通过利用铜和铜氧化物的共晶反应，在铜板和陶瓷基板的界面产生液相，从而接合铜板和陶瓷基板。

并且，在专利文献2提出有如下的绝缘电路基板：在陶瓷基板的一面及另一面，通过接合铜板而形成电路层及金属层。在该功率模块用基板中，在陶瓷基板的一面及另一面，夹杂Ag-Cu-Ti系钎料而配置铜板，并通过进行加热处理而接合铜板(所谓的活性金属钎焊法)。该活性金属钎焊法中，由于使用含有作为活性金属的Ti的钎料，因此提高熔融的钎料与陶瓷基板的润湿性，并良好地接合陶瓷基板与铜板。

另外，在专利文献3提出有如下的浆料：作为在高温氮气气氛下接合铜板和陶瓷基板时使用的接合用钎料，含有由Cu-Mg-Ti合金构成的粉末。在该专利文献3中，被设为通过在氮气气氛下以560～800℃加热而接合的结构，Cu-Mg-Ti合金中的Mg升华而不会残留在接合界面，且实质上不形成氮化钛(TiN)。

专利文献1：日本专利公开平04-162756号公报

专利文献2：日本专利第3211856号公报

专利文献3：日本专利第4375730号公报

然而，如专利文献1所公开，通过DBC法接合陶瓷基板与铜板时，需要将接合温度设为1065℃以上(铜与铜氧化物的共晶点温度以上)，因此接合时陶瓷基板有可能会劣化。

并且，如专利文献2所公开，通过活性金属钎焊法接合陶瓷基板及铜板时，钎料含有Ag，在接合界面存在Ag，所以容易产生迁移，从而无法在高耐压用途中使用。并且，接合温度成为比较高温的900℃，所以仍然存在导致陶瓷基板劣化的问题。

另外，如专利文献3所公开，浆料含有由Cu-Mg-Ti合金构成的粉末，使用由该浆料构成的接合用钎料在氮气气氛下接合时，存在在接合界面残留气体，容易发生局部放电的问题。并且，由于使用合金粉末，所以有可能根据合金粉末的组成偏差，熔融状况变得不均匀，局部形成界面反应不充分的区域。并且，有可能浆料中所含的有机物残留在接合界面，从而接合变得不充分。

发明内容

本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供一种可靠地接合由铜或铜合金构成的铜部件及由铝氧化物构成的陶瓷部件，且耐迁移性优异的铜-陶瓷接合体、绝缘电路基板及上述铜-陶瓷接合体的制造方法、绝缘电路基板的制造方法。

为了解决这样的课题来实现所述目的，本发明的铜-陶瓷接合体接合由铜或铜合金构成的铜部件及由铝氧化物构成的陶瓷部件而成，所述铜-陶瓷接合体的特征在于，在所述铜部件与所述陶瓷部件之间，在所述陶瓷部件侧形成有氧化镁层，在该氧化镁层与所述铜部件之间形成有在Cu的母相中固溶有Mg的Mg固溶层，在所述Mg固溶层存在选自Ti、Zr、Nb、Hf的一种或两种以上的活性金属。

在该结构的铜-陶瓷接合体中，在由铜或铜合金构成的铜部件与由铝氧化物构成的陶瓷部件之间，且在所述陶瓷部件侧形成有氧化镁层。该氧化镁层通过配设在陶瓷部件与铜部件之间的镁(Mg)与陶瓷部件中的氧(O)进行反应而形成，陶瓷部件充分反应。

而且，在氧化镁层与所述铜部件之间形成有在Cu的母相中固溶有Mg的Mg固溶层，由于在该Mg固溶层存在选自Cu、Ti、Zr、Nb、Hf的一种或两种以上的活性金属，因此配设在陶瓷部件与铜部件之间的Mg向铜部件侧充分扩散，进而，配设在陶瓷部件与铜部件之间的活性金属与铜部件中的Cu充分反应。

因此，在铜部件与陶瓷部件的接合界面，充分进行界面反应，从而能够得到可靠地接合铜部件与陶瓷部件的铜-陶瓷接合体。并且，在接合界面不存在Ag，因此耐迁移性也优异。

在作为本发明的铜-陶瓷接合体中，可以设为在所述Mg固溶层分散有包含Cu及所述活性金属的金属间化合物相的结构。

作为活性金属包含Ti、Zr、Hf时，Mg固溶层中的活性金属作为Cu与所述活性金属的金属间化合物相存在。因此，作为Cu与所述活性金属的金属间化合物相而在Mg固溶层中存在，从而配设在陶瓷部件与铜部件之间的Mg向铜部件侧充分扩散，且Cu与活性金属充分反应，从而能够获得可靠地接合铜部件与陶瓷部件的铜-陶瓷接合体。

在本发明的铜-陶瓷接合体中，优选在所述氧化镁层的内部分散有Cu粒子。

该情况下，铜部件的Cu与陶瓷部件充分反应，从而能够获得牢固地接合铜部件与陶瓷部件的铜-陶瓷接合体。Cu粒子为含有Cu单质或Cu的金属间化合物，形成所述氧化镁层时，通过在液相中存在的Cu析出而生成。

在本发明的铜-陶瓷接合体中，优选在所述陶瓷部件与所述铜部件之间，从所述陶瓷部件的接合面朝向所述铜部件侧50μm为止的区域中的Cu-Mg金属间化合物相的面积率被设在15％以下。

该情况下，脆弱的Cu-Mg金属间化合物相的面积率被限制在15％以下，因此即使实施例如超声波接合等时，也能够抑制接合界面上的破裂等的发生。

作为上述Cu-Mg金属间化合物相，例如可举出Cu₂Mg相、CuMg₂相等。

在本发明的铜-陶瓷接合体中，优选所述氧化镁层的厚度被设在50nm以上且1000nm以下的范围内。

该情况下，形成在所述陶瓷部件侧的氧化镁层的厚度被设在50nm以上1000nm以下的范围内，因此能够抑制负荷冷热循环时的陶瓷部件的破裂的产生。

本发明的绝缘电路基板，其在由铝氧化物构成的陶瓷基板的表面接合由铜或铜合金构成的铜板而成，所述绝缘电路基板的特征在于，在所述铜板与所述陶瓷部件之间，在所述陶瓷部件侧形成有氧化镁层，在该氧化镁层与所述铜板之间形成有在Cu的母相中固溶有Mg的Mg固溶层，在所述Mg固溶层存在选自Ti、Zr、Nb、Hf的一种或两种以上的活性金属。

在该结构的绝缘电路基板中，铜板与陶瓷基板可靠地接合，并且耐迁移性优异，即使在高耐压条件下也能够可靠性高地进行使用。

在本发明的绝缘电路基板中，可以设为在所述Mg固溶层分散有包含Cu及所述活性金属的金属间化合物相的结构。

当作为活性金属包含Ti、Zr、Hf时，Mg固溶层中的活性金属作为Cu与所述活性金属的金属间化合物相存在。因此，通过在Mg固溶层作为Cu与所述活性金属的金属间化合物相存在，从而能够获得可靠地接合铜板与陶瓷基板的绝缘电路基板。

在本发明的绝缘电路基板中，优选在所述氧化镁层的内部分散有Cu粒子。

该情况下，铜板的Cu与陶瓷基板充分反应，从而能够获得牢固地接合铜板与陶瓷基板的绝缘电路基板。Cu粒子为含有Cu单质或Cu的金属间化合物，形成所述氧化镁层时，通过在液相中存在的Cu析出而生成。

在本发明的绝缘电路基板中，优选在所述陶瓷基板与所述铜板之间，从所述陶瓷基板的接合面朝向所述铜板侧50μm为止的区域中的Cu-Mg金属间化合物相的面积率被设在15％以下。

该情况下，脆弱的Cu-Mg金属间化合物相的面积率被限制在15％以下，因此即使实施例如超声波接合等时，也能够抑制接合界面的破裂等的发生。

作为上述Cu-Mg金属间化合物相，例如可举出Cu₂Mg相、CuMg₂相等。

在本发明的绝缘电路基板中，优选所述氧化镁层的厚度被设在50nm以上且1000nm以下的范围内。

该情况下，形成在所述陶瓷基板侧的氧化镁层的厚度被设在50nm以上且1000nm以下的范围内，因此能够抑制负荷冷热循环时的陶瓷基板的破裂的产生。

本发明的铜-陶瓷接合体的制造方法，其特征在于，制造上述铜-陶瓷接合体，所述铜-陶瓷接合体的制造方法具备：活性金属及Mg配置工序，在所述铜部件与所述陶瓷部件之间，配置选自Ti、Zr、Nb、Hf的一种或两种以上的活性金属的单质及Mg单质；层叠工序，经由活性金属及Mg层叠所述铜部件及所述陶瓷部件；及接合工序，以在层叠方向对经由活性金属及Mg层叠的所述铜部件及所述陶瓷部件进行加压的状态，在真空气氛下进行加热处理而接合，在所述活性金属及Mg配置工序中，将活性金属量设在0.4μmol/cm²以上且47.0μmol/cm²以下的范围内，将Mg量设在7.0μmol/cm²以上且143.2μmol/cm²以下的范围内。

根据该结构的铜-陶瓷接合体的制造方法，在所述铜部件与所述陶瓷部件之间配置活性金属的单质及Mg单质，且以在层叠方向对这些进行加压的状态，在真空气氛下进行加热处理，因此在接合界面不会残留气体或有机物的残渣等。并且，配置活性金属的单质及Mg单质，因此均匀地产生液相，没有组成偏差。

而且，活性金属及Mg配置工序中，将活性金属量设在0.4μmol/cm²以上且47.0μmol/cm²以下的范围内，将Mg量设在7.0μmol/cm²以上且143.2μmol/cm²以下的范围内，因此能够在界面反应中充分地获得所需液相，并且能够抑制陶瓷部件的过度反应。

由此，能够获得可靠地接合铜部件与陶瓷部件的铜-陶瓷接合体。并且，接合时未使用Ag，因此能够获得耐迁移性优异的铜-陶瓷接合体。

在本发明的铜-陶瓷接合体的制造方法中，优选所述接合工序中的加压负荷被设在0.049MPa以上且3.4MPa以下的范围内，关于所述接合工序中的加热温度，当Cu与Mg以接触状态层叠时，加热温度被设在500℃以上且850℃以下的范围内，当Cu与Mg以非接触状态层叠时，加热温度被设在670℃以上且850℃以下的范围内。

该情况下，所述接合工序中的加压负荷被设在0.049MPa以上且3.4MPa以下的范围内，因此能够密接陶瓷部件、铜部件及活性金属与Mg，从而能够在加热时促进这些的界面反应。

关于所述接合工序中的加热温度，当Cu与Mg以接触状态层叠时，设为相较于Cu与Mg的共晶温度更高的500℃以上，当Cu与Mg以非接触状态层叠时，设为相较于Mg的熔点更高的670℃以上，因此在接合界面能够充分地产生液相。

所述接合工序中的加热温度被设在850℃以下，因此能够抑制Cu与活性金属的共晶反应的产生，从而能够抑制过多地生成液相。并且，对陶瓷部件的热负荷变小，从而能够抑制陶瓷部件的劣化。

本发明的绝缘电路基板的制造方法，其特征在于，制造上述绝缘电路基板，所述绝缘电路基板的制造方法具备：活性金属及Mg配置工序，在所述铜板与所述陶瓷基板之间，配置选自Ti、Zr、Nb、Hf的一种或两种以上的活性金属的单质及Mg单质；层叠工序，经由活性金属及Mg层叠所述铜板及所述陶瓷基板；及接合工序，以在层叠方向对经由活性金属及Mg层叠的所述铜板及所述陶瓷基板进行加压的状态，在真空气氛下进行加热处理而接合，在所述活性金属及Mg配置工序中，将活性金属量设在0.4μmol/cm²以上且47.0μmol/cm²以下的范围内，将Mg量设在7.0μmol/cm²以上且143.2μmol/cm²以下的范围内。

根据该结构的绝缘电路基板的制造方法，能够获得可靠地接合铜板与陶瓷基板的绝缘电路基板。并且，接合时未使用Ag，因此能够获得耐迁移性优异的绝缘电路基板。

在本发明的绝缘电路基板的制造方法中，优选所述接合工序中的加压负荷被设在0.049MPa以上且3.4MPa以下的范围内，关于所述接合工序中的加热温度，当Cu与Mg以接触状态层叠时，加热温度被设在500℃以上且850℃以下的范围内，当Cu与Mg以非接触状态层叠时，加热温度被设在670℃以上且850℃以下的范围内。

该情况下，所述接合工序中的加压负荷被设在0.049MPa以上且3.4MPa以下的范围内，因此能够密接陶瓷基板、铜板及活性金属与Mg，从而能够在加热时促进这些的界面反应。

关于所述接合工序中的加热温度，当Cu与Mg以接触状态层叠时，设为相较于Cu与Mg的共晶温度更高的500℃以上，当Cu与Mg以非接触状态层叠时，设为相较于Mg的熔点更高的670℃以上，因此在接合界面上能够充分地产生液相。

所述接合工序中的加热温度被设在850℃以下，因此能够抑制Cu与活性金属的共晶反应的产生，从而能够抑制过多地生成液相。并且，对陶瓷基板的热负荷变小，从而能够抑制陶瓷基板的劣化。

根据本发明，能够提供一种可靠地接合由铜或铜合金构成的铜部件与由铝氧化物构成的陶瓷部件，且耐迁移性优异的铜-陶瓷接合体、绝缘电路基板及上述铜-陶瓷接合体的制造方法、绝缘电路基板的制造方法。

附图说明

图1是使用作为本发明的第一实施方式的绝缘电路基板的功率模块的概略说明图。

图2是作为本发明的第一实施方式的绝缘电路基板的电路层(铜部件)及金属层(铜部件)与陶瓷基板(陶瓷部件)的接合界面的示意图。

图3是表示作为本发明的第一实施方式的绝缘电路基板的制造方法的流程图。

图4是表示作为本发明的第一实施方式的绝缘电路基板的制造方法的说明图。

图5是使用作为本发明的第二实施方式的绝缘电路基板的功率模块的概略说明图。

图6是作为本发明的第二实施方式的绝缘电路基板的电路层(铜部件)与陶瓷基板(陶瓷部件)的接合界面的示意图。

图7是表示作为本发明的第二实施方式的绝缘电路基板的制造方法的流程图。

图8是表示作为本发明的第二实施方式的绝缘电路基板的制造方法的说明图。

图9是本发明例3的铜-陶瓷接合体中的铜板与陶瓷基板的接合界面的观察结果。

图10是表示实施例2中的抗拉强度的测定方法的说明图。

具体实施方式

以下，参考添加的附图，对本发明的实施方式进行说明。

(第一实施方式)

以下，参考图1至图4，对本发明的第一实施方式进行说明。

本实施方式所涉及的铜-陶瓷接合体设为通过接合作为陶瓷部件的陶瓷基板11及作为铜部件的铜板22(电路层12)和铜板23(金属层13)而构成的绝缘电路基板10。

图1中示出作为本发明的第一实施方式的绝缘电路基板10及使用该绝缘电路基板10的功率模块1。

该功率模块1具备绝缘电路基板10、经由第一焊锡层2接合于该绝缘电路基板10的一侧(图1中的上侧)面的半导体元件3及经由第二焊锡层8接合于绝缘电路基板10的另一侧(图1中的下侧)的散热片51。

绝缘电路基板10具备陶瓷基板11、配设于该陶瓷基板11的一面(图1中的上表面)的电路层12、及配设于陶瓷基板11的另一面(图1中的下表面)的金属层13。

陶瓷基板11防止电路层12与金属层13之间的电连接，且在本实施方式中，由作为铝氧化物的一种的氧化铝(alumina)构成。陶瓷基板11的厚度被设定在0.2～1.5mm的范围内，本实施方式中，陶瓷基板11的厚度优选为0.635mm。

如图4所示，电路层12通过在陶瓷基板11的一面接合由铜或铜合金构成的铜板22而形成。在本实施方式中，作为构成电路层12的铜板22，使用无氧铜的轧制板。在该电路层12中形成有电路图案，其中一面(图1中的上表面)设为搭载有半导体元件3的搭载面。电路层12的厚度被设定在0.1mm以上且2.0mm以下的范围内，本实施方式中，电路层12的厚度优选为0.6mm。

如图4所示，金属层13通过在陶瓷基板11的另一面接合由铜或铜合金构成的铜板23而形成。在本实施方式中，作为构成金属层13的铜板23，使用无氧铜的轧制板。金属层13的厚度被设定在0.1mm以上且2.0mm以下的范围内，本实施方式中，金属层13的厚度优选为0.6mm。

散热片51用于冷却上述绝缘电路基板10，在本实施方式中，被设为由传热性良好的材质构成的散热板。在本实施方式中，散热片51由传热性优异的铜或铜合金构成。散热片51与绝缘电路基板10的金属层13经由第二焊锡层8而接合。

如图4所示，陶瓷基板11与电路层12(铜板22)及陶瓷基板11与金属层13(铜板23)经由活性金属膜24及Mg膜25而接合，该活性金属膜24由选自Ti、Zr、Nb、Hf的一种或两种以上的活性金属构成。本实施方式中，作为活性金属使用Ti，且活性金属膜24被设为Ti膜。

而且，如图2所示，在陶瓷基板11与电路层12(铜板22)的接合界面及陶瓷基板11与金属层13(铜板23)的接合界面，被设为层叠有在陶瓷基板11侧形成的氧化镁层31及在Cu的母相中固溶有Mg的Mg固溶层32的结构。

Mg固溶层32包含有上述活性金属。在本实施方式中，在Mg固溶层32分散有包含Cu及活性金属的金属间化合物相33。在本实施方式中，作为活性金属使用Ti，作为构成包含Cu及Ti的金属间化合物相33的金属间化合物，例如可举出Cu₄Ti、Cu₃Ti₂、Cu₄Ti₃、CuTi、CuTi₂及CuTi₃等。

该Mg固溶层32中的Mg的含量被设在0.01原子％以上且3原子％以下的范围内。Mg固溶层32的厚度被设在0.1μm以上且80μm以下的范围内。

在本实施方式中，在氧化镁层31的内部分散有Cu粒子35。

分散在氧化镁层31内的Cu粒子35的粒径被设在10nm以上且100nm以下的范围内。并且，从与氧化镁层31中的陶瓷基板11的界面至氧化镁层31的20％厚度为止的界面附近区域中的Cu浓度被设在0.3原子％以上且15原子％以下的范围内。

氧化镁层31的厚度被设在50nm以上且1000nm以下的范围内。氧化镁层31的厚度更优选被设在50nm以上且400nm以下的范围内。

另外，在本实施方式中，在陶瓷基板11与电路层12(金属层13)之间，从陶瓷基板11的接合面朝向电路层12(金属层13)侧50μm为止的区域中的Cu-Mg金属间化合物相的面积率被设在15％以下。作为上述Cu-Mg金属间化合物相，例如可举出Cu₂Mg相、CuMg₂相等。

本实施方式中，关于上述Cu-Mg金属间化合物，使用电子射线微分析仪(JEOL Ltd.制JXA-8539F)在2000倍倍率、15kV加速电压的条件下获取包含接合界面的区域(400μm×600μm)的Mg的元素MAP，并且以确认到存在Mg的区域内的定量分析的5个点平均，将Cu浓度满足5原子％以上，且Mg浓度满足30原子以上且70原子％以下的区域设为Cu-Mg金属间化合物相。

接着，参考图3及图4，对作为上述本实施方式的绝缘电路基板10的制造方法进行说明。

如图4所示，在成为电路层12的铜板22与陶瓷基板11之间及成为金属层13的铜板23与陶瓷基板11之间，分别配置选自Ti、Zr、Nb、Hf的一种或两种以上的活性金属的单质(本实施方式中为Ti单质)及Mg单质(活性金属及Mg配置工序S01)。在本实施方式中，通过蒸镀活性金属(Ti)及Mg，形成活性金属膜24(Ti膜)及Mg膜25，且Mg膜25以非接触状态与铜板22(铜板23)层叠。在该活性金属及Mg配置工序S01中，将活性金属量设在0.4μmol/cm²以上且47.0μmol/cm²以下的范围内，且将Mg量设在7.0μmol/cm²以上且143.2μmol/cm²以下的范围内。

活性金属量的下限优选设为2.8μmol/cm²以上，活性金属量的上限优选设为18.8μmol/cm²以下。Mg量的下限优选设为8.8μmol/cm²以上，Mg量的上限优选设为37.0μmol/cm²以下。

接着，经由活性金属膜24(Ti膜)及Mg膜25层叠铜板22、陶瓷基板11及铜板23(层叠工序S02)。

接着，在层叠方向对层叠的铜板22、陶瓷基板11及铜板23进行加压，并且装入真空炉内加热来接合铜板22、陶瓷基板11及铜板23(接合工序S03)。

接合工序S03中的加压负荷被设在0.049MPa以上且3.4MPa以下的范围内。

并且，关于接合工序S03中的加热温度，由于Cu与Mg以非接触状态层叠，因此被设在Mg的熔点以上的670℃以上且850℃以下的范围内。加热温度的下限优选设为700℃以上。

接合工序S03中的真空度优选设在1×10^-6Pa以上且1×10^-2Pa以下的范围内。

加热温度下的保持时间优选设在5min以上且360min以下的范围内。为了降低上述Cu-Mg金属间化合物相的面积率，将加热温度下的保持时间的下限优选设为60min以上。并且，加热温度下的保持时间的上限优选设为240min以下。

如上，通过活性金属及Mg配置工序S01、层叠工序S02及接合工序S03制造作为本实施方式的绝缘电路基板10。

接着，在绝缘电路基板10的金属层13的另一面侧接合散热片51(散热片接合工序S04)。

经由焊锡材料层叠绝缘电路基板10与散热片51而装入加热炉，且经由第二焊锡层8焊锡接合绝缘电路基板10与散热片51。

接着，通过焊接，在绝缘电路基板10的电路层12的一面接合半导体元件3(半导体元件接合工序S05)。

通过以上的工序，制造出图1所示的功率模块1。

根据设为如上结构的本实施方式的绝缘电路基板10(铜-陶瓷接合体)，经由活性金属膜24(Ti膜)及Mg膜25接合由无氧铜构成的铜板22(电路层12)和铜板23(金属层13)及由作为铝氧化物的一种的氧化铝构成的陶瓷基板11，在陶瓷基板11与电路层12(铜板22)及陶瓷基板11与金属层13(铜板22)的接合界面层叠有在陶瓷基板11侧形成的氧化镁层31及在Cu的母相中固溶有Mg的Mg固溶层32。

氧化镁层31通过配设在陶瓷基板11与铜板22、23之间的Mg及陶瓷基板11的氧进行反应而形成，陶瓷基板11在接合界面充分反应。并且，以层叠于氧化镁层31的方式，形成有在Cu的母相中固溶有Mg的Mg固溶层32，该Mg固溶层32包含上述活性金属，在本实施方式中，由于在Mg固溶层31中分散有包含Cu及活性金属(Ti)的金属间化合物相33，因此配设在陶瓷基板11与铜板22、23之间的Mg向铜板22、23侧充分扩散，进而Cu与活性金属(Ti)充分反应。

由此，在陶瓷基板11与铜板22、23的接合界面上充分地进行界面反应，从而能够获得可靠地接合电路层12(铜板22)与陶瓷基板11、金属层13(铜板23)与陶瓷基板11的绝缘电路基板10(铜-陶瓷接合体)。并且，在接合界面不存在Ag，因此能够获得耐迁移性优异的绝缘电路基板10(铜-陶瓷接合体)。

尤其，在本实施方式中，由于在氧化镁层31的内部分散有Cu粒子35，因此铜板22、23的Cu在陶瓷基板11的接合面充分反应，从而能够获得牢固地接合铜板22、23与陶瓷基板11的绝缘电路基板10(铜-陶瓷接合体)。

并且，根据本实施方式的绝缘电路基板10(铜-陶瓷接合体)的制造方法，具备：活性金属及Mg配置工序S01，在铜板22、23与陶瓷基板11之间配置活性金属(Ti)的单质(活性金属膜24)及Mg单质(Mg膜25)；层叠工序S02，经由这些活性金属膜24及Mg膜25层叠铜板22、23及陶瓷基板11；及接合工序S03，以在层叠方向对层叠的铜板22、陶瓷基板11及铜板23进行加压的状态，在真空气氛下进行加热处理而接合，因此，在接合界面不会残留气体或有机物的残渣等。并且，由于配置有活性金属(Ti)的单质及Mg单质，因此均匀地产生液相，没有组成偏差。

而且，在活性金属及Mg配置工序S01中，将活性金属量设在0.4μmol/cm²以上且47.0μmol/cm²以下的范围内，将Mg量设在7.0μmol/cm²以上且143.2μmol/cm²以下的范围内，因此能够在界面反应中充分地获得所需液相，并且能够抑制陶瓷基板11的过度反应。

由此，能够获得可靠地接合铜板22、23与陶瓷基板11的绝缘电路基板10(铜-陶瓷接合体)。并且，接合时未使用Ag，因此能够获得耐迁移性优异的绝缘电路基板10。

活性金属量小于0.4μmol/cm²及Mg量小于7.0μmol/cm²时，有可能界面反应变得不充分，从而接合率降低。并且，活性金属量大于47.0μmol/cm²时，过多地生成活性金属较多且比较硬的金属间化合物相33，Mg固溶层32变得过硬，从而有可能在陶瓷基板11产生破裂。并且，Mg量大于143.2μmol/cm²时，有可能陶瓷基板11的分解反应会过度进行，过多地生成Al，且大量产生这些与Cu或活性金属(Ti)或Mg的金属间化合物，从而陶瓷基板11产生破裂。

由上可知，在本实施方式中，将活性金属量设在0.4μmol/cm²以上且47.0μmol/cm²以下的范围内，且将Mg量设在7.0μmol/cm²以上且143.2μmol/cm²以下的范围内。

另外，在本实施方式中，接合工序S03中的加压负荷被设在0.049MPa以上，因此能够密接陶瓷基板11、铜板22、23、及活性金属膜24(Ti膜)与Mg膜25，从而能够在加热时促进这些的界面反应。并且，接合工序S03中的加压负荷被设在3.4MPa以下，因此能够抑制陶瓷基板11的破裂等。

并且，在本实施方式中，Cu与Mg以非接触状态层叠，接合工序S03中的加热温度被设在Mg的熔点以上即670℃以上，因此在接合界面能够充分地产生液相。另一方面，接合工序S03中的加热温度被设在850℃以下，因此能够抑制Cu与活性金属(Ti)的共晶反应的产生，从而能够抑制过多地生成液相。并且，对陶瓷基板11的热负荷变小，从而能够抑制陶瓷基板11的劣化。

(第二实施方式)

接着，参考图5至图8，对本发明的第二实施方式进行说明。

本实施方式所涉及的铜-陶瓷接合体被设为通过接合作为陶瓷部件的陶瓷基板111及作为铜部件的铜板122(电路层112)而构成的绝缘电路基板110。

图5中示出作为本发明的第二实施方式的绝缘电路基板110及使用该绝缘电路基板110的功率模块101。

该功率模块101具备绝缘电路基板110、经由焊锡层2接合于该绝缘电路基板110的一侧(图5中的上侧)面的半导体元件3及配置于绝缘电路基板110的另一侧(图5中的下侧)的散热片151。

焊锡层2被设为例如Sn-Ag系、Sn-In系或者Sn-Ag-Cu系的焊锡材料。

绝缘电路基板110具备陶瓷基板111、配设于该陶瓷基板111的一面(图5中的上表面)的电路层112及配设于陶瓷基板111的另一面(图5中的下表面)的金属层113。

陶瓷基板111防止电路层112与金属层113之间的电连接，且在本实施方式中，由作为铝氧化物的一种的氧化铝构成。陶瓷基板111的厚度被设定在0.2～1.5mm的范围内，在本实施方式中，被设定为0.635mm。

如图8所示，电路层112通过在陶瓷基板111的一面接合由铜或铜合金构成的铜板122而形成。在本实施方式中，作为构成电路层112的铜板122，使用无氧铜的轧制板。在该电路层112中形成有电路图案，其中一面(图5中的上表面)被设为搭载有半导体元件3的搭载面。电路层112的厚度被设定在0.1mm以上且2.0mm以下的范围内，在本实施方式中，被设定为0.6mm。

如图8所示，金属层113通过在陶瓷基板111的另一面接合铝板123而形成。在本实施方式中，金属层113通过由纯度为99.99质量％以上的铝(所谓的4N铝)的轧制板构成的铝板123接合于陶瓷基板111而形成。该铝板123的0.2％屈服强度设为30N/mm²以下。金属层113(铝板123)的厚度被设定在0.5mm以上且6mm以下的范围内，在本实施方式中，被设定为2.0mm。如图8所示，金属层113通过铝板123利用Al-Si系钎料128接合于陶瓷基板111而形成。

散热片151用于冷却上述绝缘电路基板110，在本实施方式中，设为利用由传热性良好的材质构成的散热板。在本实施方式中，散热片151由A6063(铝合金)构成。在本实施方式中，该散热片151使用例如Al-Si系钎料而接合于绝缘电路基板110的金属层113。

如图8所示，陶瓷基板111与电路层112(铜板122)经由活性金属膜124及Mg膜125而接合，该活性金属膜124由选自Ti、Zr、Nb、Hf的一种或两种以上的活性金属构成。在本实施方式中，作为活性金属利用Zr及Hf，且活性金属膜124通过共蒸镀Zr及Hf而成膜。

而且，如图6所示，在陶瓷基板111与电路层112(铜板122)的接合界面，层叠有在陶瓷基板111侧形成的氧化镁层131及在Cu的母相中固溶有Mg的Mg固溶层132。

Mg固溶层132包含上述活性金属。在本实施方式中，在Mg固溶层132分散有包含Cu及活性金属(Zr及Hf)的金属间化合物相133。在本实施方式中，作为活性金属利用Zr及Hf，作为构成包含Cu、Zr及Hf的金属间化合物相133的金属间化合物，例如可举出Cu₅Zr、Cu₅₁Zr₁₄、Cu₈Zr₃、Cu₁₀Zr₇、CuZr、Cu₅Zr₈、CuZr₂、Cu₅₁Hf₁₄、Cu₈Hf₃、Cu₁₀Hf₇、CuHf₂等。该Mg固溶层132中的Mg的含量被设在0.01原子％以上且3原子％以下的范围内。Mg固溶层132的厚度被设在0.1μm以上且80μm以下的范围内。

在本实施方式中，在氧化镁层131的内部分散有Cu粒子135。

分散在氧化镁层131内的Cu粒子135的粒径被设在10nm以上且100nm以下的范围内。并且，从与氧化镁层131中的陶瓷基板111的界面至氧化镁层131的20％厚度为止的界面附近区域中的Cu浓度被设在0.3原子％以上且15原子％以下的范围内。

氧化镁层131的厚度被设在50nm以上且1000nm以下的范围内。氧化镁层131的厚度更优选设在50nm以上且400nm以下的范围内。

在本实施方式中，在陶瓷基板111与电路层112之间，从陶瓷基板111的接合面朝向电路层112侧50μm为止的区域中的Cu-Mg金属间化合物相的面积率被设为15％以下。

作为上述Cu-Mg金属间化合物相，例如可举出Cu₂Mg相、CuMg₂相等。

本实施方式中，关于上述Cu-Mg金属间化合物，使用电子射线微分析仪(JEOL Ltd.制JXA-8539F)在2000倍倍率、15kV加速电压的条件下获取包含接合界面的区域(400μm×600μm)的Mg的元素MAP，并且以确认到存在Mg的区域内的定量分析的5个点平均，将Cu浓度满足5原子％以上，且Mg浓度满足30原子以上且70原子％以下的区域设为Cu-Mg金属间化合物相。

接着，参考图7及图8，对作为上述本实施方式的绝缘电路基板110的制造方法进行说明。

如图8所示，在成为电路层112的铜板122与陶瓷基板111之间，分别配置选自Ti、Zr、Nb、Hf的一种或两种以上的活性金属的单质(本实施方式中为Zr单质及Hf单质)及Mg单质(活性金属及Mg配置工序S101)。在本实施方式中，通过蒸镀活性金属(Zr及Hf)及Mg，形成活性金属膜124及Mg膜125，且以与铜板122接触的方式形成Mg膜125。

在该活性金属及Mg配置工序S101中，将活性金属量设在0.4μmol/cm²以上且47.0μmol/cm²以下的范围内，且将Mg量设在7.0μmol/cm²以上且143.2μmol/cm²以下的范围内。

活性金属量小于0.4μmol/cm²及Mg量小于7.0μmol/cm²时，有可能界面反应变得不充分，从而接合率降低。并且，活性金属量大于47.0μmol/cm²时，过多地生成活性金属较多且比较硬的金属间化合物相133，Mg固溶层132变得过硬，从而有可能在陶瓷基板111产生破裂。并且，Mg量大于143.2μmol/cm²时，有可能陶瓷基板111的分解反应会过度进行，过多地生成Al，且大量产生这些与Cu或活性金属(Ti)或Mg的金属间化合物，从而陶瓷基板111产生破裂。

活性金属量的下限优选设为2.8μmol/cm²以上，活性金属量的上限优选设为18.8μmol/cm²以下。并且，Mg量的下限优选设为8.8μmol/cm²以上，Mg量的上限优选设为37.0μmol/cm²以下。

接着，经由活性金属膜124及Mg膜125层叠铜板122及陶瓷基板111(层叠工序S102)。

如图8所示，在本实施方式中，在陶瓷基板111的另一面侧经由Al-Si系钎料128层叠成为金属层113的铝板123。

接着，在层叠方向对层叠的铜板122、陶瓷基板111及铝板123进行加压，并且装入真空炉内加热来接合铜板122、陶瓷基板111及铝板123(接合工序S103)。

接合工序S103中的加压负荷被设在0.049MPa以上且3.4MPa以下的范围内。

并且，关于接合工序S103中的加热温度，Cu与Mg以接触状态层叠，因此设为Mg与Cu的共晶温度以上即500℃以上，且设为Cu与活性金属(Zr及Hf)的共晶温度以下。加热温度的下限优选设为700℃以上。

在本实施方式中，使用Al-Si系钎料128接合铝板123，因此加热温度设在600℃以上且650℃以下的范围内。

另外，接合工序S103中的真空度优选设在1×10^-6Pa以上且1×10^-2Pa以下的范围内。

并且，加热温度下的保持时间优选设在5min以上且360min以下的范围内。为了降低上述Cu-Mg金属间化合物相的面积率，将加热温度下的保持时间的下限优选设为60min以上。并且，加热温度下的保持时间的上限优选设为240min以下。

如上，通过活性金属及Mg配置工序S101、层叠工序S102及接合工序S103制造作为本实施方式的绝缘电路基板110。

接着，在绝缘电路基板110的金属层113的另一面侧接合散热片151(散热片接合工序S104)。

经由钎料层叠绝缘电路基板110与散热片151，在层叠方向上进行加压并且装入真空炉内进行钎焊。由此，接合绝缘电路基板110的金属层113与散热片151。此时，作为钎料，例如，能够使用厚度20～110μm的Al-Si系钎料箔，优选钎焊温度设定为相较于接合工序S103中的加热温度更低的温度。

接着，通过焊接，在绝缘电路基板110的电路层112的一面接合半导体元件3(半导体元件接合工序S105)。

通过以上的工序，制造出图5所示的功率模块101。

根据设为如上结构的本实施方式的绝缘电路基板110(铜-陶瓷接合体)，经由活性金属膜124及Mg膜125接合铜板122(电路层112)及由铝氧化物构成的陶瓷基板，在陶瓷基板111与电路层112(铜板122)的接合界面，层叠在陶瓷基板111侧形成的氧化镁层131与在Cu的母相中固溶有Mg的Mg固溶层132，且在该Mg固溶层132内存在活性金属，在本实施方式中，由于在Mg固溶层132内分散有包含Cu及活性金属的金属间化合物相133，因此与第一实施方式同样地，能够获得可靠地接合电路层112(铜板122)与陶瓷基板111的绝缘电路基板110(铜-陶瓷接合体)。并且，在接合界面不存在Ag，因此能够获得耐迁移性优异的绝缘电路基板110(铜-陶瓷接合体)。

并且，在本实施方式中，在氧化镁层131的内部分散有Cu粒子135，因此铜板122的Cu在陶瓷基板111的接合面充分反应，从而能够获得牢固地接合电路层112(铜板122)与陶瓷基板111的绝缘电路基板110(铜-陶瓷接合体)。

并且，根据本实施方式的绝缘电路基板110(铜-陶瓷接合体)的制造方法，与第一实施方式同样地，能够在电路层112(铜板122)与陶瓷基板111的接合界面上，适当出现液相而充分进行界面反应，从而能够获得可靠地接合铜板122与陶瓷基板111的绝缘电路基板110(铜-陶瓷接合体)。并且，接合时未使用Ag，因此能够获得耐迁移性优异的绝缘电路基板110。

并且，在本实施方式中，Cu与Mg以接触状态层叠，接合工序S103中的加热温度被设在Cu与Mg的共晶温度以上即500℃以上，因此在接合界面能够充分地产生液相。

另外，在本实施方式中，在层叠工序S102中，经由Al-Si系钎料128在陶瓷基板111的另一面侧层叠铝板123，且同时接合铜板122与陶瓷基板111、陶瓷基板111与铝板123，因此能够有效地制造具备由铜构成的电路层112及由铝构成的金属层113的绝缘电路基板110。并且，能够抑制绝缘电路基板110中的翘曲的发生。

以上，对本发明的实施方式进行了说明，但本发明并不限定于此，在不脱离发明的技术思想的范围内，可进行适当的变更。

例如，将构成电路层或金属层的铜板作为无氧铜的轧制板进行了说明，但并不限定于此，也可以由其他铜或铜合金构成。

并且，在第二实施方式中，将构成金属层的铝板作为纯度99.99质量％的纯铝的轧制板进行了说明，但并不限定于此，也可以由纯度99质量％的铝(2N铝)等、其他的铝或铝合金构成。

另外，在本实施方式中，说明了陶瓷基板由作为铝氧化物的一种的氧化铝构成，但并不限定于此，可以为包含氧化锆等的增强铝氧化物等。

另外，作为散热片举例说明散热板，但并不限定于此，散热片的结构并无特别限定。例如，可以为具有制冷剂流通的流路的部件或具备冷却片的部件。并且，作为散热片，还能够使用包含铝或铝合金的复合材料(例如AlSiC等)。

并且，在散热片的顶板部或散热板与金属层之间可以设置由铝或铝合金、或者包含铝的复合材料(例如AlSiC等)构成的缓冲层。

另外，在本实施方式中，在活性金属及Mg配置工序中，对形成活性金属膜及Mg膜的内容进行了说明，但并不限定于此，也可以共蒸镀活性金属与Mg。在该情况下，形成的活性金属膜及Mg膜也不会合金化，而配置活性金属的单质及Mg单质。通过共蒸镀形成活性金属及Mg膜时，Mg与Cu成为接触状态，因此能够将接合工序中的加热温度的下限设为500℃以上。

并且，在本实施方式中，对作为活性金属使用Ti或Zr及Hf的内容进行了说明，但并不限定于此，作为活性金属，可以使用选自Ti、Zr、Nb、Hf的一种或两种以上。

作为活性金属使用Zr时，在Mg固溶层中，Zr作为与Cu的金属间化合物相存在。作为构成该金属间化合物相的金属间化合物，例如可举出Cu₅Zr、Cu₅₁Zr₁₄、Cu₈Zr₃、Cu₁₀Zr₇、CuZr、Cu₅Zr₈及CuZr₂等。

作为活性金属使用Hf时，在Mg固溶层中，Hf作为与Cu的金属间化合物相存在。作为构成该金属间化合物相的金属间化合物，例如可举出Cu₅₁Hf₁₄、Cu₈Hf₃、Cu₁₀Hf₇及CuHf₂等。

作为活性金属使用Ti及Zr时，在Mg固溶层中，Ti及Zr作为包含Cu与活性金属的金属间化合物相存在。作为构成该金属间化合物相的金属间化合物，可举出Cu_1.5Zr_0.75Ti_0.75等。

并且，作为活性金属使用Nb时，Nb固溶于Mg固溶层而存在。

另外，在活性金属及Mg配置工序中，将接合界面的活性金属量设为0.4μmol/cm²以上且47.0μmol/cm²以下的范围内，将Mg量设为7.0μmol/cm²以上且143.2μmol/cm²以下的范围内即可，例如，也可以以Mg膜/活性金属膜/Mg膜的方式多层层叠活性金属膜与Mg膜。或者，也可以在活性金属膜与Mg膜之间形成Cu膜。

活性金属的单质及Mg单质可以配置箔材料，也可以通过溅射成膜。

并且，可以使用层叠活性金属的单质或Mg单质的包层材料，或者也可以印刷包含活性金属的单质或Mg单质的浆料等。

并且，在本实施方式中，作为在绝缘电路基板的电路层搭载功率半导体元件而构成功率模块的部件进行了说明，但并不限定于此。例如，可以在绝缘电路基板搭载LED元件而构成LED模块，也可以在绝缘电路基板的电路层搭载热电元件而构成热电模块。

实施例

对用于确认本发明的有效性而进行的确认实验进行说明。

＜实施例1＞

形成表1所示的结构的铜-陶瓷接合体。详细而言，如表1所示，在40mm见方的由铝氧化物构成的陶瓷基板的两面层叠已将活性金属的单质及Mg单质成膜的铜板，且在表1所示的接合条件下接合而形成铜-陶瓷接合体。作为陶瓷基板的厚度设为0.635mm。并且，接合时的真空炉的真空度设为5×10^-3Pa。

关于如此获得的铜-陶瓷接合体，观察接合界面来确认了氧化镁层、Mg固溶层、金属间化合物相、氧化镁层中的Cu粒子的有无及Cu浓度。并且，如下评价了铜-陶瓷接合体的初始接合率、冷热循环后的陶瓷基板的破裂及迁移性。

(Mg固溶层)

对铜板与陶瓷基板的接合界面、使用EPMA装置(JEOL Ltd.制JXA-8539F)在2000倍倍率、15kV加速电压的条件下观察包含接合界面的区域(400μm×600μm)，从陶瓷基板表面(氧化镁层表面)朝向铜板侧以每间隔10μm的10个点进行定量分析，将Mg浓度为0.01原子％以上的区域设为Mg固溶层。

(Mg固溶层中的活性金属的有无(有无金属间化合物相))

对铜板与陶瓷基板的接合界面、使用电子射线微分析仪(JEOL Ltd.制JXA-8539F)在2000倍倍率、15kV加速电压的条件下获取包含接合界面的区域(400μm×600μm)的活性金属的元素MAP，从而确认有无活性金属。并且，以确认到存在活性金属的区域内的定量分析的5个点平均，将Cu浓度满足5原子％以上且活性金属浓度满足16原子以上且90原子％以下的区域设为金属间化合物相。

(氧化镁层)

对铜板与陶瓷基板的接合界面、使用扫描型透射电子显微镜(FEI公司制TitanChemiSTEM(带EDS检测器))在115000倍倍率、200kV加速电压的条件下进行观察，使用能量分散型X射线分析法(Thermo Fisher Scientific K.K.制NSS7)进行映射图像，获取Mg、O的元素映射图像，且在Mg与O重叠的区域中，通过照射收缩为1nm左右的电子束(NBD(纳米束衍射)法)获得电子衍射图形，从而确认了有无氧化镁层。氧化镁层可以含有氧化镁(MgO)、尖晶石(MgAl₂O₄)中的任一个。

并且，对确认为氧化镁层的区域中有无Cu粒子进行了确认，将由该区域中的定量分析的5点平均获得的Cu浓度设为分散于氧化镁层内的Cu的平均浓度。

(初始接合率)

关于铜板与陶瓷基板的接合率，使用超声波探伤装置(Hitachi Power SolutionsCo.，Ltd.制FineSAT200)且利用以下式而求出。初始接合面积设为接合前的应接合的面积，即铜板的接合面的面积。在超声波探伤装置中剥离以接合部内的白色部分表示，因此将该白色部分的面积设为剥离面积。

(接合率)＝{(初始接合面积)-(剥离面积)}/(初始接合面积)

(陶瓷基板的破裂)

使用冷热冲击试验机(ESPEC CORP.制TSA-72ES)，以气相实施了250个如下循环，即-50℃×10分钟←→150℃×10分钟。

评价了上述冷热循环负荷之后，有无陶瓷基板的破裂。

(迁移)

在电路层的电路图案之间的距离0.8mm、温度60℃、湿度60％RH、电压DC1000V的条件下放置2000小时后测定电路图案之间的电阻，电阻值成为1×10⁶Ω以下的情况判定为短路，且迁移的评价设为“B”。在与上述相同条件下，放置2000小时后测定电路图案之间的电阻，电阻值大于1×10⁶Ω时，迁移评价设为“A”。

在表2中示出评价结果。并且，在图9中示出本发明例3的观察结果。

[表1]

※“A+B”为A与B的共蒸镀

[表2]

※本发明例11的金属间化合物相包含Ti而不包含Nb。

在活性金属及Mg配置工序中，Mg量少于本发明的比较例1中，没有形成Mg固溶层及氧化镁层，且初始接合率变低。推测为因为界面反应不充分。

在活性金属及Mg配置工序中，Mg量多于本发明的比较例2中，确认到陶瓷基板的破裂。因此，无法获得铜-陶瓷接合体。推测为因为陶瓷基板的分解反应变得过多，过多地生成Al，且大量产生了这些与Cu或活性金属或Mg的金属间化合物。

在活性金属及Mg配置工序中，活性金属量少于本发明的范围的比较例3中，初始接合率变低。在Mg固溶层不存在活性金属，推测为因为界面反应不充分。

在活性金属及Mg配置工序中，活性金属量多于本发明的范围的比较例4中，确认到陶瓷基板的破裂。因此，无法获得铜-陶瓷接合体。在Mg固溶层存在较多活性金属，推测为因为Mg固溶层变得过硬。

在使用Ag-Cu-Ti钎料接合陶瓷基板与铜板的以往例中，迁移判定为“B”。推测为因为在接合界面存在Ag。

相对于此，在本发明例1～12中，不仅初始接合率高，而且也没有确认到陶瓷基板的破裂。并且，迁移也良好。

并且，如图9所示，观察接合界面的结果，观察到氧化镁层、Mg固溶层，并观察到在该Mg固溶层的内部分散有活性金属(金属间化合物相)。

＜实施例2＞

形成表3所示的结构的绝缘电路基板。详细而言，如表3所示，在40mm见方的由铝氧化物构成的陶瓷基板的两面层叠已将活性金属的单质及Mg单质成膜的铜板，以表3所示的接合条件接合而形成具有电路层的绝缘电路基板。陶瓷基板的厚度设为0.635mm。并且，接合时的真空炉的真空度设为5×10^-3Pa。

关于如此获得的绝缘电路基板，如下评价了陶瓷基板与电路层的接合界面的Cu-Mg金属间化合物相的面积率及超声波接合于电路层的端子的抗拉强度。

(Cu-Mg金属间化合物相的面积率)

对铜板与陶瓷基板的接合界面、使用电子射线微分析仪(JEOL Ltd.制JXA-8539F)在750倍倍率、15kV加速电压的条件下获取包含接合界面的区域(120μm×160μm)的Mg的元素MAP，并且以确认到存在Mg的区域内的定量分析的5个点平均，将Cu浓度满足5原子％以上，且Mg浓度满足30原子以上且70原子％以下的区域设为Cu-Mg金属间化合物相。

而且，在观察视场内，求出从陶瓷基板的接合面朝向铜板侧50μm为止的区域的面积A。在该区域内，求出Cu-Mg金属间化合物相的面积B，且求出Cu-Mg金属间化合物相的面积率B/A×100(％)。如上述，在5个视场测定Cu-Mg金属间化合物相的面积率，在表3中记载其平均值。

(抗拉强度)

如图10所示，在绝缘电路基板的电路层上，使用超声波金属接合机(UltrasonicEngineering Co.，Ltd.制60C-904)，且在崩塌量0.3mm的条件下，超声波接合铜端子(宽度5mm×厚度1.0mm)。

而且，将在工具速度为0.5mm/s，工作台速度为0.5mm/s的条件下拉伸铜端子时的断裂负荷除以接合面积的值作为抗拉强度记载于表3中。

[表3]

※“A+B”为A与B的共蒸镀

比较本发明例21～32，确认到Cu-Mg金属间化合物相的面积率越低，抗拉强度变得越高。由此，确认到提高超声波接合性时，有效地抑制Cu-Mg金属间化合物相的面积率变低。

＜实施例3＞

形成表4所示的结构的铜-陶瓷接合体。详细而言，如表4所示，在40mm见方的由铝氧化物构成的陶瓷基板的两面层叠已将活性金属的单质及Mg单质成膜的铜板，且在表4所示的接合条件下接合而形成铜-陶瓷接合体。作为陶瓷基板的厚度设为0.635mm。并且，接合时的真空炉的真空度设为5×10^-3Pa。

关于如此获得的铜-陶瓷接合体，观察接合界面来确认了氧化镁层的厚度、Mg固溶层、金属间化合物相、氧化镁层中的Cu粒子的有无及Cu浓度。并且，评价了铜-陶瓷接合体的初始接合率、陶瓷基板在冷热循环负荷时的破裂。

关于Mg固溶层、金属间化合物相、氧化镁层中的Cu粒子的有无和Cu浓度及铜-陶瓷接合体的初始接合率，以与实施例1同样的方法进行了评价。

(氧化镁层的厚度)

使用透射型电子显微镜(FEI公司制Titan ChemiSTEM)并以200kV加速电压、2万倍倍率观察铜板与陶瓷基板的接合界面，在获得的元素映射图像中，将Mg与O共同存在的区域的情况鉴定为氧化镁层。氧化镁层可以含有氧化镁(MgO)、尖晶石(MgAl₂O₄)中的任一个。

而且，在观察视场内，通过氧化镁层的面积除以观察宽度，计算了氧化镁层的厚度。

(冷热循环试验)

使用冷热冲击试验机(ESPEC CORP.制TSA-72ES)，以气相实施了250个如下循环，即-50℃×10分钟←→175℃×10分钟。

按每10个循环确认了有无陶瓷基板的破裂。利用基于超声波探伤装置(HitachiPower Solutions制FineSAT200)的界面检查判定有无陶瓷破裂。在表5中，“＞250”表示在250个循环之后未确认到破裂。

[表4]

※“A+B”为A与B的共蒸镀

[表5]

在氧化镁层的厚度被设在50nm以上且1000nm以下的范围内的本发明例41～52中，即使在实施-50℃至175℃的苛刻的冷热循环试验的情况下，产生陶瓷破裂的冷热循环也在180次以上，确认到冷热循环可靠性优异。尤其，在氧化镁层的厚度被设在50nm以上且400nm以下的范围内的本发明例41、42、44、50～52中，在250次冷热循环负荷之后也未确认到陶瓷基板的破裂，而确认到冷热循环可靠性尤其优异。

由上可知，进一步需要冷热循环可靠性时，优选将氧化镁层设在50nm以上且1000nm以下的范围内，进一步设在50nm以上且400nm以下的范围内。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供一种可靠地接合由铜或铜合金构成的铜部件与由铝氧化物构成的陶瓷部件，且耐迁移性优异的铜-陶瓷接合体、绝缘电路基板及上述铜-陶瓷接合体的制造方法、绝缘电路基板的制造方法。

符号说明

10、110-绝缘电路基板，11、111-陶瓷基板，12、112-电路层，13、113-金属层，22、23、122-铜板，31、131-氧化镁层，32、132-Mg固溶层，33、133-金属间化合物相，35、135-Cu粒子。