DE69736144T2

DE69736144T2 - Teil für Halbleiter aus Aluminiumnitrid-Substratmaterial und seine Herstellungsmethode

Info

Publication number: DE69736144T2
Application number: DE69736144T
Authority: DE
Inventors: c/o Sumitomo Elec. Ind. Ltd. Kazutaka Itami-shi Sasaki; c/o Sumitomo Elec. Ind. Ltd. Hirohiko Itami-shi Nakata; c/o Sumitomo Elec. Ind. Ltd. Akira Itami-shi Sasame; c/o Sumitomo Elec. Ind. Ltd. Mitsunori Itami-shi Kobayashi
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1996-02-05
Filing date: 1997-02-05
Publication date: 2007-05-03
Anticipated expiration: 2017-02-06
Also published as: US5998043A; DE69736144D1; JPH09275166A; EP0788153A2; JP3845925B2; EP0788153A3; EP0788153B1; CA2196641A1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG
1. Gebiet der Erfindung
Die vorliegenden Erfindung betrifft ein Teil für ein Halbleiterbauelement, in dem eine hauptsächlich aus Kupfer bestehende Leiterschicht an ein Aluminiumnitrid-Substratmaterial gebondet ist, ein Verfahren zur Herstellung eines derartigen Teils für ein Halbleiterbauelement und ein Halbleiterbauelement, das ein derartiges Teil einsetzt.
2. Beschreibung des Standes der Technik
Gewöhnlich wurde Aluminiumoxid (Al₂O₃) verbreitet als ein isolierendes Substratmaterial für eine Halbleiterpackung verwendet, und ein Teil, in dem ein metallisierter, hauptsächlich aus Wolfram bestehender Schaltkreis, der auf einem isolierenden Substratmaterial in einer mehrlagigen Struktur gebildet ist, wurde als Leiterplatte für eine Halbleiter-IC verwendet. Aluminiumoxid ist hervorragend in der elektrischen Isolierung und der mechanischen Stärke, seine Wärmeleitfähigkeit allerdings liegt bei nur ungefähr 17 W/m·K und seine Wärmeabstrahlungseigenschaft ist gering. Aluminiumoxid ist daher ungeeignet für eine Leiterplatte, auf der eine Halbleiter-IC mit hoher Kapazität montiert werden soll.
Im Gegensatz dazu wurde die Aufmerksamkeit neuerdings auf Aluminiumnitrid (AlN) als Substratmaterial für eine Leiterplatte gerichtet, wegen dessen elektrischer Isolierung und mechanischer Stärke, die ungefähr denen von Aluminiumoxid gleichen, seinem leichten Gewicht und seiner hohen Wärmeleitfähigkeit, die 100 W/m·K übersteigt. Zusätzlich zeigt Aluminiumnitrid einen mittleren Wärmeausdehnungskoeffizienten von nur 5,5 × 10^–6°C im Temperaturbereich von Raumtemperatur bis zur Silberlöttemperatur (ca. 800°C), so dass Aluminiumnitrid hervorragende Bondbarkeit und Kompatibilität mit einem Si-Halbleiterchip (der einen Wärmeausdehnungskoeffizienten von 4,0 × 10^–6°C hat) zeigt. Dennoch ist Aluminiumnitrid schlecht mit Kovar (mit einem Wärmeausdehnungskoeffizienten von 4,0 × 10^–6°C) und einer 42er-Legierung (mit einem Wärmeausdehnungskoeffizienten von 11 × 10^–6°C) bondbar, die als ein Baugruppenmaterial oder eine Durchleitung zu einer Leiterplatte verwendet werden.
Es ist allgemein bekannt, dass verschiedene Zwischenschichten zwischen Nitridkeramik und Metall gebildet werden, so dass die Nitridkeramik und das Metall aneinander gebondet sind. Die japanische Patentveröffentlichung Nr. 2-34908 (1990) zeigt beispielsweise, dass eine aus einem Metall mit niedrigem Elastizitätsmodul und/oder einem Metall mit Dehnbarkeit und Duktilität hergestellte Schicht, eine aus einem spröden Material hergestellte Schicht und eine aus einem Material mit niedrigem Wärmeausdehnungskoeffizienten hergestellte Schicht als Zwischenschichten mehrlagig in dieser Reihenfolge auf der keramischen Seite gebildet sind. Trotzdem senkt Bonden, das diese Arten von multiplen Zwischenschichten nutzt, leicht durch die multiplen, zum Bonden zur Verfügung gestellten Zwischenschichten die Wärmeleitfähigkeit, und die Anwendung einer solchen Bondung an einer Aluminiumnitrid-Kühlkörperplatte ist praktisch begrenzt.
Deshalb war es allgemein üblich, eine Metallisierungsschicht aus W, Mo oder dergleichen auf der Oberfläche eines Aluminiumnitrid-Substratmaterials zu bilden und das Aluminiumnitrid-Substratmaterial an ein Metallteil, wie zum Beispiel einen Trägerstreifen oder eine Baugruppe, durch Silberlöten über die Metallisierungsschicht zu bonden. Die japanische Patent-Offenlegungsschrift Nr. 63-289950 (1988) offenbart das Verfahren, eine W-Metallisierungsschicht auf einem Aluminiumnitrid-Substratmaterial zu bilden und einen aus sauerstofffreiem Kupfer hergestellten Trägerstreifen mit einer hohen Wärmeleitfähigkeit und einer hohen Wärmestoß-Absorptionseigenschaft (siehe 1 und 2 der japanischen Patent-Offenlegungsschrift Nr. 63-289950) durch Silberlöten an die W-Metallisierungsschicht zu bonden. Bei diesem Verfahren wird, wenn nötig, eine Ni-Schicht zur Verbesserung der Benetzbarkeit jeweils der W-Metallisierungsschicht und des sauerstofffreien Kupfer-Trägerstreifens gebildet und beide Seiten durch Silberlöten aneinander gebondet.
Gemäß dem vorgenannten Verfahren zum Bonden des sauerstofffreien Kupfer-Trägerstreifens an das Aluminiumnitrid-Substratmaterial über die Metallisierungsschicht wird aufgrund der Aufheizung während des Silberlötens auftretende thermische Spannung im Vergleich zu herkömmlichen, Kovar oder dergleichen verwendenden Kupfer-Trägerstreifen weitgehend reduziert, so dass die im Fall von Kovar sinkende Bondungsstärke nicht sinkt. Trotzdem weist das vorgenannte Verfahren das Problem auf, dass es schwierig ist, die Form des Trägerstreifens zu halten, da sauerstofffreies Kupfer ein weiches Material ist. Zusätzlich dazu tritt, wenn ein auf Kupfer basierendes Teil mit einem Aluminiumnitrid-Substratmaterial über eine Silberlötschicht in der oben beschriebenen Art verbunden wird, eine große thermische Spannungseinwirkung aufgrund des Silberlötens als Folge des Unterschiedes in der Wärmeausdehnung zwischen dem Silberlot und dem Aluminiumnitrid auf, so dass Bruch oder Verformung, wie zum Beispiel Reißen oder Verziehen, leicht nach dem Abkühlen im Aluminiumnitrid-Substratmaterial auftritt. Dies führt zu dem Problem, dass ein spezielles, teures Silberlöt-Material, das silberreich und weich ist, eingesetzt werden muss, um die Abkühlungsspannung zu senken oder dass es strikter Einschränkung auf kleinere Bereiche bedarf, um die Silberlotschicht dünner zu machen.
Unter den Umständen wurden Untersuchungen zu verschiedenen Verfahren durchgeführt, ein. Metallteil, das ein Leiter ist, ohne Bildung einer Zwischenschicht aus Lot, wie z.B. Silberlot, an ein Aluminiumnitrid-Substratmaterial zu bonden. Ein Verfahren ist ein sogenanntes DBC-(Kupfer-Direkt-Bondungs-)Verfahren, das keine W-Metallisierungsschicht und keine Lotschicht einsetzt, um Kupfer als ein Metallteil an ein Aluminiumnitrid-Substratmaterial zu bonden.
Die japanische Patent-Offenlegungsschrift Nr. 59-40404 (1984) offenbart zum Beispiel ein Verfahren, das die Schritte umfasst: Bilden entweder einer Schicht eines Oxids des Aluminiumnitrid-Substratmaterials selbst oder einer Bindungsschicht aus einem Oxid des Aluminiums, eines Seltenerdmetalls oder eines Erdalkalimetalls, die als Sinterhilfsmittel für die Herstellung eines gesinterten Körpers aus Aluminiumnitrid verwendet werden, auf der Oberfläche eines Aluminiumnitrid-Substratmaterials; Herstellen eines Metallmaterials als an das Aluminiumnitrid-Substratmaterial zu bondendes Gegenstück, das kleine Mengen eines Binders aus einem derartigen Oxid (das Sauerstoff allein beinhalten kann) beinhaltet oder das solche, im Voraus auf seiner Oberfläche gebildete Schichten aufweist und direktes Bonden des Aluminiumnitrid-Substratmaterials und des Metallmaterials unter Ausnutzung der Affinität der Bindungsschichten auf diesen Materialien. Wenn zum Beispiel das Metallmaterial aus Kupfer besteht, wird es unter Ausnutzung des an seiner Oberfläche gebildeten Kupferoxids dadurch an das Aluminiumnitrid-Substratmaterial mit der Oxidschicht darauf gebondet, dass das Material einer Hitzebehandlung im Temperaturbereich von der eutektischen Temperatur des Kupferoxids und Kupfers bis zum Schmelzpunkt des Kupfers unterzogen wird.
Ein ähnliches Verfahren wird in der japanischen Patent-Offenlegungsschrift Nr. 60-32343 (1985) offenbart. Dieses Verfahren ist ein Bondungsverfahren, bei dem eine dünne Kupferlegierungs-Eutektikum-Schicht, die ein aktives Metall (wie z.B. Ti, Zr oder Hf) beinhaltet, zwischen ein Aluminiumnitrid-Substratmaterial und eine Kupfer-Kühlkörperplatte gelegt wird. Ein anderes DBC-Verfahren wird in "Electronics Ceramics", Ausgabe November 1988, S. 17–21 beschrieben. In diesem Verfahren wird zuerst eine dünne Aluminiumoxidschicht von bis zu einigen Mikrometern auf der Oberfläche eines Aluminiumnitrid-Substratmaterials gebildet und dann Kupfer an die dünne Aluminiumoxidschicht über eine Cu₂O-Cu-Eutektikum-Schicht gebondet.
Jedoch wird bei allen oben beschriebenen Verfahren zum Bonden von Kupfer an Aluminiumnitrid unter Ausnutzung eines eutektischen Bereichs eines Kupferoxids und Kupfers die Variation in der Bondungsstärke leicht groß, sofern die Dicke der Oxidschicht auf dem Aluminiumnitrid nicht innerhalb eines engen Bereichs gehalten wird, wie es 4 des oben zitierten Berichts in "Electronic Ceramics" zeigt. Da in diesen Verfahren außerdem eine zwischen einem Aluminiumnitrid-Substratmaterial und einem Kupferteil gebildete, aus Aluminiumoxid und einer Kupferoxid-Eutektikum-Komponente hergestellte Zwischenschicht dünn ist, tritt Bruch oder Verformung, wie z.B. Reißen oder Verziehen, aufgrund des Unterschiedes in der Wärmeausdehnung zwischen Kupfer und Aluminiumnitrid, leicht im Substratmaterial auf. Zusätzlich ist es notwendig, eine spezielle Sauerstoff-Partialdruck-Atmosphäre für die eutektische Bondung von Kupfer und Kupferoxid bei rund 1000°C zu schaffen. Da die Oberfläche des Kupferteils durch die spezielle Sauerstoff-Partialdruckatmosphäre oxidiert wird, ist ein Extraschritt wie Oberflächenpolieren nötig, bevor das Kupferteil der Lötbondung unterzogen wird. Wenn das Kupferteil an dem Aluminiumnitrid-Substratmaterial befestigt ist, ist es notwendig, den zeitraubenden Schritt zur Durchführung einer Positionierung auszuführen, um einen nicht zur Befestigung bestimmten Bereich zu definieren und mit guter Reproduzierbarkeit die Grenzfläche zwischen dem Kupferteil und einem Sicherungskontaktbereich zu bestimmen, in dem das Kupferteil befestigt werden soll.
In dem in der japanischen Patent-Offenlegungsschrift Nr. 60-32343 (1985) beschriebenen Verfahren, das ein aktives Metall nutzt, wird ein teures Lot aus aktivem Metall und ein hohes Vakuum von nicht größer als 10^–4 Torr während des Lötens benötigt. In vielen Fällen des Lötens in Stickstoffgas ist es auch notwendig, ein spezielles Metalllot herzustellen, das im Voraus z.B. eine große Menge Ti beinhaltet. Des Weiteren werden beim Einsatz eines solchen Lots aus aktivem Metall leicht Fehlstellen an der Schnittstelle zwischen Aluminiumnitrid und dem Lötmittel aus aktivem Metall erzeugt, so dass darin leicht Reißen auftritt. Thermischer Widerstand kann wegen der Anwesenheit des Lots ebenfalls zunehmen.
Zusammenfassung der Erfindung
Unter Berücksichtigung der oben beschriebenen Probleme ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Teil für ein Halbleiterbauelement zu schaffen, das eine Bondungsstruktur zur Gewährleistung eines hochfesten Bondens zwischen einem Aluminiumnitrid-Substratmaterial und einer Leiterschicht aufweist, so dass ein Metallteil auf einem Aluminiumnitrid-Substratmaterial mit hoher Zuverlässigkeit in einem Halbleiterbauelement befestigt werden kann, das Aluminiumnitrid als Substratmaterial nutzt, insbesondere in einer Verbindungsstruktur für ein Hochleistungsmodul, um eine hauptsächlich aus Kupfer bestehende Leiterschicht auf dem Aluminiumnitrid-Substratmaterial zu bilden, indem verhindert wird, dass das Substratmaterial während des Lötens an die W-Metallisierungsschicht den vorgenannten Schaden erleidet, wodurch verhindert wird, dass das Substratmaterial Bruch oder Verformung erleidet, wenn eine Kupfer-Leiterschicht unter Ausnutzung des vorgenannten Kupfer-Eutektikums direkt an das Substratmaterial gebondet wird, wodurch verhindert wird, dass Bruch des Teils aufgrund der Verformung (Deflektion), die während des Befestigungsschrittes zum Fixieren des Teils an einem Halbleiterbauelement nach dem Bonden auftritt, was Steigerungen der für Löten und Zusammenbau benötigten Material- und Arbeitskosten verhindert.
Um die obige Aufgabe zu lösen, schafft die vorliegende Erfindung ein Teil für ein Halbleiterbauelement, in dem eine hochschmelzende Metallisierungsschicht, die hauptsächlich aus wenigstens einem hochschmelzenden Metall besteht, das aus der aus W, Mo, Ta, Ti und Zr zusammengesetzten Gruppe ausgewählt ist und eine Metallzwischenschicht, die einen Schmelzpunkt von nicht größer als 1000°C hat und hauptsächlich wenigstens aus einem aus der aus Nickel, Kupfer und Eisen zusammengesetzten Gruppe ausgewählten besteht, auf einem Aluminiumnitrid-Substratmaterial in dieser Reihenfolge ausgehend von dem Aluminiumnitrid-Substratmaterial vorgesehen sind und eine hauptsächlich aus Kupfer bestehende Leiterschicht an die Metallzwischenschicht gebondet ist.
Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung ein Teil für ein Halbleiterbauelement, in dem eine hauptsächlich aus Kupfer bestehende Leiterschicht, die verbreitet als Hochleistungsmodul verwendet wird, auf einem Aluminiumnitrid-Substratmaterial vorgesehen ist, das hervorragend in der Wärmeableitungseigenschaft ist. Gemäß der vorliegenden Erfindung ist es möglich, ein Halbleiterbauelement, wie beispielsweise ein Hochleistungsmodul, durch Form-Bonden eines Halbleiterbauelements an die Leiterschicht des Teils bereitzustellen.
Die Zuverlässigkeit herkömmlichen Direktbondens einer Kupfer-Kühlkörperplatte und eines Aluminiumnitrid-Substratmaterials über eine Oxidschicht oder eine Lötschicht aus aktiviertem Metall ist extrem niedrig. Reißen oder Verziehen des Aluminiumnitrid-Substratmaterials oder Trennung der Kupfer-Kühlkörperplatte wird zum Beispiel durch während Herstellung oder Benutzung auftretende thermische Spannung verursacht, die auf den Unterschied in der Wärmeausdehnung zwischen der Kupfer-Kühlkörperplatte und dem Aluminiumnitrid-Substratmaterial zurückzuführen ist. Zusätzlich kann durch das oben beschriebene Kupfer-Eutektikum-Bondungsverfahren, das eine Oxid-Zwischenschicht nutzt, eine Fuge in der Bondungsschnittstelle einer als Leiterschicht verwendeten Cu-Folie und dem Aluminiumnitrid-Substratmaterial geschaffen werden, um so die Bildung der Oxidschicht auf der Bondungsschnittstelle zu erleichtern. Jedoch kann nach dem Bonden eine solche Fuge als Stärke verringernde Lücke verbleiben. Das Bondungsverfahren, das ein Lot aus aktivem Metall verwendet, kann zu einer Positionsabweichung während des Bondens führen oder es einem Ätzmittel erlauben, während des Ätzens im Schaltkreisbildungsschritt in die Bondungsschnittstelle einzudringen. Als Ergebnis wird ein Freiraum zwischen dem Aluminiumnitrid-Substratmaterial und der Kupfer-Leiterschicht erzeugt, wodurch ebenfalls die Bondungsstärke gesenkt wird.
Um die oben beschriebenen Probleme zu lösen und um die Zuverlässigkeit in hohem Maße zu verbessern, schafft die vorliegende Erfindung eine Struktur, in der eine hochschmelzende Metallisierungsschicht und eine Metallzwischenschicht mit einem Schmelzpunkt von nicht höher als 1000°C und die hauptsächlich aus zumindest einem der aus Nickel, Kupfer und Eisen zusammengesetzten Gruppe ausgewählten besteht, zwischen einem Aluminiumnitrid-Substratmaterial und einer hauptsächlich aus Kupfer bestehenden Leiterschicht gebildet werden. Die Rolle der hochschmelzenden Metallisierungsschicht ist nicht nur auf das Ablagern der Metallauflage, die Stabilisierung des Lotflusses und generelle Oberflächen-Metallisierung zur Schaltkreisbildung oder dergleichen beschränkt. Die hochschmelzende Metallisierungsschicht, die ein hohes Elastizitätsmodul hat, absorbiert thermische Beanspruchung, die aufgrund des Unterschiedes in der Wärmeausdehnung zwischen der hauptsächlich aus Kupfer bestehenden Leiterschicht und dem Aluminiumnitrid-Substratmaterial auftritt und entspannt dabei die thermische Beanspruchung, die nachteilig auf das Aluminiumnitrid-Substratmaterial einwirkt. Die Aufgabe der Metallzwischenschicht ist es, unterhalb 1000°C zu schmelzen, um so die hochschmelzende Metallisierungsschicht an die hauptsächlich aus Kupfer bestehende Leiterschicht zu bonden. Als Material für die Metallzwischenschicht wird ein Material von geringer Härte oder ein leicht in der Dicke reduzierbares Material bevorzugt, so dass die erzeugte thermische Beanspruchung im Vergleich zu gängigen Silberloten oder Lot aus aktiviertem Metall verringert werden kann.
Besonders vorteilhaft ist es, wenn Länge und Breite in der planaren Richtung der Leiterschicht nicht weniger als 0,05 mm kürzer sind als die der hochschmelzenden Metallisierungsschicht und der Metallzwischenschicht, um so das Auftreten einer Entladungserscheinung zwischen der Kupferfolie, die die Leiterschicht bildet und dem Aluminiumnitrid-Substratmaterial zu verhindern und um ein weit zuverlässigeres Teil für ein Halbleiterbauelement zur Verfügung zu stellen. Des Weiteren ist die Endform der aus der Kupferfolie gebildeten Leiterschicht so gestaltet, dass der von der Seitenfläche der Leiterschicht und der Bondungsschnittstelle zwischen der Leiterschicht und der Metallzwischenschicht gebildete Winkel nicht größer als 80° ist, wohingegen der Winkel, der von der oberen Fläche und der Seitenfläche der Leiterschicht gebildet wird, nicht kleiner als 80° ist. Entsprechend wird der die Entladungserscheinung verhindernde Effekt noch weitergehend verbessert. Die Abschlussoberfläche der Leiterschicht kann im Querschnitt nach außen oder nach innen gekrümmt sein. Im Übrigen ist die Abschlussoberfläche der Leiterschicht günstigerweise eine Oberfläche, die so glatt wie möglich ist, und noch bevorzugter ist der Rmax der Abschlussoberfläche nicht größer als 20 μm, so dass das Auftreten einer Entladungserscheinung zwischen der Leiterschicht und dem Aluminiumnitrid-Substratmaterial verhindert werden kann. Aus dem gleichen Grund ist es vorteilhaft, wenn keine der Ecken oder der Ränder der Leiterschicht einen Vorsprung, wie z.B. einen Grat, aufweist und speziell kleine gerundete Oberflächen an den entsprechenden Ecken oder Rändern der Leiterschicht vorgesehen sind.
Ein gesinterter, als ein Aluminiumnitrid-Substratmaterial eingesetzter Aluminiumnitridkörper kann die allgemein bekannten Additive, wie z.B. eine Seltenerdmetallverbindung, wie beispielsweise Y₂O₃, eine Erdalkalimetallverbindung, wie beispielsweise CaO und wenn nötig, eine Übergangselementverbindung, wie beispielsweise TiN, beinhalten. Der Sinterkörper hat eine relative Dichte von nicht weniger als 95%, insbesondere nicht weniger als 98%. Die Wärmeleitfähigkeit des Sinterkörpers liegt bevorzugt bei nicht weniger als 100 W/m·K, noch bevorzugter bei nicht weniger als 150 W/m·K. Im Übrigen kann vorher eine dünne, sauerstoffbeinhaltende Schicht auf der Oberfläche des Aluminiumnitrid-Substratmaterials, auf dem eine Metallisierungsschicht gebildet werden soll, ausgeformt werden. Diese dünne Schicht ist hauptsächlich dazu bestimmt, die Bondung des Aluminiumnitrid-Substratmaterials und der hochschmelzenden Metallisierungsschicht zu beschleunigen und beinhaltet zum Beispiel Al, Si, ein Seltenerdmetall, ein Erdalkalimetall und Sauerstoff.
Die hochschmelzende Metallisierungsschicht besteht hauptsächlich aus einem hochschmelzenden Metall wie W, Mo, Ta, Ti und/oder Zr. Um ihre Bondbarkeit mit Aluminiumnitrid zu verbessern, kann die hochschmelzende Metallisierungsschicht eine Glasfritte beinhalten, die die vorgenannten, zu dem gesinterten Körper hinzugefügten Elemente, wie beispielsweise ein Seltenerdmetall, ein Erdalkalimetall, Si, Al und andere Übergangselemente beinhaltet. Bevorzugt liegt die Dicke der hochschmelzenden Metallisierungsschicht bei 3–50 μm.
Die auf der hochschmelzenden Metallisierungsschicht aufgetragene Metallzwischenschicht ist bevorzugt eine Schicht mit einer Zusammensetzung mit einem Schmelzpunkt von nicht höher als 1000°C und umfasst als einen Hauptbestandteil zumindest ein aus der aus Ni, Fe und Cu bestehenden Gruppe ausgewähltes Metall. Zwei oder mehr Metallzwischenschichten können gebildet werden. Bevorzugt liegt die Dicke dieser Metallzwischenschicht bei 2–40 μm, insbesondere bei 5–20 μm. Eine Ni-P-Zusammensetzung ist als Metallzwischenschicht geeignet und eine Struktur, bei der eine Schicht mit Ni-P-Zusammensetzung auf einer Schicht mit Ni-B-Zusammensetzung gebildet ist, ist besonders vorteilhaft.
Das Material der hauptsächlich aus Kupfer bestehenden und über die zwei oben beschriebenen Schichten an das Aluminiumnitrid-Substratmaterial gebondeten Leiterschicht kann Kupfer, wie z.B. sauerstofffreies Kupfer oder Elektrolytzähkupfer, eine Kupferlegierung, wie z.B. eine Kupfer-Molybdän-Legierung, eine Kupfer-Wolfram-Legierung oder eine Kupfer-Molybdän-Wolfram-Legierung oder ein plattiertes Material wie Kupfer-Molybdän-Kupfer mit sowohl einer hohen elektrischen Leitfähigkeit als auch einem niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten sein. Ein Metallteil, das um Aluminiumnitrid herum in einem Halbleiterbauelement abgelagert ist und das beispielsweise aus einer Fe-Ni-Co-Legierung wie Kovar, einer Fe-Ni-Legierung wie einer 42er Legierung, Ni, einer Ni-Legierung, Cu, einer Cu-Legierung, W, Mo, einer W-Legierung oder einer Mo-Legierung hergestellt ist, kann je nach Bedarf direkt oder indirekt an die Leiterschicht gebondet sein.
Verfahren zur Herstellung eines Teils eines Halbleiterbauelements gemäß der vorliegenden Erfindung werden nachstehend beschrieben. Zuerst wird eine hochschmelzende Metallisierungsschicht auf dem oben beschriebenen Aluminiumnitrid-Substratmaterial gebildet. Eines der Verfahren, die hochschmelzende Metallisierungsschicht zu bilden, umfasst die Schritte: Herstellen eines Sinterkörpers aus Aluminiumnitrid im Voraus; Durchführen der oben beschriebenen Oberflächenbehandlung an dem Sinterkörper (Bildung einer sauerstoffhaltigen, dünnen Schicht), wenn nötig; Beschichten des daraus resultierenden, gesinterten Körpers mit einer Paste, die als eine Hauptkomponente ein Metall beinhaltet, das aus den vorgenannten hochschmelzenden Metallen, einer Mischung davon oder einer Mischung solcher Metalle oder Metallen und der vorgenannten Glasfritte ausgewählt ist, und mit einem organischen Binder (viskoses Material) und einem organischen Lösungsmittel (Viskositätsverbesserer des Binders) zum Beispiel durch Drucken, um eine Schicht, vorzugsweise mit einer Dicke von 5–60 μm zu bilden, gemischt wird und Brennen der Schicht. Diese Vorgehensweise ist ein sogenanntes Nachbrenn-Metallisierungsverfahren.
Es gibt ein anderes Verfahren, das die Schritte umfasst: Zugeben eines formenden organischen Binders zu einer Aluminiumnitridmaterialpulver-Mischung mit vorbestimmter Zusammensetzung, Verdichten der erhaltenen Mischung zu einem Grünling, Beschichten des Grünlings mit einer Paste aus hochschmelzendem Metall gleich den oben beschriebenen und gleichzeitiges Brennen der Paste und Sintern des Grünlings. Dieses Verfahren ist ein sogenanntes Cobrenn-Metallisierungsverfahren. Im Fall dieses Verfahrens ist es wichtig, möglichst feine hochschmelzende Metallkörner für die hochschmelzende Metallpaste zu verwenden und ein Agens, das bei niedrigen Temperaturen eine flüssige Phase erzeugt, als ein Additiv zur Beschleunigung des Sinterns des Aluminiumnitrids auszuwählen, so dass das Sintern durch gleichzeitiges Cobrennen bei einer niedrigeren Temperatur durchgeführt werden kann und ihre Schrumpffaktoren ungefähr angeglichen werden können, um dadurch Deformation des Aluminiumnitrid-Substratmaterials während der Sinterung zu verhindern. Zusätzlich wird erwartet, dass dadurch, dass die Kristallkörner des Aluminiumnitrid-Substratmaterials durch das Sintern bei niedrigen Temperaturen verfeinert werden, die Stärke des Aluminiumnitrid-Substratmaterials gesteigert wird.
Nachdem die hochschmelzende Metallisierungsschicht in der oben beschriebenen Weise gebildet wurde, wird eine Metallzwischenschicht mit einer Zusammensetzung mit einem Schmelzpunkt von nicht größer als 1000°C gebildet, die als einen Hauptbestandteil Ni, Cu und/oder Fe aufweist. Diese Metallzwischenschicht kann in einem der folgenden Verfahren gebildet werden:

(1) Bilden der Metallzwischenschicht auf der Bondungsschnittstelle der hauptsächlich aus Kupfer bestehenden Leiterschicht, die an das Aluminiumnitrid-Substratmaterial gebondet werden soll;
(2) Bilden der Metallzwischenschicht auf der hochschmelzenden Metallisierungsoberfläche des Aluminiumnitrid-Substratmaterials; und
(3) Bilden der Metallzwischenschicht auf sowohl der auf dem Aluminiumnitrid-Substratmaterial gebildeten hochschmelzenden Metallisierungsschicht als auch auf der Kupfer als Hauptbestandteil aufweisenden Leiterschicht.

Zwei oder mehr Metallzwischenschichten verschiedener Art können je nach Bedarf gebildet werden. Wie in einem repräsentativen Beispiel, in dem eine Nickel-Phosphor-Schicht auf der hochschmelzenden Metallisierungsschicht auf dem Aluminiumnitrid-Substratmaterial gebildet wird, kann zum Beispiel, nachdem eine hochschmelzend metallisierte Oberfläche mit einem Nickel-Bor-Überzug versehen ist, ein Nickel-Phosphor-Überzug auf der nickel-bor-überzogenen Oberfläche aufgetragen werden.
Danach werden das Aluminiumnitrid-Substratmaterial und ein Material übereinander gelegt, das vorgesehen ist, die Kupfer als einen Hauptbestandteil aufweisende Leiterschicht zu bilden, wobei die mit einem der oben beschriebenen Verfahren gebildete Metallzwischenschicht dazwischen eingefügt wird: und das Aluminiumnitrid-Substratmaterial und die Leiterschicht werden durch Brennen in einer stickstoffhaltigen Atmosphäre bei einer Temperatur, die niedriger ist als der Schmelzpunkt der Leiterschicht, aneinander gebondet und bilden folglich ein Teil für ein Halbleiterbauelement gemäß der vorliegenden Erfindung. Die Stärke des gebondeten Abschnitts des Teils für ein Halbleiterbauelement gemäß der vorliegenden Erfindung ist bei einer hohen Ablösefestigkeit von nicht weniger als 0,5 kg/1 mm beständig.
Gelegentlich können das Aluminiumnitrid-Substratmaterial und die Leiterschicht zum Bonden während des vorgenannten Sinterns, wenn nötig, unter Verwendung einer Einstellvorrichtung aus einem feuerfesten Material, wie zum Beispiel einem Kohlenstoffmaterial, einem Aluminiumoxidmaterial oder einem Aluminiumnitridmaterial, zeitweilig fixiert werden und, wenn weiterhin nötig, kann eine geeignete Last auf eine Aufstellung aufgebracht werden, in der beide übereinander gelagert sind.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
1 ist eine Querschnittdarstellung, die ein Verfahren zur Messung der Ablösefestigkeit des gebondeten Abschnittes eines Teils für ein Halbleiterbauelement gemäß der vorliegenden Erfindung darstellt.
2 ist eine schematische, erläuternde Darstellung, die die Endform einer Leiterschicht gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt.
3 ist eine Teilschnitt-Seitenansicht, die schematisch ein Halbleiterbauelement der vorliegenden Erfindung zeigt, das in Beispiel 3 und 8 hergestellt wurde.
4 ist eine schematische Querschnittdarstellung, die ein Teil für ein Halbleiterbauelement gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt, das in Beispiel 3 und 8 hergestellt wurde.
5 ist eine schematische Querschnittdarstellung, die ein Teil für ein Halbleiterbauelement zeigt, das als Vergleichsbeispiel für Beispiel 8 hergestellt wurde.
DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN
Der Grund, weshalb die relative Dichte des in der vorliegenden Erfindung verwendeten Aluminiumnitrid-Substratmaterials bevorzugt nicht geringer liegt als 95%, ist dass die Stärke seines Sinterkörpers abnimmt, wenn die relative Dichte geringer ist als 95%, und wenn ein derartiger gesinterter Körper als ein Produkt verwendet wird, die Zuverlässigkeit gegenüber Wärmestoß niedrig werden kann. Der Grund, weshalb die Wärmeleitfähigkeit des Aluminiumnitrid-Substratmaterials bevorzugt mindestens bei 100 W/m·K liegt, ist, dass es schwierig ist, bei einer Wärmeleitfähigkeit von weniger als 100 W/m·K eine wirksame Ableitung von Wärme zu erreichen, die während des Betriebs eines Elements, vorzugsweise im Fall eines stromführenden Elements, erzeugt wurde.
Die Zusammensetzung der hochschmelzende Metallisierungsschicht nach dem Brennen beinhaltet vorzugsweise hochschmelzendes Metall in einem Gehalt von nicht weniger als 80 Vol.-% und die Glasfritte vorgenannten Typs in einem Gehalt von nicht mehr als 20 Vol.-%. Wenn der Gehalt an hochschmelzendem Metall geringer ist als 80 Vol.-% oder der Gehalt der Glasfritte 20 Vol.-% überschreitet, kann die Wärmeleitfähigkeit der hochschmelzenden Metallisierungsschicht sinken. Es ist wünschenswert, die Dicke der hochschmelzenden Metallisierungsschicht nach dem Brennen innerhalb von 3–50 μm zu halten. Wenn eine solche Dicke geringer als 3 μm ist, kann es unmöglich sein, eine zufriedenstellende mechanische Adhäsion zwischen der hochschmelzende Metallisierungsschicht und dem Aluminiumnitrid-Substratmaterial zu gewährleisten, wohingegen das Verziehen des Aluminiumnitrid-Substratmaterials nach der Bildung der Metallzwischenschicht dazu neigt zuzunehmen, wenn die Dicke 50 μm überschreitet.
Die Metallzwischenschicht hat eine Zusammensetzung, die hauptsächlich aus Ni, Fe und/oder Cu besteht, die einen Schmelzpunkt von nicht höher als 1000°C aufweist und es ist insbesondere bevorzugt, wie zuvor beschrieben, eine Nickel-Phosphor-Zusammensetzung zu verwenden. Der Grund dafür, dass die Nickel-Phosphor-Metallzwischenschicht in der vorliegenden Erfindung bevorzugt ist, ist folgender. Ein Ni-P-Eutektikum wird an der Schnittstelle bei einer Temperatur, die niedriger als die Schmelztemperatur des Ni selbst ist, gebildet und die Reaktion wird beschleunigt, so dass, da Ni zu diesem Zeitpunkt schmilzt, eine gute Bondung zwischen der Leiterschicht und W oder dergleichen der hochschmelzenden Metallisierungsschicht erreicht werden kann.
Die Dicke der Metallzwischenschicht liegt unmittelbar nach dem Sintern vorzugsweise bei 2–40 μm. Wenn die Dicke geringer als 2 μm ist, wird keine ausreichende flüssige Phase für das Bonden erhalten, wodurch leicht ein ungebondeter Abschnitt auftritt, so dass die thermische Widerstandsfähigkeit zunehmen und sich durch den Unterschied in der Hitzeschrumpfung zwischen dem Metallanteil der Kupfer-Leiterschicht und AlN Spannung konzentrieren kann. Wenn die Dicke 40 μm übersteigt und da Ni-P ein Metall mit einem hohen Elastizitätsmodul ist, nimmt der Absolutwert des Unterschiedes in der thermischen Belastung zwischen Ni-P und dem Aluminiumnitrid-Substratmaterial zu, sobald die Bondungsregion zwischen Ni-P und dem Aluminiumnitrid-Substratmaterial zunimmt, so dass eine exzessive Spannung auf das Aluminiumnitrid-Substratmaterial einwirkt und sich dessen Stärke verringern kann.
Übrigens kann entweder Elektrolytüberzug oder autokatalytisches Überziehen als Überzugsverfahren zum Bilden der Metallzwischenschicht verwendet werden. Als anderes Verfahren zum Bilden der Metallzwischenschicht kann Drucken, Bedampfen oder dergleichen anstelle des Überziehens ebenfalls gewählt werden. Die so geformte Metallzwischenschicht wird bevorzugt in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre gesintert.
Das Bonden eines Leiterschichtmaterials und des Aluminiumnitrid-Substratmaterials, auf dem zuvor die Metallzwischenschicht auf der Metallisierungsschicht gebildet wurde, wird bei einer Temperatur, die niedriger als der Schmelzpunkt des Leiterschichtmaterials ist, in einer stickstoffhaltigen Atmosphäre durchgeführt. Es ist nicht zu empfehlen, wenn die Bondungstemperatur nicht niedriger als der Schmelzpunkt des Leiterschichtmaterials ist, weil die gewünschten Ausmaße der Leiterschicht nach dem Bonden nicht erreicht werden und ein vorher bestimmtes Schaltkreismuster, das zuvor auf der Leiterschicht gebildet wurde, beschädigt wird, wodurch das vorher bestimmte Schaltkreismuster kurzgeschlossen werden kann. Gelegentlich kann das Teil für ein Halbleiterbauelement gemäß der vorliegenden Erfindung auch an eine Hochleistungsmodul-Trägerplatte, z.B. eine Struktur, die eine hauptsächlich aus Aluminium anstelle von Kupfer bestehende Leiterschicht verwendet, angepasst werden.
Beispiel 1
Ein AlN-Pulver mit mittlerer Körngröße von 1,2 μm, Y₂O₃-Pulver mit mittlerer Körngröße von 0,6 μm und CaO-Pulver mit mittlerer Körngröße von 0,3 μm wurden in Gewichtsprozenten von 97 Gew.-%, 1,5 Gew.-% bzw. 1,5 Gew.-% zusammengestellt und die so zusammengestellten Pulver gleichmäßig für 24 Stunden in einem ethanolhaltigen Lösungsmittel in einer Kugelmühle gemischt. Dann wurden 10 Gewichtsteile PVB zu 100 Gewichtsteilen der Pulvermischung zugegeben, wodurch ein Schlicker entstand.
Ein Teil des Schlickers wurde spraygetrocknet und dann in eine glatte Form mittels einer Pulververdichtungspresse verdichtet. Danach wurde das verdichtete Produkt bei 1700°C in einer Stickstoff-Atmosphäre für fünf Stunden gesintert, wodurch ein plattenförmiger, gesinterter AlN-Körper erzeugt wurde. Eine Seite des erzeugten gesinterten AlN-Körpers wurde mit einer Paste überzogen, die als einen Hauptbestandteil ein W-Pulver mit mittlerer Korngröße von 1 μm beinhaltete und 5 Gew.-% einer auf SiO₂ basierenden Fritte enthielt. Nach Entgasung wurde der gesinterte Körper bei 1600°C in einer Stickstoff-Atmosphäre gebrannt, um so eine hochschmelzende Metallisierungsschicht (im Nachbrenn-Metallisierungsverfahren) zu bilden.
Der Rest des Schlickers wurde im Abstreichmesserverfahren als Folie mit einer Stärke von 1,0 mm und einer Breite von 100 mm und dann durch Stanzen als Plattenprodukt ausgeformt. Das so gebildete Plattenprodukt wurde ebenfalls mit der gleichen, oben beschriebenen Paste überzogen und das so überzogene Plattenprodukt nach Entgasung bei 1700°C in einer Stickstoff-Atmosphäre fünf Stunden lang gebrannt, wodurch Brennen der Paste und Sintern des Aluminiumnitrids gleichzeitig (im Cobrenn-Metallisierungsverfahren) bewirkt wurde.
Metallisierte AlN-Substratmaterialien der in Tabelle 1 genannten Art, die alle eine hochschmelzende W-Metallisierungsschicht aufwiesen, wurden mit einem der oben beschriebenen Verfahren hergestellt. Im Übrigen hatten die im Nachbrenn-Metallisierungsverfahren hergestellten Materialien und die im Cobrenn-Metallisierungsverfahren hergestellten Produkte die gleiche Form. Das gesinterte Aluminiumnitrid wies eine Dichte von 99% auf und an seiner Oberfläche konnten keine Fehlstellen beobachtet werden, zudem lag die Wärmeleitfähigkeit zwischen 150 W/m·K und 160 W/m·K.
Tabelle 1
Zehn Proben wurden aus jeder der Probengruppen ausgewählt, und nach Plattierung der hochschmelzend metallisierten Oberflächen der ausgewählten Proben mit Ni-P wurden die plattierten Proben für 30 Minuten bei 600°C in einer Stickstoff-Atmosphäre gehalten, um so die Ni-P-Plattierungsschicht zu sintern. Abnormalität wie beispielsweise Ziehen von Blasen oder Ablösen wurde in keiner der erzeugten Metallzwischenschichten beobachtet, und die Plattierungsdicke jeder Probe lag im Bereich von 6 ± 0,3 μm.
Als Leiterschicht wurde ein elektrolytisches Kupfermaterial nach JIS C1020 mit einer Dicke von 1 mm und gleicher Länge und Breite wie das AlN-Substratmaterial auf jede der Proben aufgelegt und die Proben, auf einer Graphit-Ofenstütze aufgesetzt, einer Ofen-Bondung bei 970°C für 30 Minuten unter Nulllastbedingung in einem Stickstoff-Gasstrom unterzogen. Eine Flächenanalyse mittels Ultraschallrissdetektor wurde nach dem Bonden auf jeder Probe durchgeführt und kein abnormer Defekt beobachtet. Zusätzlich wurde der Querschnitt jeder Probe nach dem Bonden mit einem REM (Rasterelektronenmikroskop) (1000fache Vergrößerung) untersucht, Defekte wie beispielsweise Risse oder Nadelstiche wurden an der Schnittstelle nicht beobachtet.
Die Ablösefestigkeit und das Verziehen jeder der gewonnenen Proben wurde gemessen und die Ergebnisse in eine auf dem Nachbrenn-Metallisierungsverfahren basierende Datengruppe und eine Datengruppe, die auf dem Cobrenn-Metallisierungsverfahren basierte, eingeordnet. Die entsprechenden Datengruppen sind in Tab. 2 und 3 gezeigt. Das Verziehen wurde durch das Auflegen jeder Probe mit nach oben weisender Leiterschicht auf einer Planscheibe, Messen der Differenz jeder Probe zwischen der Maximalhöhe und der Minimalhöhe von der Planscheibe auf einer diagonalen, davon ausgehenden Linie und Umwandeln der Differenz in einen Wert pro mm auf der Diagonalen bestimmt. Die Ablösefestigkeit des gebondeten Abschnittes jeder Probe wurde ermittelt, indem, wie in 1 gezeigt, eine Leiterschicht 4 von 0,1 mm Dicke × 4,0 mm Breite an eine auf einer hochschmelzenden Metallisierungsschicht 2 auf einem AlN-Substratmaterial 1 vorgesehene Metallzwischenschicht 3 in einer Weise gebondet wird, dass die Länge "l" gleich 3 mm wird und anschließend ein von einem Ende der Leiterschicht 4 senkrecht nach oben ragender Greifabschnitt 4a mit einer Geschwindigkeit von 20 mm/min in Aufwärtsrichtung gezogen wird.
Tabelle 2 Nachbrenn-Metallisierungsverfahren
Tabelle 3 Cobrenn-Metallisierungsverfahren
Wie obigen Ergebnissen entnommen werden kann, wies gemäß der Struktur der vorliegenden Erfindung sogar ein groß dimensioniertes Substratmaterial von 25 mm Länge × 25 mm Breite nur praktisch zulässige Verzugniveaus von ungefähr 3,0 μm/mm im Höchstfall und einer Ablösefestigkeit von ungefähr 0,5 kg/mm im niedrigsten Fall auf. Zusätzlich wird ersichtlich, dass wenn die Dicke der hochschmelzenden Metallisierungsschicht zwischen 3 μm und 50 μm lag, die Ablösefestigkeit 0,5 kg/1 mm überstieg und das Verziehen niedriger als 3,0 μm/mm wurde, so dass eine hochschmelzende Metallisierungsschicht auf einem praktisch ausreichend stabilen Niveau erzielt werden konnte.
Aus den Daten der Tab. 2 und 3 sind bei Vergleich des Nachbrenn- und des Cobrenn-Metallisierungsverfahrens die folgenden Punkte ersichtlich. Die Ablösefestigkeiten der cobrennmetallisierten Produkte sind ca. doppelt so hoch wie die der nachbrennmetallisierten Produkte. Dies tritt auf, weil anders als im Nachbrenn-Metallisierungsverfahren, bei dem nur W auf dem gesinterten Körper gebrannt wird, beim Cobrenn-Metallisierungsverfahren, bei dem W gleichzeitig mit dem Sintern eines verdichteten Produktes gebrannt wird, W und AlN durch einen sogenannten Ankereffekt fest aneinander gebondet sind und W selbst dicht wird.
Vergleichsbeispiel
Unter Verwendung von durch Cobrenn-Metallisierung metallisierten AlN-Substratmaterialien mit denselben Größen wie die Proben 4, 10 und 14 aus Beispiel 1 und nicht-metallisierten, für die Nachbrenn-Metallisierung der Proben 4, 10 und 14 vorbereiteten AlN-Substratmaterialien wurde ein aus Cu hergestelltes Metallteil mit derselben Länge und Breite wie in Beispiel 1 an jedes der metallisierten oder nicht-metallisierten AlN-Substratmaterialien in einem herkömmlich bekannten Verfahren, d.h. Silberlöten oder Kupfer-Eutektikum-Bonden, gebondet. Auf diese Weise wurden 10 Proben für jedes der AlN-Substratmaterialien erstellt.
Zum Silberlöten wurde ein 13 Ag 8 – Silberlotmaterial (78% Ag–22% Cu) gemäß den japanischen Industriestandards als Lot eingesetzt. Die gleichen wie in Beispiel 1 verwendeten, metallisierten AlN-Substratmaterialien und aus Cu hergestellten Metallteile wurden durch 30-minütiges Halten unter Nulllastbedingung bei 780°C in einer Stickstoffatmosphäre aneinander gebondet. Bei Kupfer-Eutektikum-Bonden wurden die nicht-metallisierten AlN-Substratmaterialien mit den gleichen Größen wie die entsprechenden Proben 4, 10 und 14 bei 1100°C in Luft oberflächenoxidiert, um Al₂O₃-Schichten auf den entsprechenden AlN-Substratmaterialien zu bilden und aus Cu hergestellte Metallteile, von denen jedes die gleiche Länge und Breite wie das AlN-Substratmaterial, eine oxidierte Oberfläche aus Cu₂O und eine Dicke von 0,3 mm aufwies, auf entsprechenden AlN-Substratmaterialien mit auf ihren Oberflächen gebildeter Al₂O₃-Schicht platziert und daran gebondet.
Bei der Untersuchung des Aussehens jeder Bondungsschnittstelle wurden speziell in der Probe 10 von 50 mm × 50 mm und der Probe 14 von 100 mm × 100 mm kleine Sprünge im Keramikteil beobachtet und kleine Fehlstellen im Abschnitt zwischen der Lotschicht und dem aus Cu hergestellten Metallteil und im Abschnitt zwischen der Cu-Eutektikum-Schicht und dem aus Cu hergestellten Metallteil in der Bondungsschicht beobachtet. Häufig wurden, obwohl abnorme Defekte wie beispielsweise Sprünge oder Fehlstellen äußerlich in der Probe 4 mit 25 mm × 25 mm nicht beobachtet wurden, ungefähr 30% defekte Bereiche (freigebliebene Bereiche) gerade in der Probe von 25 mm × 25 mm durch eine Flächenanalyse mit einem Ultraschallrissdetektor beobachtet.
Die Ablösefestigkeit und das Verziehen jeder der vorgenannten Proben wurde genauso wie in Beispiel 1 gemessen, die Ergebnisse sind in Tab. 4 gezeigt. Fallweise wurde im Fall von Kupfer-Eutektikum-Bonden die Ablösefestigkeit und das Verziehen durch gleichzeitiges Hochziehen des Abschnittes des aus Kupfer hergestellten Metallteils gemessen, das ohne Verwendung einer Zwischenschicht direkt an das AlN-Substratmaterial gebondet wurde. Des Weiteren wurde jede Probe einem Aufheiz-Abkühl-Wärmezyklus-(Wärmestoß-)Test unterzogen, bei dem jede Probe 10 Wiederholungszyklen von 0°C × 15 min → 100°C × 15 min ausgesetzt wurde. Die Ergebnisse sind ebenfalls in Tab. 4 gezeigt. In Tab. 4 bedeutet die Bezeichnung "Reißen", dass das AlN-Substratmaterial in Richtung seiner Dicke gerissen ist und die Bezeichnung "Ablösen", dass sich der gebondete Abschnitt in der Nähe der Schnittstelle zwischen AlN-Substratmaterial und dem aus Cu hergestellten Metallteil ablöste. Im Fall, dass jede der vorgenannten drei Proben der vorliegenden Erfindung, in der ein aus Cu hergestelltes Metallteil, das die gleiche Form wie das vorgenannte aufwies und nicht einer Oxidationsbehandlung unterzogen wurde, an die Ni-P-Zwischenschicht des im Cobrennverfahren erzeugten AlN-Substratmaterials gebondet wurde, wurden nach dem Wärmestoß-Test überhaupt keine wie im Vergleichsbeispiel beobachteten Risse festgestellt.
Tabelle 4
Aus den obigen Ergebnissen werden durch Vergleich mit den vorgenannten Produkten des Beispiels 1 der vorliegenden Erfindung die folgenden Punkte ersichtlich. Jedes der Silberlöten oder Cu-Eutektikum-Bonden verwendenden Produkte ist infolge des Wärmestoßes gebrochen oder erfährt das Ablösen eines gebondeten Abschnittes. Dies liegt daran, dass thermische Beanspruchung auftritt, weil der Koeffizient der Wärmeausdehnung sowohl des Ag-Cu als auch des Cu im Vergleich zu AlN groß ist. Im Fall des Ag-Lötens und des Cu-Eutektikum-Bondens ist das Verziehen nach dem Bonden hoch, so dass es schwierig ist, ein Produkt von nicht weniger als 15 mm × 15 mm zu produzieren. Dies liegt daran, dass die Wärmeausdehnungskoeffizienten des Ag-Lots und des Cu groß sind. Im Übrigen wird angenommen, dass die Ursache für diese Tatsache, dass Ag-Löt-Bonden zu einem geringfügig kleineren Verziehen führt als Cu-Eutektikum-Bonden, in der Spannungsrelaxation aufgrund von W liegt.
Beispiel 2
Metallisierte AlN-Substratmaterialien mit jeweils einer durch Nachbrenn-Metallisierung unter den gleichen Bedingungen wie die der in Tab. 1 des Beispieles 1 gezeigten Probe 4 gebildeten Metallisierungsschicht wurden vorbereitet und eine Metallzwischenschicht mit einer Dicke zwischen 6 ± 0,3 μm auf der gesamten Metallisierungsschicht durch Ni-P-Plattierung in der gleichen Weise wie in Beispiel 1 verwendet, gebildet. Eine Abnormität wie beispielsweise Ziehen von Blasen oder Ablösen wurde in keiner der Metallzwischenschichten beobachtet.
Dann wurden Kupfermaterialien gemäß JIS C1020 mit 0,3 mm Dicke auf der Oberfläche der entsprechenden Metallzwischenschichten platziert und dieser auf einer Graphit-Ofenstütze abgelegte Aufbau einer 30-minütigen Ofenbondung bei 900°C unter Nulllastbedingung in einem Stickstoffgasstrom unterzogen, wodurch eine Leiterschicht gebildet wurde. In diesem Fall wurden die Kupfermaterialien unter Berücksichtigung der Länge und Breite in planarer Richtung jeder Metallzwischenschicht ausgetauscht, wie in Tab. 5 gezeigt. Als Folge wurden 120 Proben für jede Größe der Kupfermaterialien hergestellt. Flächenanalyse mit einem Ultraschallrissdetektor wurde an den gebondeten Oberflächen der 120 Proben durchgeführt und kein abnormer Defekt beobachtet. Zusätzlich wurde der Querschnitt von jeweils 5 aus jeder Probengruppe entnommenen Proben mittels REM (Rasterelektronenmikroskop) (1000fache Vergrößerung) untersucht; Defekte wie Risse oder Nadelstiche wurden an ihren Oberflächen nicht beobachtet.
Danach wurde die Ablösefestigkeit und das Verziehen von 15 aus jeder Probengruppe entnommenen Proben mit einem Verfahren ähnlich dem in Beispiel 1 verwendeten gemessen und herausgefunden, dass die Ablösefestigkeit und das Verziehen jeder der 15 Proben gleich denen der in Tab. 3 gezeigten Probe 4 waren. Danach wurde eine Prüfung zur An- oder Abwesenheit von Qualitätsverlust bezüglich der Durchschlagsfestigkeit jeder der verbleibenden 100 Proben aus jeder Gruppe vor und nach Anlegen von Wechselstrom mit 1000 V × 10 min durchgeführt. Die Ergebnisse sind ebenfalls in Tab. 5 gezeigt. Aus den in Tab. 5 gezeigten Ergebnissen wird ersichtlich, dass die Wahrscheinlichkeit des Auftretens eines Qualitätsverlust-Phänomens der Durchschlagsfestigkeit gering ist, wenn die planare Länge und Breite der Leiterschicht gleich oder kleiner als die entsprechende Länge und Breite der Metallzwischenschicht sind. Es ist ebenfalls ersichtlich, dass falls die Differenzen in Länge und Breite zwischen der Metallzwischenschicht und der Leiterschicht, die durch Subtraktion der Länge und Breite der Leiterschicht von denen der Metallzwischenschicht erhalten werden, 0,05 mm oder größer sind, das Qualitätsverlustphänomen der Durchschlagsfestigkeit nicht auftritt.
Tabelle 5
Beispiel 3
Eine Metallisierungsschicht und eine Metallzwischenschicht wurden durch Nickel-Phosphor-Plattierung unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 2 beschrieben gebildet und eine Leiterschicht aus einem mit dem in Beispiel 2 identischen Kupfermaterial unter gleichen Bedingungen wie in Beispiel 2 gebildet. In diesem Fall wurden, wie in 2 gezeigt, die planare Länge sowie Breite der Leiterschicht 4 um 0,10 mm kürzer als die der Metallzwischenschicht 3 hergestellt und alle Seitenflächen aus diesem Kupfermaterial wurden geätzt, so dass der von der oberen Oberfläche 4₁ und einer Seitenfläche 4₂ der Leiterschicht 4 gebildete Winkel θ₁ und der von der Seitenfläche 4₂ der Leiterschicht 4 und einer Bondungsschnittstelle 4₃ zwischen der Leiterschicht 4 und der Metallzwischenschicht 3 gebildete Winkel θ₂ in Tab. 6 gezeigt wurden.
Obwohl eine Flächenanalyse aller 120 Proben mittels Ultraschallrissdetektor für jeden der in der oben beschriebenen Weise hergestellten Fälle durchgeführt wurde, wurden keine abnormen Defekte beobachtet, ebenfalls keine Defekte wurden in fünf aus jeder Probegruppe entnommenen Proben selbst in einer wie in Beispiel 2 durchgeführten Querschnittsuntersuchung beobachtet. Die Ablösefestigkeit und das Verziehen jeder der entnommenen Proben wurde mit einem Verfahren wie dem in Beispiel 2 angewandten gemessen und es wurde bestätigt, dass die Ablösefestigkeit und das Verziehen jeder Probe gleichwertig mit denen der in Tab. 3 gezeigten Probe 4 waren. Danach wurde jede der 100 Proben an eine aus Kupfer hergestellte Kühlkörperplatte unter Verwendung eines Eutektikum-Lotes gebondet und so ein Halbleiterbauelement erstellt, das jeweils die in 3 gezeigte Struktur aufwies.
Speziell war, wie in 4 gezeigt, die Struktur eines durch jede der Proben gebildeten Teils 5 so, dass eine hochschmelzenden W-Metallisierungsschicht 2, eine Ni-P-Metallzwischenschicht 3 und eine Kupfer-Leiterschicht 4 in dieser Reihenfolge mehrschichtig auf jede Seite des AlN-Substratmaterials 1 gebondet sind. Dieses Teil 5 wurde unter Verwendung eines Eutektikum-Lotes 7 an eine aus Kupfer hergestellte Kühlkörperplatte 6 gebondet und ein Halbleiterelement 8 an einen der Kupferleiter 4 über Formbondung gebondet und mit einem anderen Kupferleiter 4 durch Drähte 9 verbunden. Dann wurde, wie in 3 gezeigt, das erhaltene Produkt in ein mit externen Anschlüssen 12 versehenes Gehäuse 11 eingepasst, das Gehäuse 11 mit einer Harz-Füllschicht 13 gefüllt und so ein Halbleiterbauelement gefertigt.
An jedes der 100 Halbleiterbauelemente aus jeder Probegruppe, deren Bestandteil die Teile waren, wurde unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 2 eine Spannung angelegt und Abweichungen in der Durchschlagsfestigkeit vor und nach Anlegen der Spannung gemessen. Das Ergebnis wird in Tab. 6 gezeigt. Kein Qualitätsverlust in der Durchschlagsfestigkeit vor und nach Anlegen der Spannung wurde in den Proben beobachtet, in denen der von der oberen Oberfläche 4₁ und der Seitenfläche 4₂ der Leiterschicht 4 gebildete Winkel θ₁ (in 2 gezeigt) nicht kleiner als 80° und der von der Seitenfläche 4₂ der Leiterschicht 4 und der Bondungsschnittstelle 4₃ der Leiterschicht 4 und der Metallzwischenschicht 3 gebildete Winkel θ₂ (in 2 gezeigt) nicht größer als 80° war. Jedoch wurde in allen Proben, bei denen der Winkel θ₁ kleiner als 80° und/oder der Winkel θ₂ größer als 80° war, Qualitätsverlust bei der Durchschlagsfestigkeit aufgrund von durch Entladung aus der Leiterschicht 4 verursachter Schädigung des Harzes beobachtet. Zudem wurde in keiner der Proben ein durch Reißen oder Verziehen begründeter Defekt an den Rändern des AlN-Substratmaterials und der Leiterschicht des Halbleiterbauelements nach Anlegen der Spannung beobachtet.
Tabelle 6
Beispiel 4
Metallisierte AlN-Substratmaterialien, von denen jedes eine im Nachbrenn-Metallisierungsverfahren auf dem AlN-Substratmaterial gebildete, hochschmelzende Metallisierungsschicht und die gleiche Größe wie die Probe 10 aus Beispiel 1 aufwies, wurden vorbereitet und jeweils Metallzwischenschichten mit verschiedenen Dicken von 3 μm, 4 μm, 5 μm, 8 μm, 10 μm, 40 μm und 50 μm durch Ni-P-Plattierung auf den hochschmelzenden Metallisierungsschichten gebildet. Auf diese Weise wurden zehn Proben für jede dieser sieben verschiedenen Dicken der Metallzwischenschicht erstellt.
Danach wurden Cu-Platinen gemäß JIS C1020 mit jeweils einer Dicke von 0,3 mm und der gleichen Länge und Breite wie das AlN-Substratmaterial auf den entsprechenden Metallzwischenschichten aus Ni-P platziert und die Cu-Platinen an die entsprechenden Metallzwischenschichten durch Heizen unter gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 gebondet. Die Ablösefestigkeit und das Verziehen jeder der erhaltenen Proben wurden mit dem gleichen Verfahren wie in Beispiel 1 gemessen und defekte Abschnitte durch eine Flächenanalyse mittels Ultraschallrissdetektor evaluiert. Die Ergebnisse sind in Tab. 7 gezeigt.
Tabelle 7
Zusätzlich wurden durch Nachbrenn-Metallisierung metallisierte AlN-Substratmaterialien vorbereitet, von denen jedes die gleiche Größe wie die Probe 10 aus Beispiel 1 hatte. Die metallisierten AlN-Substratmaterialien wurden einer Ni-P-Plattierung mit 8 μm unterzogen und gesintert. 0,3 mm dicke, mit den vorgenannten identische Cu-Platinen wurden bei einer Temperatur von 850–1000°C durch Heizen unter gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 gebondet. Bewertung gleich der vorgenannten wurde für jede erhaltene Probe durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tab. 8 gezeigt. Aus den Ergebnissen wird ersichtlich, dass im Fall der Probe 44, die einer Bondungstemperatur ausgesetzt wurde, die höher als der Schmelzpunkt von Cu lag, die Cu-Platine schmolz und keine gute Bindung erreicht wurde. Tabelle 8

(Anmerkung) Die mit * markierte Probe ist ein Vergleichsbeispiel.

Beispiel 5
Metallisierte AlN-Substratmaterialien mit jeweils der gleichen Größe wie Probe 10 aus Beispiel 1 und mit einer, durch Verwendung eines Nachbrenn-Metallisierungsverfahrens gleich dem in Beispiel 1 gebildeten, hochschmelzenden Metallisierungsschicht wurden vorbereitet. So wurden zehn metallisierte AlN-Substrate für jede Probe erstellt. Kupferplatinen mit jeweils einer Bondungsoberfläche mit gleicher Größe (Länge und Breite) wie das Substratmaterial und einer Dicke von 0,3 mm wurden getrennt von den metallisierten AlN-Substratmaterialien hergerichtet. Nachdem die Bondungsoberflächen der entsprechenden, an die metallisierten AlN-Substratmaterialien zu bondenden Kupferplatinen einer 3-μm-Ni-B-Plattierung unterzogen wurden, wurden Ni-P-Plattierungen und Cu-Zn-Plattierungen mit unterschiedlichen Dicken gebildet, und dadurch Metallzwischenschichten gebildet.
Die Metallzwischenschichten aus einigen der Kupferplatinen und die metallisierten Oberflächen einiger der AlN-Substratmaterialien wurden zusammengelegt und unter den gleichen Bedingungen zusammen gebondet, wie in Beispiel 1 beschrieben (Proben 45 bis 51). Zusätzlich wurden die anderen metallisierten AlN-Substratmaterialien der vorgenannten Plattierung unterzogen und die erhaltenen Produkte entsprechend unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 (Proben 52 bis 58) beschrieben an die oben erwähnten Kupferplatinen gebondet.
Die Ablösefestigkeit und das Verziehen jeder der erhaltenen Proben wurden mit dem gleichen Verfahren wie in Beispiel 1 gemessen. Die Ergebnisse sind zusammen mit der Beobachtung ihrer äußeren Erscheinung und den Ergebnissen der Flächenanalyse mittels Ultraschallrissdetektor in Tab. 9 gezeigt. Aus Tab. 9 ist ersichtlich, dass wenn die Dicke der Metallzwischenschicht im Bereich von 3–40 μm gehalten wird, eine weit bessere Bondung erreicht werden kann, egal welche Seite mit der Metallzwischenschicht bedeckt ist.
Tabelle 9
Beispiel 6
Metallisierte AlN-Substratmaterialien mit jeweils der gleichen Größe wie Probe 10 aus Beispiel 1 und einer durch Verwendung eines Cobrenn-Metallisierungsverfahrens gleich dem in Beispiel 1 gebildeten hochschmelzenden Metallisierungsschicht wurden vorbereitet. Auf diese Weise wurden zehn metallisierte AlN-Substrate für jede Probe vorbereitet. Kupferplatinen mit Ni-B-Plattierungen und Ni-P- oder Cu-P-Plattierungen mit unterschiedlichen Dicken wurden in gleicher Weise wie in Beispiel 5 über die Metallzwischenschichten (Plattierungsschichten) unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 beschrieben an die metallisierten AlN-Substratmaterialien gebondet.
Bewertungen der erhaltenen Proben wurden in der gleichen Weise wie in Beispiel 5 durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tab. 10 gezeigt. Aus Tab. 10 ist ersichtlich, dass Wirkungen, die denen der durch das Nachbrennverfahren erzeugten Proben aus Beispiel 3 gleichen, bestätigt wurden.
Tabelle 10
Beispiel 7
Metallisierte AlN-Substratmaterialien, jeweils mit einer durch Nachbrenn-Metallisierung unter den gleichen Bedingungen wie für Probe 10 aus Beispiel 1 gebildeten hochschmelzenden Metallisierungsschicht, wurden mit einer 12 Mol-% P beinhaltenden Ni-Paste im Siebdruck beschichtet und, nachdem die Ni-Paste in einem Bandofen getrocknet worden war, Cu-Platinen unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 an die Substratmaterialien gebondet. Jede der erhaltenen Proben wurde in der oben erwähnten Weise bewertet. Die Ergebnisse sind in Tab. 11, je nach Dicke der Ni-P-Zwischenschicht, gezeigt. Aus den Ergebnissen wird ersichtlich, dass es möglich ist, eine Wirkung wie bei einer durch Plattierung gebildeten Metallzwischenschicht zu erreichen, auch wenn die Metallzwischenschicht in einem anderen Verfahren als durch Plattierung gebildet wird.
Tabelle 11
Beispiel 8
Ein im Cobrennverfahren des Beispiels 1 hergestelltes Teil der Probe 10 und jeweils ein Teil der in Tab. 4 gezeigten, als Vergleichsbeispiele hergestellten Proben 4-a und 4-b wurden durch Eutektikum-Lot an eine aus Cu hergestellte Kühlkörperplatte gebondet, wodurch Halbleiterbauelemente mit jeweils der in 3 gezeigten Struktur geschaffen wurden.
Speziell das Teil der Probe 10 ist identisch mit dem Teil 5 mit einer Struktur, in der, wie in 4 gezeigt, die hochschmelzende W-Metallisierungsschicht 2, die Ni-P-Metallzwischenschicht 3 und die Kupfer-Leiterschicht 4 in dieser Reihenfolge an beide Seiten des AlN-Substratmaterials 1 gebondet sind. Dieses Teil 5 wurde mittels Eutektikum-Lots 7 an eine aus Kupfer hergestellte Kühlkörperplatte 6 gebondet und das Halbleiterelement 8 mit dem Teil 5 über die Drähte 9 durch Formbondung in einer Fachleuten bekannten Weise verbunden. Dann wurde, wie in 3 gezeigt, das so erhaltene Produkt in das mit externen Anschlüssen 12 versehene Gehäuse 11 eingepasst und das Gehäuse 11 mit der Harzschicht 13 gefüllt und so ein Halbleiterbauelement geschaffen.
In dem Teil des wie in 5 gezeigten Vergleichsbeispiels wird (werden) als eine Bondungsschicht 10 als Ersatz für sowohl die hochschmelzende W-Metallisierungsschicht 2 als auch die Ni-P-Metallzwischenschicht 3 der Probe 10 eine Ag-Lötschicht und eine hochschmelzende W-Metallisierungsschicht (Probe 4-a) oder eine Cu-Eutektikum-Schicht (Probe 4-b) auf jeder Seite des AlN-Substratmaterials 1 gebildet. Die Strukturen der anderen Teile des Vergleichsbeispiels und die Strukturen der Halbleiterbauelemente sind die gleichen wie in Probe 10 der in 4 und 3 gezeigten vorliegenden Erfindung, wenn die Elemente 8 des Halbleiterbauelements auf diese Teile montiert sind.
Jedes dieser Halbleiterbauelemente wurde 1000 Zyklen eines Heizzyklustests unterzogen. Im Halbleiterbauelement, das mit dem Teil der Probe 10 der vorliegenden Erfindung versehen war, wurde kein durch Reißen oder Verziehen bedingter Defekt im Umfeld des AlN-Substratmaterials 1 und der Cu-Leiterschicht 4 beobachtet. Im Gegensatz dazu wurden bei jedem der mit den Proben 4-a und 4-b versehenen Halbleiterbauelemente auf das AlN-Substratmaterial 1 zulaufende Risse an der Schnittstelle zwischen dem AlN-Substratmaterial 1 und der Cu-Leiterschicht 4 erzeugt.
Aus obiger Beschreibung geht hervor, dass es möglich ist, ein Halbleiterbauelement zur Verfügung zu stellen, das, verglichen mit einer der herkömmlichen Verbindungsstrukturen, eine ausgesprochen hohe Zuverlässigkeit aufweist, da das Teil gemäß der vorliegenden Erfindung eine Verbindungsstruktur hat, bei der eine Metallzwischenschicht auf einem AlN-Substratmaterial zur Verfügung gestellt wird, das mit einer hochschmelzenden Metallisierungsschicht versehen ist und eine hauptsächlich aus Kupfer bestehende Leiterschicht auf der Metallzwischenschicht gebildet wird. Insbesondere verfügt das Teil der vorliegenden Erfindung mit der vorgenannten Verbindungsstruktur über eine überragende Zuverlässigkeit als Teil für Hochleistungsmodule.
Gemäß der vorliegenden Erfindung ist es möglich, einsatzbereit und billig ein höchst zuverlässiges Teil für ein Halbleiterbauelement zur Verfügung zu stellen, in dem ein Metallteil, wie beispielsweise ein aus Kupfer, Kovar oder dergleichen hergestellter Leiterrahmen mit hoher Stärke, ohne Reißen oder Verziehen an ein Aluminiumnitrid-Substratmaterial gebondet ist und verhindert wird, dass das Substratmaterial Schaden nimmt oder sich verformt, wie es durch herkömmliches Bonden mittels Löten auf einer Metallisierungsschicht oder einem Kupferoxid-Eutektikum verursacht wird, wenn das Metallteil auf einem herkömmlichen Substratmaterial befestigt wird.

Claims

Teil für ein Halbleiterbauelement, bei dem eine hochschmelzende Metallisierungsschicht (2) und eine Metallzwischenschicht (3) in dieser Reihenfolge auf einem Aluminiumnitrid-Substratmaterial (1) gebildet sind und eine Leiterschicht (4), die hauptsächlich aus Kupfer besteht, an die Metallzwischenschicht (3) gebondet ist, wobei die hochschmelzende Metallisierungsschicht (2) hauptsächlich aus wenigstens einem hochschmelzenden Metall, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus W, Mo, Ta, Ti und Zr, besteht, und die Metallzwischenschicht (3) mit einer Zusammensetzung mit einem Schmelzpunkt von nicht größer als 1000°C, hauptsächlich aus wenigstens einem, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Nickel, Kupfer und Eisen, besteht.
Teil für ein Halbleiterbauelement gemäß Anspruch 1, bei dem die planare Länge und Breite der Leiterschicht (4) nicht weniger als 0,05 mm kürzer sind als die der hochschmelzenden Metallisierungsschicht (2) und die der Metallzwischenschicht (3).
Teil für ein Halbleiterbauelement gemäß Anspruch 1 oder 2, bei dem in der Endform der Leiterschicht (4) der Winkel, der von einer Bondungsschnittstelle zwischen der Leiterschicht (4) und der Metallzwischenschicht (3) und einer Seitenfläche (4₂ ) der Leiterschicht (4) gebildet wird, nicht größer als 80° ist, wohingegen der Winkel, der von der oberen Oberfläche (4₁ ) und der Seitenfläche (4₂ ) der Leiterschicht (4) gebildet wird, nicht kleiner als 80° ist.
Teil für ein Halbleiterbauelement gemäß einem der Ansprüche 1 bis 3, bei dem die hochschmelzende Metallisierungsschicht (2) 3–50 μm dick ist.
Teil für ein Halbleiterbauelement gemäß einem der Ansprüche 1 bis 4, bei dem die Metallzwischenschicht (3) 2–40 μm dick ist.
Teil für ein Halbleiterbauelement gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5, bei dem die Metallzwischenschicht (3) aus Nickel-Phosphor hergestellt ist.
Teil für ein Halbleiterbauelement gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5, bei dem die Metallzwischenschicht (3) zwei Schichten beinhaltet, eine Nickel-Bor-Schicht und eine Nickel-Phosphor-Schicht, die in dieser Reihenfolge auf dem Substratmaterial (1) gebildet sind.
Verfahren zur Herstellung eines Teils für ein Halbleiterbauelement, bei dem eine hauptsächlich aus Kupfer bestehende Leiterschicht (4) an ein Aluminiumnitrid-Substratmaterial (1) gebondet ist, wobei das Verfahren die Schritte umfasst: – Überziehen eines gesinterten Aluminiumnitrid-Substratmaterials mit einer Paste, die wenigstens ein hochschmelzendes Metall beinhaltet, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus W, Mo, Ta, Ti und Zr besteht, und Brennen der Paste, um eine hochschmelzende Metallisierungsschicht (2) zu bilden; – Bilden einer Metallzwischenschicht (3) aus einer Zusammensetzung mit einem Schmelzpunkt von nicht größer als 1000°C, das hauptsächlich aus wenigstens einem, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Ni, Cu und Fe, besteht, entweder auf einer oder beiden Seiten der hochschmelzenden Metallisierungsschicht (2) und einer Leiterschicht (4), die hauptsächlich aus Kupfer besteht; und – Bonden des Aluminiumnitrid-Substratmaterials (1) an die Leiterschicht (4), die hauptsächlich aus Kupfer besteht, über die Metallzwischenschicht (3) bei einer Temperatur, die niedriger liegt als der Schmelzpunkt der Leiterschicht (4).
Verfahren zur Herstellung eines Teils für ein Halbleiterbauelement, bei dem eine hauptsächlich aus Kupfer bestehende Leiterschicht (4) an ein Aluminiumnitrid-Substratmaterial (1) gebondet ist, wobei das Verfahren die Schritte umfasst: – Überziehen eines Grünlings, der sich aus einem Aluminiumnitridmaterial-Pulver mit einer Paste zusammensetzt, die wenigstens ein hochschmelzendes Metall, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus W, Mo, Ta, Ti und Zr enthält, und Brennen des Körpers, um ein Aluminiumnitrid-Substratmaterial (1) zu erhalten und um gleichzeitig eine hochschmelzende Metallisierungsschicht (2) zu bilden; – Bilden einer Metallzwischenschicht (3) aus einer Zusammensetzung mit einem Schmelzpunkt von nicht größer als 1000°C, die hauptsächlich aus wenigstens einem, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Ni, Cu und Fe, besteht, auf einer oder beiden Seiten der hochschmelzenden Metallisierungsschicht (2) und einer Leiterschicht (4), die hauptsächlich aus Kupfer besteht; und – Bonden des Aluminiumnitrid-Substratmaterials (1) an die Leiterschicht (4), die hauptsächlich aus Kupfer besteht, über die Metallzwischenschicht (3), bei einer Temperatur, die niedriger liegt als der Schmelzpunkt der Leiterschicht (4).
Halbleiterbauelement, bei dem ein Halbleiterelement an das in Anspruch 1 beschriebene Teil für ein Halbleiterbauelement form-gebondet ist.