迄今为止，将具有导电性的金属电路板接合到氧化铝(Al2O3)烧 结体等绝缘性良好的陶瓷基板的表面上而形成为一个整体的陶瓷电路 基板已得到广泛的普及，将其作为半导体装置的构成部件来使用。
迄今为止，作为将陶瓷基板与金属电路板接合形成为一个整体的方 法，采用高熔点金属法(金属化)法、直接接合法、活性金属法等。高 熔点金属法是将Mo、W等高熔点金属烧接到陶瓷基板表面上的方 法；直接接合法是将金属电路板成分与氧的共晶液相作为粘合剂，在不 使用钎料焊料等的情况下通过加热直接将金属电路板接合到陶瓷基板 表面上的方法；活性金属法是通过含有Ti等活性金属的钎料焊料将金 属电路板与非氧化物类的陶瓷基板接合为一个整体的方法。为了得到需 要特别高强度、良好密合性以及可靠性的陶瓷电路基板，在上述接合法 中一般使用活性金属法。
上述陶瓷电路基板一方面要求作为结构强度基础的高接合强度，另 一方面，为了保持一种能足以耐受热循环的结构，在冷热循环试验 (TCT)中有必要抑制由于陶瓷基板与金属电路板的线膨胀系数差而 产生的裂缝，其中热循环在作为搭载的发热部件的半导体元件的工作条 件下重复作用。    
但是，在现有技术中，在用含有Ti等活性金属的钎料焊料将金属 电路板以整体方式接合到陶瓷基板上而形成的陶瓷电路基板中，由于在 接合界面处容易生成的脆弱的反应相，故存在下述问题：不能得到足够 的接合强度，在陶瓷基板的接合部分处容易产生裂缝，不能得到具有高 可靠性的电路基板。
此处，即使在暂时以高的接合强度进行了接合的情况下，在其后外 加的热循环数较低的阶段内产生微小的裂缝，由于该裂缝随时间的增加 而扩大，故也使接合强度降低，最终导致陶瓷基板的破裂或碎裂，故存 在难以维持长期的可靠性的问题。
本发明是为了解决上述问题而做的，其目的是提供一种即使在长时 间外加重复的冷热循环之后也能有效地抑制裂缝产生的、即耐热循环优 良、可靠性高的陶瓷电路基板。
发明的公开
为了达到上述目的，本申请的发明者将接合陶瓷基板与金属电路板 的钎料焊料中含有的元素种类和含量进行了各种变化来制成陶瓷电路 基板，关于钎料焊料中含有的元素种类对电路基板的接合强度和耐热循 环特性或接合部分的强度特性的影响进行了比较和研究。
其结果是发现了在使用以复合的方式含有某种活性金属的钎料焊 料或以复合的方式含有活性金属与In等元素的钎料焊料将基板与电路 板接合在一起以制成陶瓷电路基板时，在接合部分处形成的反应生成层 的硬度增加。而且发现了与硬度的增加成正比，电路基板的耐热循环特 性得到改善。此外，还发现了通过使钎料焊料层含有预定量的碳(C) 粉末，可减小陶瓷基板与钎料焊料层间的热膨胀系数差，可有效地防止 伴随热循环而产生的电路基板的破裂。本发明即是基于这些发现和认识 来完成的。
也就是说，与本申请的第1发明有关的陶瓷电路基板，其特征在于： 通过含有从Ti、Zr、Hf、V、Nb和Ta中选出的至少一种活性金属 的，以银为主体的银-铜类钎料焊料层将陶瓷基板与金属电路板接合在 一起而形成，其中上述银-铜类钎料焊料层与陶瓷基板反应而生成的反 应生成层的维氏硬度在1100以上。
此外，与本申请的第2发明有关的陶瓷电路基板，其特征在于：通 过含有从Ti、Zr、Hf、V、Nb和Ta中选出的至少一种活性金属的、 以银为主体的银-铜类钎料焊料层将陶瓷基板与金属电路板接合在一 起而形成，其中在上述银-铜类钎料焊料层中还含有重量百分比在5％ -20％的、从In、Zn、Cd和Sn中选出的至少1种元素。此外银- 铜类钎料焊料层最好用Ag-Cu-In-Ti类钎料焊料层来构成。
再有，最好在陶瓷基板表面上通过上述银-铜类钎料焊料层接合一 个金属板，其中陶瓷基板表面位于与金属电路板接合侧相反的另一侧 上。
此外，与本申请的第3发明有关的陶瓷基板，其特征在于：该陶瓷 基板系通过含有碳粉末与从Ti、Zr、Hf、V、Nb和Ta中选出的至 少一种活性金属的、以银为主体的银-铜类钎料焊料层将金属电路板接 合到陶瓷基板上而形成。
此外，银-铜类钎料焊料层中的碳粉末的含量为重量百分比在0.1 ％到10.0％之间，更理想的是在0.1％到5.0％之间。再者，银-铜类 钎料焊料层的活性金属的含量最好是其重量百分比在0.5％到10％的范 围内。
此外，银-铜类钎料焊料层的构成中最好还含有从In、Zn、Cd和Sn中选出的至少一种元素。
再有，含有从上述In、Zn、Cd和Sn选出中的至少一种元素， 其所占重量百分比在5％到20％之间。此外银-铜类钎料焊料层最好 用Ag-Cu-In-Ti类钎料焊料层来构成。
再有，最好在陶瓷基板表面上通过上述银-铜类钎料焊料层接合一 个金属板，其中该陶瓷基板表面位于与金属电路板接合侧相反的另一侧 上。
作为构成上述电路基板的陶瓷基板，最好是与活性金属等钎料焊料 成分起反应形成高硬度的反应生成层的氮化铝(AlN)、氮化硅 (Si3N4)、氮氧化铝硅(SiAlON)等氮化物类陶瓷基板。但也可同 样应用氧化物类陶瓷基板或碳化物类陶瓷基板。例如在使用了氧化铝 Al2O3等氧化物类陶瓷基板的情况下，形成由TiO2构成的反应生成层， 使接合部分得到强化。此外在使用了碳化硅(SiC)等碳化物类陶瓷基 板的情况下，形成由TiC构成的反应生成层，同样使接合部分得到强 化。
此外，作为金属板，如果是具有导电性的金属，就不作特殊的限定， 但从电阻率和材料成本的观点来考虑，最好是由铜或铝构成的电路板。
在本发明中，作为用于形成铜-铜类钎料焊料层的钎料焊料，最好 是以银(Ag)为主体的银-铜类钎料焊料，例如使用在重量百分比方 面铜占15～35％、从钛、锆、铪、钒、铌和钽中选出的至少一种活性 金属占0.5～10％、剩余部分实质上由银构成的组成物糊剂。该糊剂是将 上述组合物分散在有机溶剂中而制成的。而且在本发明中，以银为主体 的钎料焊料系指其中银的重量百分比至少在50％以上的钎料焊料。再 有，在钎料焊料中最好含有其重量百分比在0.1％到10.0％的碳(C) 粉末，更理想的是其重量百分比在0.1％到5.0％之间的碳(C)粉末。
在上述钎料焊料组成物中，银-铜成分作为促进陶瓷烧结体制的基 板与Ti等活性金属的接合层形成的成分是有效的。Ti等活性金属在接 合层(钎料焊料层)中扩散，有助于形成牢固的接合体。将上述银-铜 成分比设定为容易生成共晶组成物(72％重量百分比的银-28％重量 百分比的铜)的组成比，从而可降低液相的生成量，但将其设定在其他 组成范围内也没有关系。
此外，钎料焊料中含有的钛(Ti)等活性金属还具有改善钎料焊 料对陶瓷基板的可沾性的效果，将钛等活性金属的含量对于钎料焊料层 整体设定为重量比在0.5～10％。在活性金属含量的重量百分比低于0.5 ％时，不能得到改善可沾性的效果。另一方面，尽管活性金属的含量越 多，与陶瓷基板的可沾性越好，但如其含量的重量百分比成为超过10 ％的过量情况，则在接合界面处容易生成脆弱的反应相(反应生成相)， 导致接合强度降低，同时导致作为接合体整体的结构强度降低。
在上述钎料焊料中，可以重量百分比为5％到20％的比例再添加 从In、Zn、Cd和Sn中选出的至少一种成分。In、Zn、Cd、Sn与上述活性金属、钎料焊料成分和陶瓷基板成分一起在接合界面处形成 硬度较大的金属间化合物，故可提高陶瓷基板的表观强度，即使在TCT 试验中在陶瓷基板内产生的热应力变大的情况下，也难以产生裂缝，具 有大幅度改善电路基板的耐热循环特性的效果。
此外，In、Zn、Cd和Sn在降低钎料焊料的接合温度、减少热 应力的产生量以降低接合后的残余应力等方面也是有效的。在添加含量 的重量百分比低于5％时，提高上述硬度的效果和降低接合温度的效果 不大。另一方面，如添加含量的重量百分比为20％以上时，钎料焊料 组成的变化较大，故不能得到足以提高电路基板的可靠性的接合强度。
此外，在上述钎料焊料组成物中碳(C)粉末是有助于降低接合部 分的残余应力以提高电路基板的耐热循环特性的成分。即，碳粉末的线 膨胀系数约为4×10-6/K，由于在钎料焊料组成物中含有该碳粉末， 故钎料焊料层本身的线膨胀系数接近于陶瓷基板的线膨胀系数。因此可 谋求降低接合操作后的电路基板的残余应力，可提高电路基板的耐热循 环特性。
在上述碳粉要的含量重量百分比低于0.1％时，由上述残余应力的 缓和导致的耐热循环特性的改善效果不理想。另一方面，如碳粉末的含 量重量百分比超过10％，则将钎料焊料组成物变成糊剂是困难的，例 如用丝网印刷法来形成钎料焊料层是困难的。此外，即使在可形成钎料 焊料层的情况下，金属电路板的接合强度也降低了。因而将碳粉末含量 的重量百分比定在0.1～10％的范围内，但定在0.1～5.0％的范围内较为 理想，在0.5～1.5％的范围内就更加理想。
而且，作为上述碳粉末最好使用平均粒径在10μm以下的碳粉末。 如果使用平均粒径超过10μm的较粗的碳粉末，要均匀地制成钎料焊料 组成物糊剂是困难的，此外对该糊剂进行丝网印刷也是困难的。碳粉末 的平均粒径在5μm以下则更为理想。
银-铜类钎料焊料层的厚度对接合体的接合强度有较大的影响，在 本发明中将该厚度设定在15～35μm的范围内。在钎料焊料层的厚度 小于15μm时，不能得到足够的接合强度，此外陶瓷基板与金属电路板 的密合性降低，作为电路基板整体的热阻增加，散热性降低。另一方面， 在钎料焊料层的厚度超过35μm时，由于在接合界面处容易生成脆弱的 反应相，同时在陶瓷基板内产生的应力变大，故在上述任一种情况下都 不能得到足够的接合强度。
再有，在与接合了金属电路板一侧的相反一侧内的氮化物类陶瓷基 板的表面上由于通过上述银-铜类钎料焊料层接合一层比上述金属电 路板稍薄的金属板，可有效地防止由于接合操作而产生的陶瓷基板翘 曲。即，通过使在陶瓷基板的里外两个面上配置的金属量相等，可以使 陶瓷基板的各个面上的热膨胀量相等，故可防止因两个面上的热膨胀系 数差而产生的电路基板翘曲。
与本发明有关的陶瓷电路基板，例如可用以下那样的流程来制造。 即，在AlN、Si3N4、SiAlON等陶瓷基板与用铜等形成的金属电路板 的接合面上涂上含有重量百分比为0.1～10％的碳粉末、0.5～10％的钛 等活性金属的糊状银-铜类钎料焊料组成物，在此状态下将金属电路板 压紧在陶瓷基板上，在抽成小于10-4Torr的真空状态的加热炉中，或 在调整成氩(Ar)气等惰性气体气氛的加热炉中，或在氮(N2)气气 氛的加热炉中，在800～900℃的温度下保持10～15分钟，使上述陶 瓷基板与上述金属电路板接合成一个整体来制造。
在上述活性金属法的接合操作中，为了将陶瓷基板与银-铜类钎料 焊料的金属化界面做得牢固，并且为了促进活性金属元素与陶瓷成分发 生反应而形成的反应生成层的形成，希望将银与铜的重量百分比定为 72∶28的共晶组成比。由于具有该共晶组成比的钎料焊料的熔点约为 780℃，故将实际的接合温度设定为800～900℃。
在上述制造方法中，由于在接合温度低于800℃时钎料焊料没有充 分熔融，陶瓷基板与金属电路板的密合性降低。另一方面，如果接合温 度超过900℃，则在接合面处容易生成脆弱的反应相，在上述任一种情 况下都使接合强度降低。
这里，在上述Ag-Cu类钎料焊料中还含有重量百分比为5～20％ 的从铟、锌、镉和锡中选出的至少一种成分的情况下，钎料焊料的熔融 温度可降到约680℃，其结果是可在700～800℃的低温范围内进行接 合。由于该接合温度的降低，接合操作后的电路基板的残余应力变小。 其结果是可进一步提高电路基板的耐热循环特性。
由于上述的加热接合操作，构成钎料焊料的活性金属等成分与陶瓷 基板成分发生反应，其结果是形成厚度约为2～3μm的、具有维氏硬 度为1100以上的高硬度的反应生成层。例如使用In-Ag-Cu-Ti类钎料焊 料将AlN基板与铜电路板接合来制造电路基板时，在钎料焊料层与AlN基板的界面处形成由混合了TiN或各个成分的(Ti、Cu、In、Al) N等金属间化合物构成的反应生成层。此外，如在钎料焊料中包含重量 百分比为2～7％的Nb或Ta，则这些元素扩散到反应生成层一侧，使 反应生成层的硬度增加。特别是由于含有In的金属间化合物的硬度与 其他化合物的硬度相比较大，故反应生成层的维氏硬度可增加到约 1100～1200。
上述反应生成层的硬度对陶瓷电路基板的耐热循环特性有较大的 影响，在本申请的发明中可将上述反应生成层的维氏硬度做到1100以 上。在硬度为1100以上时，在接合部分处的陶瓷基板的强度是不充分 的，由于外加热循环时产生的应力容易产生裂缝，要改善电路基板的耐 热循环特性是困难的。
如采用与本发明有关的陶瓷电路基板，由于可将钎料焊料成分与陶 瓷基板成分发生反应而生成的反应生成层的维氏硬度做到1100以上， 故可实质性地提高在接合部分处的陶瓷基板的强度，即使在外加热循 环、产生较大的热应力的情况下，裂缝的产生也较少。因而可提供耐热 循环特性优良、可靠性高的陶瓷电路基板。
此外，在钎料焊料组成物中添加In或Sn等时，钎料焊料组成物对 于基板的可沾性或钎料焊料本身的流动性大幅度提高。因此，如通过丝 网印刷法将钎料焊料组成物印刷在基板上、随后将金属电路板材料压紧 到基板上进行接合，则容易产生钎料焊料从金属电路板材料的外周缘溢 出的现象。该溢出的钎料焊料通过使用专用蚀刻剂的后腐蚀处理来除 去，但为了形成预定形状的电路基板需要进行几次后腐蚀处理，这样就 存在使电路基板制造工序变得复杂的问题。特别是由于在后腐蚀处理中 使用的腐蚀剂是强碱，故在使用氮化铝(AlN)基板作为陶瓷基板时， AlN基板往往被腐蚀剂腐蚀，从而使电路基板的耐热循环特性降低。
但是，如本申请的第3发明那样，通过使钎料焊料组成物中含有预 定量的碳粉末，可适度地调整钎料焊料组成物的流动性，有效地防止钎 料焊料的溢出现象。因而，就不需要进行用于除去溢出的钎料焊料的后 腐蚀处理，可以大幅度简化电路基板的制造工序。此外通过添加碳粉 末，可防止上述溢出现象，可用少量的钎料焊料将金属电路板接合到陶 瓷基板表面上。即，由于可较薄地形成高硬度的钎料焊料层，故可进一 步提高电路基板的耐热循环特性。
如采用与本申请的第3发明有关的陶瓷电路基板，因银-铜类钎料 焊料层中含有碳粉末与活性金属，由于碳粉末而使钎料焊料层的线膨胀 率接近于陶瓷基板的线膨胀系数。因此可降低金属电路板接合后的残余 应力。此外由于添加活性金属成分，可在接合面上形成牢固的金属化界 面，可实质性地提高在接合部分处的陶瓷基板强度，即使在外加热循环 产生较大的热应力的情况下，裂缝的产生仍较少。此外由于在钎料焊料 相中含有In等，可降低钎料焊料的熔点、降低金属电路板的接合温度、 减少接合操作后电路基板的残余应力。因而可提供耐热循环特性良好、 可靠性高的陶瓷电路基板。
附图的简单说明
图1是示出了与本发明有关的陶瓷电路基板的一个实施例的剖面 图。
本发明的最佳实施形态
其次，参照以下的实施例和附图对本发明的实施形态进行说明。
实施例1-9
对热导率为170W/m·K的、用常压烧结法制造的氮化铝(AlN) 烧结体进行加工，制成多个长29mm×宽63mm×厚0.635mm的AlN基板，并制成多个厚度为0.3mm的、由脱氧磷铜(リソ脱酸铜)构成 的铜电路板(金属电路板)和铜板(金属板)。然后制成具有如表1所 示组成的、各实施例用的糊状Ag-Cu类钎料焊料，将该钎料焊料印刷到 AlN基板的两个面上形成银-铜类钎料焊料层，通过该钎料焊料层分别 将铜电路板和铜板压接到AlN基板表面上。在该状态下将各个压接体存 放在加热炉中，通过使其在1×10-4Torr以下的高真空中加热到如表 1所示的接合温度并维持10分钟，将上述压接体接合为一个整体，由此 分别制造了多个如图1所示的、与实施例1～9有关的陶瓷电路基板1。
如图1所示，与各实施例有关的陶瓷电路基板1系在AlN基板2与 Cu电路板3之间和在AlN基板2和Cu板(背面的铜板)4之间通过 银-铜类钎料焊料层5与反应生成层6接合为一个整体而形成。上述反 应生成层6是由钎料焊料中含有的成分与AlN基板2的成分发生反应而 形成的。通过焊接将半导体元件(Si芯片)7接合到上述电路基板1 的铜电路板3的预定位置上，由此形成构成半导体装置所用的陶瓷电路 基板。
比较例1
另一方面，作为比较例，除了使用具有如表1所示组成的现有 Ag-Cu-Ti类钎料焊料糊剂这一点外，用与实施例3相同的条件将各部件接 合为一个整体，制成多个与比较例1有关的陶瓷电路基板。
评价
为了评价以上述方式制成的与各实施例和比较例有关的各陶瓷电 路基板的耐久性和可靠性，进行下述的热冲击试验(热循环试验： TCT)，检验电路基板中的裂缝产生状况。热循环试验是在下述条件下 进行的：将各电路基板在-40℃下维持30分钟，之后升温到室温 (RT)并维持10分钟，其后升温到+125℃并维持30分钟，其次冷 却到室温在室温下维持10分钟。重复进行上述升温-降温循环500次。 而且每100次循环结束后取出5个试验样品，用FeCl3溶液进行腐蚀处 理，通过除去铜电路板和钎料焊料的银-铜成分测量在AlN基板上生成 的反应生成层的维氏硬度Hv。此外，每经100次循环的TCT试验后， 使用由EDTA(乙二胺四乙酸)、H2O2与NH4OH构成的腐蚀液除去 上述反应生成层，对于各个AlN基板表面进行PT(荧光探伤试验)以 检查是否产生微小裂缝，检验在5个样品中的至少1个样品上产生裂纹 时的TCT循环数。在下述表1中示出了测定检验结果。 表1 样品编号                                               焊料层组成   接合部分     (℃) 反应生成层 的维氏硬度     Hv(-) 热循环试验(TCT)中 产生裂缝的循环数(次)                第1成分(活性金属)     第2成分  Ti  Zr  Hf  V  Nb  Ta  In  Zn  Cd  Sn  Cu     Ag 实施例1  4.0  -  -  -  -  -  14.0  -  -  -  23.0 剩余部分     750     1150     300 实施例2  4.0  -  -  -  5.0  -  14.0  -  -  -  23.0 剩余部分     750     1200     400 实施例3  4.0  -  -  -  5.0  -  -  -  -  -  25.5 剩余部分     850     1180     400 实施例4  -  4.0  -  -  -  -  14.0  -  -  -  23.0 剩余部分     750     1120     300 实施例5  -  -  4.0  -  -  -  14.0  -  -  -  23.0 剩余部分     750     1300     600 实施例6  -  -  -  4.0  -  -  14.0  -  -  -  23.0 剩余部分     750     1200     500 实施例7  4.0  -  -  -  -  5.0  -  26  -  -  18.2 剩余部分     730     1200     500 实施例8  4.0  -  -  -  -  -  -  18  20  -  16.2 剩余部分     620     1150     300 实施例9  4.0  -  -  -  -  -  -  -  -  1.0  26.6 剩余部分     830     1120     300 比较例1  4.0  -  -  -  -  -  -  -  -  -  26.9 剩余部分     850     1030     100
从表1中示出的结果中看出，在与各实施例有关的陶瓷电路基板 中，反应生成层的维氏硬度Hv高达1100以上，由于该高硬度的反应生 成层而使AlN基板强度得到实质性的提高，其结果是在TCT中至少要 经300次循环才产生裂缝，故可确认上述陶瓷电路基板的耐热循环特性 良好。
这里，在本实施例中使用的AlN基板(热导率：170w/m·K)本 身的维氏硬度约为1200～1500，各实施例的电路基板的反应生成层的 维氏硬度也大体上与AlN基板本体的硬度相等。而且，由于加热接合而 产生的TiN的维氏硬度Hv应该在2000以上，但一般认为由于含有铜或 铝的影响实际的硬度值比上述值低很多。
另一方面，即使在与比较例1有关的陶瓷电路基板中，也应该形成 由TiN构成的高硬度的反应生成层，但发现由于实际上活性金属钛的扩 散是不充分的，另外由于混入铜或铝使反应生成层的高硬度化不足够 高，故不能得到特别好的耐热循环特性。
其次，参照以下的实施例对于在钎料焊料层中含有碳粉末的电路基 板的实施形态进行说明。
实施例10～19
对热导率为170W/m·K的、用常压烧结法制造的氮化铝(AlN) 的烧结体进行加工，制成多个长29mm×宽63mm×厚0.635mm的AlN基板，并制成多个厚度为0.3mm的、由脱氧磷铜构成的铜电路板(金 属电路板)和铜板(金属板)。
另一方面，准备作为第1成分的活性金属粉末、作为第2成分的In的粉末、作为第3成分的平均粒径为5μm的碳(C)粉末、Cu粉末和 Ag粉末，制成具有如表2所示组成的、各实施例用的糊状Ag-Cu类钎 料焊料，将该钎料焊料印刷到AlN基板的两个面上形成Ag-Cu类钎料 焊料层，通过该钎料焊料分别将铜电路板和铜板压接到AlN基板表面 上。
在该状态下将各个压接体存放到加热炉中，通过使其在1×10-4Torr 以下的高真空中加热到如表2所示的接合温度并维持10分钟，将上述 压接体接合成一个整体，由此分别制造了多个如图1所示的、与实施例 10～19有关的陶瓷电路基板1。
比较例2～5
另一方面，作为比较例，除了使用具有如表2所示组成的现有 Ag-Cu-Ti类钎料焊料糊剂以及用表2所示的接合温度接合铜电路板和铜板 或使用过少或过多地设定了碳粉末量的Ag-Cu-Ti-In类钎料焊料糊剂这 几点以外，用与实施例10相同的条件将各部件接合为一个整体，从而 制成多个与比较例2～5有关的陶瓷电路基板。
评价
为了评价以上述方式制成的与各实施例和比较例有关的各陶瓷电 路基板的耐久性和可靠性，在测定金属电路板的接合强度(破坏强度) 的同时，进行下述的热冲击试验(热循环试验：TCT)，检验电路基 板中的裂缝产生状况。热循环试验是在下述条件下进行的：将各电路基 板在-40℃下维持30分钟，之后升温到室温(RT)维持10分钟，其 后升温到+125℃并维持30分钟，其次冷却到室温在室温下维持10分 钟。重复进行上述升温-降温循环300次。
而且在30次、100次和300次的循环数结束后各取出5个试验样 品，用FeCl3溶液进行腐蚀处理，通过除去铜电路板和钎料焊料的铜- 铜成分露出在AlN基板上生成的反应生成层。再者，用腐蚀液除去上述 反应生成层，对于各个AlN基板表面进行PT(荧光探伤试验)以检查 是否产生微小裂缝。而且按照下述(1)式算出各循环结束后电路基板 的完整率η，由此来评价各电路基板的耐热循环特性。 完整率 $\eta =(1-\frac{\mathrm{\Sigma d}}{D})\times 100\%......\left(1\right)$
其中，D是电路基板的接合部分的纵向上可产生裂缝的铜板边缘 部分路径的全长，∑d表示在上述路径上产生的各裂缝的长度(d1、 d2、……dn)的总和。因而，完整率η为100％意味着完全没有产生 裂缝，另一方面，完整率η为0％意味着在整个基板表面产生裂缝。
下述表2中示出了上述测定检验结果。 表2 样品编号                                 焊料层组成(重量％) 接合部分   (℃) 金属电路板 的接合强度 (kgf/cm) TCT后的电路基板的完整率     (％) 第1成分(活性金属)           第2成分   第3成分   Ti  Zr   Hf  Nb  In  Zn  Cd  Sn   C   Cu   Ag 循环30次 循环100次 循环300次 实施例10  4.0  -  -  - 14.0  -  -  -   1.0 23.0     800     10.5     100     100     98.3 实施例11  -  -  -  5.0 14.0  -  -  -   1.0 23.0 剩余部分     800     9.6     100     100     96.4 实施例12  4.0  -  -  - 10.0  -  -  -   1.0 24.0 剩余部分     820     11.3     100     100     100 实施例13  -  4.0  -  - 14.0  -  -  -   1.0 23.0 剩余部分     800     8.3     100     100     98.8 实施例14  -  -  4.0  - 14.0  -  -  -   0.5 23.0 剩余部分     800     8.4     100     100     96.0 实施例15  4.0  -  -  - 14.0  -  -  -   2.0 22.0 剩余部分     800     9.5     100     100     97.6 实施例16  4.0  -  -  - 14.0  -  -  -   8.0 22.0 剩余部分     820     7.8     100     100     92.2 实施例17  4.0  -  -  - -  20  -  -   1.0 22.0 剩余部分     800     10.1     100     100     96.1 实施例18  4.0  -  -  - -  -  - 10.0   1.0 24.0 剩余部分     780     12.3     100     100     100 实施例19  4.0  -  -  - -  18  18  -   1.0 17.0 剩余部分     750     9.6     100     100     98.5 比较例2  4.0  -  -  - 14.0  -  -  -   - 23.0 剩余部分     800     12.2     100     98.3     97.2 比较例3  4.0  -  -  - 14.0  -  -  -   0.05 23.0 剩余部分     800     10.1     100     92.5     90.6 比较例4  4.0  -  -  - 25.0  -  -  -   1.0 20.0 剩余部分     800     8.6     96.5     82.3     70.7 比较例5  4.0  -  -  - 14.0  -  -  -   11.0 21.0 剩余部分     850     4.3     80.3     62.9     55.5
从表2中所示出结果可看出，在与各实施例有关的陶瓷电路基板 中，金属电路板的接合强度与现有比较例基本相等，另一方面，由于添 加碳粉末使钎料焊料层的线膨胀系数接近于基板的线膨胀系数，故可减 少接合后的残余应力，其结果是在TCT中至少要经100次循环才产生 裂缝，故可确认本实施例的陶瓷电路基板的耐热循环特性良好。
另一方面，已发现在钎料焊料层中不含有碳粉末的、与比较例2有 关的陶瓷电路基板中，金属电路板的接合强度比实施例10稍高，但耐 热循环特性较差。此外在碳粉末含量较少的比较例3中，耐热循环特性 的改善效果较小。另一方面，已发现在碳粉末含量过大的比较例5中， 虽然耐热循环特性良好，但金属电路板的接合强度大幅度下降，作为电 路基板整体的强度不足够高。
产业上的可利用性
按照以上说明，如采用与本发明有关的陶瓷电路基板，由于将钎料 焊料成分与陶瓷基板成分反应而生成的反应生成层的维氏硬度设定在 1100以上，故可实质性地提高在接合部分处的陶瓷基板的强度，即使在 外加热循环时产生较大的热应力的情况下，裂缝的产生也较少。
此外，在银-铜类钎料焊料层中含有碳粉末和活性金属时，由于碳 粉末的存在使钎料焊料层的线膨胀率接近于陶瓷基板的线膨胀系数。因 此，可减少金属电路板接合后的残余应力。此外，由于添加活性金属成 分，在接合面上可形成牢固的金属化界面，可实质性地提高在接合部分 处的陶瓷基板的强度，即使在外加热循环产生较大热应力的情况下，裂 缝的产生也较少。此外，由于在钎料焊料位相中含有铟等，可降低钎料 焊料的熔点、降低金属电路板的接合温度、减少接合操作后的电路基板 的残余应力。因而可提供耐热循环特性良好、可靠性高的陶瓷电路基 板。