DE2901172C3 - Verfahren zum Herstellen einer porenfreien Sinterglaskeramik auf der Basis SiO↓2↓-Al↓2↓O↓3↓- (MgO-CaO-BaO-B↓2↓O↓3↓) und daraus hergestelltes Substrat bzw. Laminat - Google Patents
Verfahren zum Herstellen einer porenfreien Sinterglaskeramik auf der Basis SiO↓2↓-Al↓2↓O↓3↓- (MgO-CaO-BaO-B↓2↓O↓3↓) und daraus hergestelltes Substrat bzw. LaminatInfo
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- H05K3/4626—Manufacturing multilayer circuits by laminating two or more circuit boards characterised by the insulating layers or materials
- H05K3/4629—Manufacturing multilayer circuits by laminating two or more circuit boards characterised by the insulating layers or materials laminating inorganic sheets comprising printed circuits, e.g. green ceramic sheets
Description
Herstellen eines Glases, das entweder aus
oder
B.
B.
65-75 Gew.-% | SiO. |
12-17Gew.-°/o | Al2O3 |
0-2Gew.-% | MgO |
O-2Gew.-°/o | ZnO |
3,5-11 Gew.-% | Li2O |
0-2,5 Gew.-% | B2O3 |
0-2,5 Gew.-% | P2O5 |
0-3 Gew.-% | F |
O-2Gew.-°/o | CaO und/oder BaO |
1,5-3,5 Gew.-o/o | Na2O und/oder K2O |
48-55 Gew.-% | SiO2 |
18-25 Gew.-% | Al2O3 |
18-25 Gew.-% | MgO |
0-2Gcw.-% | Zn(J |
0-3 Gew.-% | P2O5 |
0-2,5 Gew.-% | TiO2 |
0-2,5 Gew.-% | SnO2 |
0-2,5 Gew.-% | ZrO2 |
besteht;
Pulverisieren des Glases bis auf eine Teilchengröße von 2 bis 7 μΐη; Formen der Glasteilchen in die
gewünschte Form;
Kontinuierliches Aufheizen der so in eine Form gebrachten Glasteilchen auf eine Temperatur von
87O0C bis 100O0C mit einer Geschwindigkeit von
höchstens 2° C/min;
Sintern der so geformten Gegenstände während 1 bis 5 Stunden bei einer Temperatur, bei der die
Teilchen zusammenfließen und das Glas entglast;
Kühlen der gesinterten Gegenstände mit einer Geschwindigkeit von 4° C/min bis auf eine Temperatur von mindestens 4000C.
Kühlen der gesinterten Gegenstände mit einer Geschwindigkeit von 4° C/min bis auf eine Temperatur von mindestens 4000C.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß mindestens eine grüne Folie aus einem plastischen organischen Bindemittel mit darin
feinverteilten, 2 — 7 μιη großen Teilchen eines der im
Anspruch 1 geformten Gläser gebildet wird,
daß auf einer Oberfläche einer ersten der grünen Folien ein Muster von elektrischen Leitungszügen hergestellt wird,
daß auf einer Oberfläche einer ersten der grünen Folien ein Muster von elektrischen Leitungszügen hergestellt wird,
daß anschließend eine zweite grüne Folie über dem Leitungsmuster auf der ersten grünen Folie aufgebracht
wird,
daß anschließend die übereinanderliegenden Folien laminiert und das Laminat auf die Temperatur von
870—100O0C mit einer Aufheizgeschwindigkeit von
nicht mehr als 2°C/min aufgeheizt wird,
daß das Laminat bei dieser Temperatur gebrannt wird, wodurch sich das Bindemittel zersetzt und
ausgetrieben wird, das Glas des Laminats ineinanderfließt und zu einer glaskeramischen Struktur
entglast, und zwar das Glas A mit Beta-Spodumen und das Glas B mit Cordierit-Kristallen, wobei im
Innern des Laminats ein elektrisches. Gold und/oder Silber und/oder Kupfer enthaltendes Leitungsmusler
zu liegen kommt.
3. Aus einem porenfreien glaskeramischen Material bestehendes Substrat, hergestellt nach dem
Verfahren gemäß Anspruch 1, gekennzeichnet durch eine MikroStruktur eines durchgehenden ununterbrochenen
Netzwerkes aus 2—5 μιη großen Beta-Spodumen-
oder Cordierit-Kristalliten, wobei in den Zwischengitterplätzen des Netzwerks eine Glasmatrix
vorliegt, in der diskrete, sekundäre, 1 -2 μιτι
große Kristallite und Lithium-Metasilikat, die dem Beta-Spodumennetzwerk zugeordnet sind, oder
Künoenstatit, die dem Cordierit-Nelzwerk zugeordnet
sind, feinverteilt sind.
4. Nach Anspruch 2 hergestelltes Laminat, dadurch gekennzeichnet, daß im Innern des Laminats
ein elektrisches, aus Gold und/oder Silber und/oder Kupfer bestehendes Leitungsmuster eingebettet
ist, das Verbindungen für elektrische Anschlüsse nach mindestens einer Oberfläche des
Laminats aufweist.
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen einer porenfreien Sinterglaskeramik hoher Bruch- und
Biegefestigkeit durch Sintern von pulverförmigem Glas auf der Basis
SiO2-Al2O3-(MgO-CaO-BaO-B2O3)
und ein daraus hergestelltes Substrat bzw. Laminat.
Ein Verfahren dieser Art ist beispielsweise aus der DE-AS 14 71 261 bekannt. Dieses bekannte Verfahren
eignet sich jedoch nicht in Verbindung mit aus Kupfer und/oder Silber und/oder Gold bestehenden Metallisierungen
und Leitungsmustern, da die dort verwendeten Sintertemperaturen weit über dem Schmelzpunkt dieser
Metalle liegen.
Die Erfindung geht dabei von bestimmten Materialien zur Herstellung solcher Substrate aus, beginnend mit
bestimm» Glaspulvern und leitenden Tinten oder Pasten, di ·είη verteiltes, pulverisiertes Gold, Silber
oder Kupfer enthalten, über sogenannte laminierte, grüne keramische Folien bei Brenntemperaturen, die die
Schmelzpunkte der metallischen Leitungen nicht übersteigen dürfen. Die Substrate können dabei mit
Anschlußkontakten für die Befestigung von Halbleiterplättchen, Anschlußleitungen, Kondensatoren, Widerständen,
Gehäusen und dergleichen versehen sein. Verbindungen zwischen innenliegenden Leitungsebenen
können über sogenannte durchgehende Bohrungen hergestellt werden, die in den einzelnen Schichten vor
dem Übereinanderstapeln der Schichten gebildet und mit einer metallischen Paste ausgefüllt sind, so daß sich
beim Sintern oder Brennen dichtgesinterte metallische Verbindungsleitungen ergeben.
Das Verfahren zum Herstellen mehrschichtiger Substrate durch übereinander gestapelte, grüne keramische
Folien aus Tonerde, Mullit oder andere, feuerfeste keramische Materialien ist im Stand der Technik, wie
zum Beispiel in den US-Patentschriften 34 23 517 und
37 23 176 ausreichend beschrieben. Obgleich die Verfahren gemäß der Erfindung in ihrem Ablauf den in
diesen Patentschriften beschriebenen Verfahren ähnlich sind, so sind doch wichtige Änderungen vorgenommen
worden, die die Glaspulver gemäß der Erfindung zu verarbeiten gestatten.
Tonerde (Al2O3) wird allgemein wegen seiner
ausgezeichneten Isolationseigenschaften, Wärmeleitfähigkeit, Stabilität und Festigkeit als Material für die
Substratherstellung gewählt Für bestimmte Hochleistungs-Anwendungsgebiete hat die relativ hohe Dielektrizitätskonstante,
die nachfolgend mit dem Buchstaben K bezeichnet werden soll, von Tonerde (7CzAl2O3 ~ 10)
merkliche Signallaufzeitverzögerungen und Rauschen zur Folge. Außerdem schränken die hohen Brenntemperaturen
handelsüblicher Tonerdemischungen (angenähert 16000C) die Wahl damit gemeinsam sinterbarer
elektrisch leitender Metallisierungen atf hitzebeständige,
hochschmeJzende Materialien, wie z. B. Wolfram, Molybdän, Platin, Palladium oder Kombinationen dieser
Metalle untereinander oder mit bestimmten anderen Metallen ein, und schließt die ausschließliche Verwendung
guter elektrischer Leiter, wie z. B. Gold, Silber oder Kupfer aus, da diese lange vor Erreichen der
Sintertemperatur von Tonerde zu schmelzen beginnen. Ein weiterer Nachteil der Tonerde ist ihr relativ
hoher Wärmeausdehnungskoeffizient (annähernd 60 —70 χ 10-7/°C) verglichen mit aus Silicium bestehenden
Halbleiterplättchen (annähernd 35χ 10-7/°C), was
in manchen Fällen Schwierigkeiten beim Entwurf und in der Zuverlässigkeit mit sich bringen kann.
Stookey hat in seiner grundlegenden deutschen Patentschrift DBP 10 45 056 über Glaskeramik im
einzelnen die theoretischen Grundlagen und Herstellungsverfahren für solche Erzeugnisse beschrieben.
Kurz gesagt, erhält man Glaskeramik durch die genau gesteuerte In-situ-Kristallisation eines Glaskörpers
geeigneter Zusammensetzung durch eine zweistufige Wärmebehandlung. Die Glaszusammensetzung enthält
im allgemeinen Stoffe, die als keimbildende Stoffe bezeichnet werden, wie z. B. TiO2, ZrO2, P2Os, SnO2 und
bestimmte kolloidale Metallteilchen. Der sich dabei ergebende Körper besteht aus einer großen Anzahl
feinkörniger Kristalle von im wesentlichen gleichförmiger Größe, die homogen in einer glasartigen Matrix
verteilt sind, wobei die kristalline Phase den größten Teil des Körpe, s bildet. Der hohe Grad an Kristallinität,
die sehr kleinen Abmessungen und das Fehlen jeder Porosität machen Glaskeramiken an Festigkeit den
Vorläufergläsern im allgemeinen überlegen, während andere Eigenschaften, wie z. B. die Wärmeausdehnung,
und ihre Widerstandsfähigkeit gegen chemische Einflüsse denen der gebildeten, kristallinen Phase srhr ähnlich
sind.
Die nach diesem oder ähnlichen Verfahren hergestellten Glaskeramikkörper, bei denen der Gegenstand
durch in der Glasherstellung übliche Verfahren, wie Ziehen, Pressen, Blasen der heißen noch verformbaren
Glasmasse und anschließende Umwandlung in den glaskeramischen Zustand durch geeignete Wärmebehandlungen
gebildet wird, sollen als Masse-Glaskeramik oder in der Masse kristallierte Glaskeramik bezeichnet
werden, um sie von der gesinterten Glaskeramik gemäß der Erfindung zu unterscheiden.
Im Stand der Technik findet man zwar Hinweise auf sinterbare oder brennbare Glaskeramik, doch sind diese
aus unterschiedlichen Gründen für die hier betrachteten Anwendungsgebiete nicht geeignet. Beispielsweise
beschreibt die US-Patentschrift 38 25 468 gesinterte Glaskeramikkörper, die innen porös und an den äußeren
Oberflächen nicht porös sind. Derartige Körper haben > wegen ihrer inneren Porosität geringe Bruchfestigkeiten,
mit Biegefestigkeiten von weniger als 700 kp/cm2. Schließlich liegen die Endsintertemperaturen für diese
Glaskeramiken weit über 1000° C und damit über den
Schmelzpunkten von Gold, Silber oder Kupfer. Ein anderes Beispiel zeigt die US-Patentschrift 34 50 546,
die durch Sintern im Vakuum bei Temperaturen oberhalb von 1200° C hergestellte, nicht poröse,
transparente gesinterte Glaskeramiken beschreibt. Helgesson beschreibt in »Science of Ceramics«, Seiten
347—361, veröffentlicht durch »Britisch Ceramic Society«, 1976, das Sintern eines Glaspulvers der Zusammensetzung
aus 53 Gewichtsprozent SiO2, 26 Gewichtsprozent Al2O3 und 21 Gewichtsprozent MgO. Damit lassen
s!ch dichte Cordierit-Glaskeramik-Materialien bei einer Sintertemperatur von etwa 950°C erzielen, vorausgesetzt,
daß das Glaspulver zuvor in einer Alkali-Lösung chemisch behandelt worden ist. Ohne diese Behandlung
ließ sich das Glaspulver wegen vorzeitiger Oberflächenkristallisation nicht sin'ern.
r> Zahlreiche Glaszusammensetzungen lassen ein Sintern zu dichten Körpern bei Temperaturen unterhalb
von 1000 C zu, sind jedoch für die Zwecke der vorliegenden Erfindung wegen ihrer relativ hohen
Fluidität (Viskosität von 105 bis 108 Pois) bei Sintertem-
i" peraturen nicht geeignet, da sich dabei die innenliegenden
Leitungsmuster zu stark bewegen würden und in anderer Weise das Erreichen der engen Toleranzen für
die Abmessungen und Verzerrungen verhindern wurden, die da eingehalten werden müssen. Die Zerreißfe-
i"> stigkeit oder Bruchfestigkeit solcher Gläser von etwa 700 kp/cm2 liegt viel tiefer, als es für dieses Anwendungsgebiet
gewünscht wird. Die aus den dort beschriebenen Glaszusammensetzungen gebildeten
Gläser erfahren eine Kristallisation während der
■40 Sinter-Wärmebehandlung und bilden durchgehende
starre Netzwerke von Kristalliten in der Größenordnung
von Mikrons, wodurch sich die Gesamtfluidität des Körpers drastisch verringert, so daß dadurch eine
bessere Kontrolle über die Abmessungen und Verzer-
4"· rungen möglich ist. Gerade diese Kristallisation
feuerfester oder hochschmelzender Phasen in dem Glas während des Sintervorgangs wirkt sich gegen die
Verwirklichung einer dichten Sinterung aus. In den beiden Arten von Glaskeramik gemäß der Erfindung
)" wurden bestimmte Prinzipien gefunden, durch die man
in der Lage ist, diese Schwierigkeit zu überwinden.
Somit ist es Aufgabe der Erfindung, ein mit Metallisierungen aus Gold und/oder Silber und/oder
Kupfer verträgliches Verfahren zum Herstellen einer Glaskeramik zu schaffen, die eine kleine Dielektrizitätskonstante
und andere nützliche Eigenschaften für eine Verwendung als Substrat aufweist und d?e sich leicht
durch Sintern bestimmter Glaspulver mit gleichzeitiger Umwandlung in Glaskeramik bei niedrigeren Tempera-
W) türen überführen läßt, als dies bei ähnlichen, aus dem
Stand der Technik bekannten Materialien möglich war.
Die dabei zu erzeugende Glaskeramik soll insbesondere nicht porös sein und Mikrostrukturen aufweisen, die aus Netzwerken feiner Kristallite bestehen, wobei
Die dabei zu erzeugende Glaskeramik soll insbesondere nicht porös sein und Mikrostrukturen aufweisen, die aus Netzwerken feiner Kristallite bestehen, wobei
hj Glasreste und sekundäre Kristallite die Zwischengitterstellen
solcher Netzwerke einnehmen. Dies wird erfindungsgemäß durch folgende Verfahrensschritte
erreicht:
29 Ol 172
Herstellen eines Glases, das entweder aus
A. 65-75 Gew.-% | SiO2 |
12-17Gew.-% | AI2Oi |
0-2Gew.-% | MgO |
0-2Gew.-% | ZnO |
3.5-11 Gew.-% | Li2O |
0-2,5 Gew.-% | B,Oi |
0-2.5 Gew.-o/o | P2O-, |
0-3Gew.-% | F |
0-2Gew.-% | CaO und/oder BaO |
1,5-3,5 Gew.-o/o Aor- |
Na2O und/oder K2O |
aer B. 48-55 Gew.-o/o |
SiO2 |
18 —25Gew.-% | Ai2Oi |
18-25 Gew.-o/o | MgO |
0-2Gew.-% | ZnO |
O-3Gew.-c,o | P^O5 |
0-2,5 Gew.-% | TiO2 |
0-2,5 Gew.-o/o | SnO, |
O - 2,5 Gew.-% | ZrO, |
besteht;
Pulverisieren des Glases bis auf eine Teilchengröße von 2 bis 7 μΓη;
Formen der Glasteilchen in die gewünschte Form;
kontinuierliches Aufheizen der so in eine Form gebrachten Glasteilchen auf eine Temperatur von 87O0C bis 1000°C mit einer Geschwindigkeit von höchstens 2cC/min;
kontinuierliches Aufheizen der so in eine Form gebrachten Glasteilchen auf eine Temperatur von 87O0C bis 1000°C mit einer Geschwindigkeit von höchstens 2cC/min;
Sintern der so geformten Gegenstände während 1 bis 5 Stunden bei einer Temperatur, bei der die Teilchen
zusammenfließen und das Glas entglast;
Kühlen der gesinterten Gegenstände mit einer Geschwindigkeit von 4cC/min bis auf eine Temperatur von mindestens 400'C.
Kühlen der gesinterten Gegenstände mit einer Geschwindigkeit von 4cC/min bis auf eine Temperatur von mindestens 400'C.
Diese dadurch erzeugte unverwechselbare Mikrostruktur gibt diesen Glaskeramiken eine Bruchfestigkeit
oder Reißfestigkeit, die wesentlich höher liegt, als dies
bei gesinterten Glaskeramiken des Standes der Technik möglich war. Ferner so!! dabei erreicht werden, daß
diese Glaskeramik sich für mehrschichtige Substrate eignet und mit Dickfilmschaltungen aus Gold. Silber
oder Kupfer verträglich ist und zusammen mit diesen gebrannt oder gesintert werden kann. Ferner soll
erreicht werden, daß solche aus mehreren Schichten bestehenden Substrate Wärmeausdehnungskoeffizienten
aufweisen, die sehr gut an die von Silicium-Halbleiterplättchen
angepaßt sind.
Die Erfindung wird nunmehr anhand von Ausführungsbeispielen in Verbindung mit den Zeichnungen im
einzelnen beschrieben. In den Zeichungen zeigen
F i g. 1 den typischen Verlauf von durch Wärmedehnungsmessungen ermittelten Schrumpfungskurven von
Beta-Spodumen-Glaskeramik gemäß der Erfindung und
F i g. 2 typische, mit einem Wärmedehnungsmeßgerät aufgenommene Schrumpfungskurven für Cordierit-Glaskeramik
gemäß der Erfindung.
Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
Die beiden Arten von Glaskeramik gemäß der Erfindung haben einmal Beta-Spodumen,
Li2O · Al2O3 - 4 SiO2
als hauptsächliche kristalline Phase aufweist. Das gemeinsame Merkmal dieser beiden gesinterten Glaskeramiken,
abgesehen davon, daß sie unterhalb von 100O0C sehr gut sinterbar sind, liegt in einer
MikroStruktur, die als aus Netzwerken bestehend beschrieben werden kann, die in hohem Maße kristallin
sind, wobei an den Zwischengitterplätzen geringe Mengen restlichen Glases und einige diskrete sekundäre
Kristallite angesiedelt sind. Solche Mikrostrukturen unterscheiden sich von den Glaskeramikmassen dadurch,
daß bei den Glaskeramikmassen die Glasphase die Matrix oder das Netzwerk bildet, in dem diskrete
Kristallite verteilt sind. Es wird angenommen, daß die unverwechselbare MikroStruktur der Glaskeramik
gemäß der Erfindung diesem Material die hohe Biegefestigkeit verleiht.
Der allgemeine Bereich der Zusammensetzung der Glaskeramik gemäß der Erfindung ist in Tabelle 1
zusammengestellt.
Zusammensetzungsbereiche (Gewichtsprozent)
Typ | Typ | insgesamt | |
/y-Spodumen | Cordisrit | nicht mehr | |
SiO, | 65 bis 75 | 48 bis 55 | als 5.0 |
AInO., | 12 bis 17 | 18 bis 23 | |
MgO | O bis 2 | 18 bis 25 | |
CaO j | O bis 2 | - | |
(allein oder | — | ||
Ba(J J | kombiniert) | ||
ZnO | O bis 2 | O bis 2 | |
Li3O | 3.5 bis 11 | O bis 1 | |
Na:0j | 1.0 bis 3.5 | - | |
K:0 ί | (allein oder | - | |
B3O, | kombiniert) | ||
P3O5 | O bis 2.5 | O bis 3 | |
TiO3 | O bis 2.5 | O bis 3 | |
SnO3 | O bis 3 | O bis 2.5 | |
ZrO3 | O bis 2.5 | ||
F | O bis 2.5 | ||
O bis 3 | _ |
als wesentlichste kristalline Phase,
Art Cordierit
Art Cordierit
2MgO - 2Ai2O2 · 5SiO2
'ährend die andere Die oben angegebenen Bereiche der Glaskeramiken,
die zufriedenstellende Materialien liefern, werden durch verschiedene Faktoren bestimmt. Von diesen sind
besonders wichtig:
a) die Forderung, daß die Glaskeramik sich praktisch ohne Porosität bei Temperaturen unterhalb von
1000°C vorzugsweise in der Nähe von 950°C
sintern läßt
b) die Forderung, daß der Wärmeausdehnungskoeffizient,
gemessen im Temperaturbereich von 20 bis 300° C der Glaskeramik im Bereich zwischen 20
und 40 χ 10"7/°C und vorzugsweise nahe bei
30 χ 10-V0C liegt
Wählt man die Anteile an S1O2 und AI2O3 größer als
die in Tabelle I angegebenen Obergrenzen, dann läßt sich keine zufriedenstellende Sinterung erzielen. Außer-
29 Ol 172
dem sollte der Gehalt an Li2O nicht unter 7 Prozent
liegen, es sei denn, daß B2Oj und F als Flußmittel dienen
und damit die Sinterung erleichtern. Außerdem haben diese Stoffe den zusätzlichen Vorteil, das Schmelzen
und die Verfeinerung der Gläser zu unterstützen. Natrium- und Kai'umoxid sind wesentliche Bestandteile,
da sie die Bildung von binären Lithium-Silikaten fördern, insbesondere das Metasilikat als kleinere
kristalline Phase, die. wie noch erläutert wird, eine ganz wesentliche Rolle bei dem Sinterverfahren spielt.
Der Gehalt an SiO_> und Al2Oj muß ebenfalls
Der Gehalt an SiO_> und Al2Oj muß ebenfalls
innerhalb der angegebenen Bereiche liegen, damit sich die gewünschte Volumfraktion von /?-Spodumen entwickelt,
damit der richtige Wärmeausdehnungskoeffizient zusammen mit der hohen Festigkeit erreicht
·> werden kann. P2O5 und ΤΊΟ2 sollten ebenfalls enthalten
sein, da sie die innere Keimbildung für die Glaskörner fördern; die Verwendung von ZrCh fördert ebenfalls die
innere Keimbildung.
Beispiele besonderer Zusammensetzungen sind in der
in nachfolgenden Tabelle II zusammengefaßt.
Zusammensetzung von/j-Spodumcn Gias-Keramik (Gewichtsprozent)
Glas Nr. | 2 | 3 | 4 | 5 | (1 | 7 | 1.8 | - | |
I | 74.9 | 71.0 | 71.5 | 71.5 | 71.0 | 67.8 | 2.5 | ||
SiO2 | 71.5 | 7.5 | 13.0 | 13.0 | 13.0 | 15.0 | 16.0 | 0.8 | |
AI2O, | 15.0 | - | - | - | - | 1.5 | 910 | ||
MgO | - | - | - | - | - | - | 4.5 | 20 | |
CaO | - | 2.0 | 2.0 | - | - | - | - | ||
BaO | - | 2.1 | 2.5 | 2.0 | 2.0 | 2.0 | - | 1.764 | |
ZnO | - | 8.8 | 8.0 | 10.0 | 8.0 | 8.0 | 4.2 | 5.0 | |
Li2O | 10.0 | - | - | - | - | - | 0.9 | ||
Na2O | - | 3.1 | 2.0 | 2.0 | 2.0 | 2.0 | - | ||
K2O | 2.0 | - | - | - | 2.0 | 0.5 | |||
B2O1 | - | 1.6 | 1.5 | 1.5 | 1.5 | 1.5 | |||
P2O, | 1.5 | - | - | - | - | - | |||
TiO2 | - | - | - | - | - | - | |||
F | - | 850 | 990 | 900 | 855 | *) | |||
Sinler-Temp. (C) | 925 | 83 | 60 | 43 | 29 | - | |||
Wärmeausdehnungs | 32 | ||||||||
koeffizient ( χ 10 VC) | 4.690 | 728 | 4.438 | 2.100 | - | ||||
Bruchfestigkeit, kp/cm2 | 2.700 | — | 6.5 | 6.3 | 6.4 | ||||
Dielektrizitätskonstante K | 6.5 | ||||||||
*) Ergab bei Temperaturen unterhalb von 1000 C keine zufriedenstellende Sinterung.
Diese Gläser wurden aus Mischungen geeigneter Rohmaterialien bei Temperaturen nahe 1500° C solange
geschmolzen, bis sie frei von nicht umgesetztem Material und Gasblasen waren. Das geschmolzene Glas
wurde durch Ausgießen in kaltes Wasser abgeschreckt und ergab einen Glasbruch, der sich für weiteres Mahlen
eignet Der Glasbruch wurde dann auf eine Teilchengröße von 3 bis 7 μΐη gemahlen, mit geeigneten organischen
Bindemitteln und Lösemitteln zur Bildung einer ausgießbaren Trübe vermischt, aus der dann durch
Ausgießen, Verstreichen mit einem Abstrichmesser oder einer Rakel dünne Folien hergestellt wurden.
Anschließend wurden dann die Körper durch Aufschichten einer gewünschten Anzahl dieser Folien in
einer Laminierpresse bei mäßigen Temperaturen und
Drücken (z.B. 1000C und 210kp/cm2) zur Erzielung
eines monolithischen, grünen Körpers bearbeitet. Proben für die Messung der Bruchfestigkeit des
Wärmeausdehnungskoeffizienten und der Dielektrizitätskonstante wurden in gleicher Weise gebildet und in
programmierten Öfen in Luft gebrannt. Vorangegangene Versuche zeigten, daß die Erwärmung langsam vor
sich gehen sollte, nicht schneller als 2°C/Minute. Bei
höheren Aufheizgeschwindigkeiten wird das Bindemittel nicht vollständig ausgebrannt. Es wird ferner
angenommen, daß bei einer relativ geringen Aufheizgeschwindigkeit
die auf der Oberfläche und im Innern ablaufende Keimbildung in genau gesteuerter Weise
vollständig abläuft Die Zerreißfestigkeit der gesinterten Glaskeramik wurde mit einem 3-Punkt-Biegeverfahren
an Stäben gemessen und im allgemeinen wurde der Mittelwert aus 10 Bestimmungen berechnet Die
Wärmeausdehnungskoeffizienten wurden in Bereichen zwischen Zimmertemperatur und 3000C nach dem
2-Punkt-Verfahren berechnet Die Dielektrizitätskonstanten wurden bei einer Frequenz von 1 MHz bei 25°C
ermittelt
Typische Werte dieser Eigenschaften sind in Tabelle II zusammengefaßt Die dort angegebenen Sintertemperaturen
sind dabei im allgemeinen diejenigen, die
29 Ol
ίο
beste Ergebnisse liefern, wobei jedoch klar sein sollte, daß für jedes Material ein Sintertemperaturbereich
besteht, der sich bis 200C oberhalb und 200C unterhalb
der optimalen Temperatur erstreckt. Die optimale Zeit, in der die Sintertemperatur zur Einwirkung kam, war ">
zwei Stunden, obgleich Sinterzeiten von 1 bis 5 Stunden auch zufriedenstellende Ergebnisse liefern.
Die in Tabelle II angegebenen Zusammensetzungen der Gläser Nr. 1, Nr.4, Nr.5 und Nr. 7 ergaben eine
Glaskeramik, deren Eigenschaften sie für die Verwendung von mehrschichtigen Substraten geeignet erscheinen
lassen.
Zusammensetzungen Nr. 3 und Nr. 6 ließen sich unterhalb von 10000C nicht zufriedenstellend sintern,
und die Zusammensetzung Nr. 2 ergab zwar ein r> Material hoher Bruchfestigkeit, wobei jedoch der
Wärmeausdehnungskoeffizient dieser Glaskeramik außerhalb des gewünschten Bereiches lag.
Eine Analyse mit Röntgenstrahlenbeugung zeigte, daß die Glaskeramiken Nr. 1, Nr.4 und Nr.5 als -'»
Hauptphase jJ-Spodumen und als Nebenphasen Lithium-Metasilikat
und Disilikate enthielt. Zusammensetzung Nr. 2 enthielt nur eine sehr kleine Menge
/J-Spodumen, sowie eine größere Menge einer nicht identifizierten Kristallphase. Zusammensetzung Nr. 3 2ί
enthielt 0-Spodumen als die Hauptphase neben kleineren Mengen von Lithium-Metasilikat und Disilikat.
Auf dieser Basis wird angenommen, daß /?-Spodumen
als Hauptphase vorhanden sein sollte, damit der gewünschte Wärmeausdehnungskoeffizient erzielt werden
kann, daß aber auch binäre Lithium-Silikate als Nebenphasen vorhanden sein müssen, die für das
Sintern und die Verdichtung der Glaskeramik bei Temperaturen unterhalb 10000C verantwortlich sind. 3-ί
Schrumpfungsmessungen der grünen Laminate mit einem Dehnungsmeßgerät als Funktion der Temperatur
zeigen sehr deutliche Unterschiede zwischen denjenigen Materialien, die Lithium-Metasilikat als Nebenphase
enthalten und solchen Materialien die diese Phase m)
nicht enthalten. Kurve A, F i g. 1, gilt für den
erstgenannten Typ (z. B. Zusammensetzung Nr. i) und
Kurve B, Fig. 1, entspricht dem zweiten Typ (Gläser Nr. 2 und Nr. 6). Für das zufriedenstellende Material
(Kurve /V beginnt die Verdichtung bei einer Tempera-
tür von etwa 580° C Zu diesem Zeitpunkt ist das Material immer noch nicht kristallisiertes Glas. Bei einer
Temperatur von etwa 6100C wird die weitere
Verdichtung wegen des Einsetzens der Kristallisation jedoch angehalten. Eine zweite Verdichtungsstufe so
beginnt bei etwa 9100C und diese wird solange fr»t-tcT#»cAt-7t Kic Hif» Olaclrpramil· rv*rf»nfrf»i wirH Pur rlip
■*« *■©*"**-"-*» * "*** *~— ~—·—-"—.— f— -—·—-—- -- — — - —- — —
•nicht zufriedenstellenden Materialien (Kurve B) findet
die zweite Verdichtungsstufe bei Temperaturen unterhalb von 1000° C nicht statt
Eine differentielle thermische Analyse, eine Analyse
mit Elektronenstrahlbrechung sowie Untersuchungen im Elektronenmikroskop haben angezeigt, daß der
Beginn der zweiten Stufe des Sinterverfahrens der liquidustemperatur der Lithhim-Metasilikatphase entspricht Ein Teil des Metasilikats rekristaliisiert hei
Abkühlung der Glaskeramik.
Es wird angenommen, daß die zufriedenstellend
verlaufende Sinterung dieser ß-Spodumen-Glaskerami-
ken die folgenden Schritte enthält Das anfängliche es Sintern des Glaspulvers durch zähes Fließen und
Diffusion, möglicherweise durch eine Glas-in-Glas-Phase-Trennung tritt zwischen 5800C und 6000C auf. Als
Folge von an der Oberfläche ablaufenden Kcimbildungen werden die einzelnen Glaskörner mit einer Schicht
aus Lithium-Metasilikat überzogen. Dann folgt die innere Keimbildung innerhalb der Glaskörner, die die
Abscheidung von /J-Spodumen-K.ristallen zur Folge hat,
deren maximale Abmessungen durch den Teilchendurchmesser bestimmt sind. Die weitere Sinterung
macht dann das teilweise oder vollständige Schmelzen der Metasilikat-Phase erforderlich, die durch Kapillar-Kräfte
die Konsolidierung der /i-Spodumen-Körner und die Brückenbildung oder Verengung zwischen den
jS-Spodumen-Teilchen bewirkt, die durch d.e Reaktion
des geschmolzenen Metasilikats mit der Tonerde und der Kieselerde, der Glasreste zur Bildung weiterer
Mengen von j3-Spodumen gefördert wird. Bei Temperaturen
oberhalb des empfohlenen Sintertemperaturbereichs scheint das Metasilikat das /?-Spodumen zum
Fließen zu bringen, wodurch die Brücken zwischen den Teilchen zerstört werden. Die Reaktion des Lithium-Metasilikats
mit dem Restglas zur Bildung von j3-Spodumen in bestimmten Li?O—AbOj-SiO:-Systemen
wurde schon in der US-Patentschrift 29 71853 durch Stookey angedeutet.
Die MikroStruktur der bei einem solchen Sintervorgang erzielten Glasstruktur besteht aus gemeinsam
gesinterten /3-Spodumen-Kristallen, die eine starre
skelettariige Struktur bilden, wobei die Restgläser die Zwischengitterbereiche in einer solchen Struktur
einnahmen.
Es wird angenommen, daß die Abwesenheit einer glasartigen Matrix oder eines solchen Netzwerks im
wesentlichen für die hohe Biegefestigkeit dieser neuen Materialien verantwortlich ist.
Es sei darauf hingewiesen, daß in den Ansprüchen der Ausdruck /?-Spodumen-Glas so definiert ist, daß er erst
auf einen Vorläufer für jS-Spodumen-Glaskeramik
beschränkt ist und zweitens aus einer Charge gebildet ist, die nach Gewichtsprozent sich wie folgt zusammensetzt:
SiO2 | 65 bis 75% |
Al2O3 | 12 bis 17% |
MgO | 0 bis 2% |
ZnO | 0bis2% |
Li2O | 3,5 bis 11% |
B2O3 | 0 bis 2,5% |
P2O5 | 0 bis 2,5% |
F | Obis3% |
und außerdem von 0 bis 2% mindestens eines Oxids aus
der CaO und BaO enthaltenden Gruppe und von 1 bis 3,5% mindestens eines Oxids aus der Na2O enthaltenden
Gruppe.
Umgekehrt wird hier in den Ansprüchen der Ausdruck 0-Spodumen-Glaskeramik so definiert und
beschränkt auf eine glaskeramische Struktur, die durch Verschmelzen und Kristallisation von 0-Spodumen-Gläsern einen Gegenstand ergeben hat, dessen Mikrostruktur ein durchgehendes ununterbrochenes Netzwerk von
2—5 um großen Kristalliten aus 0-Spodumen aufweist
wobei die Zwischengitterplätze dieses Netzwerks durch restliche Gläser besetzt sind, in denen diskrete
sekundäre 1—2 um messende Kristallite von Lithhim-Metasilikat verteilt sind.
Die Gesamtzusammensetzungsbereiche der Cordierit-Glaskeramiken dieser Erfindung sind in Tabelle I
angegeben, während besondere Beispiele in Tabelle III zusammengefaßt sind
29 Ol 172
Il
Cordierit Glaskeramik (Gewichtsprozent Zusammensetzungen)
(ilas Nr. | i) | - | K) | Il | 1 | 12 | - | - | 13 | 1 | - | 14 | 1 | - | 1 | - | 15 | 1 | - | 16 | 1 | - | 17 | - | 18 | - | I') | - | 1.0 | - | |
S | 24 | - | 24.2 | 21.5 | ? | 22 | 0.5 | - | 23 | - | 22 | - | 23.5 | - | 23.5 | - | 24.0 | 0.5 | 24.0 | 0.5 | 24.7 | 0.5 | - | ||||||||
MgO | 24 | 21 | - | 21.2 | 21 | - | 22 | 1.5 | - | 22 | - | 22 | 967 | 21 | 2 | 21 | - | 21.0 | - | 21.84 | - | 21.0 | - | 925 | |||||||
AU), | 21 | 52 | 50.6 | 52.5 | - | 52.5 | 950 | 52 | - | 52 | 24 | 52.5 | - | 52.5 | 2 | 52.5 | - | 52.5 | - | 51.8 | |||||||||||
SiO1 | 53 | 2 | 2.0 | 2 | - | 1.5 | 24 | 2 | 967 | 2 | 3640 | - | 967 | - | 970 | 1.0 | - | 1.16 | - | 1.0 | 3255 | ||||||||||
V2O, | 2 | 1 | 960 | - | - | 925 | 5761 | - | 23 | - | 5.4*) | - | 30 | - | 33 | - | - | 5.5*) | |||||||||||||
LU) | - | 55 | 2.0 | 33 | 2730 | 2786 | 2114 | 970 | 972 | ||||||||||||||||||||||
B2O, | - | 2961 | 2940 | 5.3*) | 5.7*) | 5.6*) | 33 | 34 | |||||||||||||||||||||||
7rO; | - | - | 5.7**) | 2114 | 2156 | ||||||||||||||||||||||||||
ZnO | - | - | 5.6*) | 5.7*) | |||||||||||||||||||||||||||
TiO, | - | - | |||||||||||||||||||||||||||||
SnO: | - | 925 | |||||||||||||||||||||||||||||
Sinter-Temp. ( C) |
1050 | 30 | |||||||||||||||||||||||||||||
Wärmeaus dehnungs- koeffizient (xlO-7/"C) |
37 | 2030 | |||||||||||||||||||||||||||||
Bruchfestig keit, kp/cnr |
2135 | 5.6*) | |||||||||||||||||||||||||||||
Dielektrizitäts konstante (K) |
|||||||||||||||||||||||||||||||
*) Frequenz I **) Freemen/ I |
MlIz. kHz. |
||||||||||||||||||||||||||||||
Die Grenzen der Zusammensetzungen sollen einmal sicherstellen, daß das Cordierit als kristalline Hauptphase
auftritt, damit einmal die gewünschten Wärmeausdehnungskoeffizienten
erreicht werden können und damit das Sintern unterhalb von 10000C erleichtert
wird. Die Verringerung der Anteile an MgO und AI2O3
unter die angegebenen Grenzen ist aus diesem Grunde nicht zulässig. Ungewöhnlich hohe Anteile an AI2O3 und
S1O2 würde Materialien ergeben, die nicht unterhalb von
10000C gesintert werden können. Höhere als die angegebenen Anteile an MgO würde die Bildung von
merklichen Mengen an Magnesiumsilikat zur Folge haben, so daß die Wärmeausdehnungskoeffizienten
höher wären als erwünscht.
Die weiteren Mischur^sbestsndteüe haben wichtige
Funktionen zu erfüllen. P2O5, Ζ1Ό2, ΤΊΟ2 und SnO2 sollen
die Keimbildung fördern und die Entwicklung der Mikrostruktur in geordnete Bahnen lenken. L12O und
B2O3 sind Sinterhilfsstoffe und dienen außerdem zur Regelung der Art der sich bildenden kristallinen Phase.
Cordierit kann dabei entweder in μ- oder in «-Form
auftreten. Manchmal treten Mischungen beider Formen in der gleichen Glaskeramik auf. Wie aus dem folgenden
noch klar wird, wurde festgestellt daß zur Erzeugung von Glaskeramik mit stabilen Wärmeausdehnungskoeffizienten
innerhalb des gewünschten Bereichs und mit einer niedrigen Dielektrizitätskonstante die Cordierit-Phase
vorherrschend in der α-Form entwickelt werden muß.
Das Verfahren der Vorbereitung der Gläser, das Mahlen und das Vorbereiten der grünen, ungebrannten
Körper läuft ähnlich ab, wie für die /?-Spodumen-Zusammensetzungen.
Die durchschnittliche Teilchengröße für das Glaspulver sollte für gute Sintereigenschaften
und Festigkeit im Bereich zwischen 2 und 7 μηι liegen
Tabelle III gibt die optimalen Sintertemperaturen für Cordierit-Keramiken. Es wurde jedoch auch gefunden,
daß zufriedenstellende Materialien bei Sintertemperatüren in einem 8O0C bis 100cC weiten Bereich erzielt
werden können, der das exotherme Maximum in den Thermogrammen der entsprechenden Gläser abdeckt.
Beispielsweise kann die Zusammensetzung Nr. 10 bei Temperaturen innerhalb des Bereichs von 8700C bis
950° C gesintert werden, und die Änderung des Wärmeausdehnungskoeffizienten von innerhalb dieses
Bereiches gesinterten Materialien ist nur ±! χ IQ-7/0 C.
Die in den verschiedenen Glaskeramiken entwickelten kristallinen Phasen sind durch die Nebenbestandtei-Ie
und in manchen Fällen durch die verwendeten Sintertemperaturen beeinflußt Die Zusammensetzung
Nr. 8 bildet a-Cordierit als Hauptphase zusammen mit geringen Mengen von μ-Cordierit Zusammensetzung
Nr. 9 enthält μ-Cordierit als die einzige kristalline Phase.
Die Bildung von μ-Cordierit gibt der Glaskeramik einen etwas höheren Wärmeausdehnungskoeffizienten und
offenbar auch eine höhere Dielektrizitätskonstante. Es ist offenbar so, daß der in geringen Mengen vorhandene
Bestandteil Ii2O als Katalysator für die Bildung von
μ-Cordierit dient Die Zusammensetzung Nr. 10 enthält
wegen der Anwesenheit von Boroxid in der Glaszusammensetzung nur «-Cordierit Die Zusammensetzung
Nr. 11 enthält μ-Cordierit als Hauptphase und etwas
29 Ol 172
Ä-Cordierit. Obgleich der Wärmeausdehnungskoeffizient
dieses Materials für die Sintertemperatur von 925° C innerhalb des gewünschten Bereiches von 20 bis
50 χ 10"7/°C liegt, so wurde doch festgestellt, daß der
Wärmeausdehnungskoeffizient von der verwendeten Sintertemperatur abhängt Bei 9700C gesintertes
Material hat einen Wärmeausdehnungskoeffizient von 36,4 χ 10-V0C, und das bei 990"C gesinterte Material
hat einen Wärmeausdehnungskoeffizienten von 4Ox 10-7/°C. Die höhere Festigkeit der Zusammensetzung
Nr. 11 könnte das Ergebnis einer durch Einschluß
von Z1O2 verbesserten Kristallkeimbildung sein. Dieser
die Kristallkeimbildung fördernde Stoff beeinflußt außerdem die Bildung der μ-Cordierit-Phase dann,
wenn die Konzentration oberhalb der kritischen Grenze liegt. Die Zusammensetzung Nr. 12, die im Vergleich mit
Zusammensetzung Nr. 11 geringere Konzentrationen von B2O3 und ZrC>2 enthält, entwickelt a-Cordierit als
hauptsächliche Kristallphase zusammen mit Klinoenstatit als Nebenphase. Der Wärmeausdehnungskoeffizient
dieses Materials ist über einen weiten Bereich der Sintertemperatur stabil. Für Sintertemperaturen zwischen
915°C und 9700C ändert sich der Wärmeausdehnungskoeffizient
nur von 23 χ 10"70C bis
24 χ 10-70C. Die hohe Festigkeit der Zusammensetzung
Nr. 12 wird aufgrund von mikroskopischen und Röntgenstrahlbrechungs-Untersuchungen auf den hohen
Volumenanteil der kristallinen Phase zurückgeführt, die als kristallines Netzwerk mit einer sehr kleinen
Größe der einzelnen Domänen auftritt. Die Bildung von Klinoenstatit als Nebenphase in dem Restglas während
des Sintervorgangs kann ebenfalls zur hohen Biegefestigkeit dieses Materials beigetragen haben.
Eine Untersuchung zeigt, daß das Sinterverfahren für
die Cordierite-Glaskeramik sich grundsätzlich von dem der j9-Spodumen-Glaskeramik unterscheidet. F i g. 2
zeigt typische Schrumpfungskurven für ein Material, das bei einer absoluten Porenfreiheit unter 10000C sintert
(Kurve A. z.B. Zusammensetzung Nr. 10, Tabelle III) und für ein Material, das unterhalb von 1000°C keine
vollständige Verdichtung erfährt (Kurve B, z. B. Zusammensetzung Nr. 8). Man sieht, daß im Unterschied
zur Glaskeramik mit /j-Spodumen die Cordierit-Materialien
in einer einzigen Stufe sintern. Für Materialien, die unterhalb von 10000C gesintert werden
können, wird angenommen, daß die Verdichtung sich vorzugsweise als Zusammenfließen von Glas mit Glas
darstellt. Beispielsweise kann die Zusammensetzung Nr. 10 bei einer Temperatur von 850cC mit vernachlässigbarer
Porosität gesintert werden, doch zeigt eine Untersuchung von bei dieser Temperatur gesintertem
Material, daß es sehr wenig kristallin ist.
Auf der Grundlage von optischen und eletronenmikroskopischen Beobachtungen und den Ergebnissen
von Röntgenstrahlbrechungs-Untersuchungen wird angenommen, daß das Sinterverfahren für diese Materialien
wie folgt abläuft:
Nach dem Ausbrennen der organischen Bindemittel ergibt sich keine weitere Änderung in den Abmessungen,
bis die Glasteilchen durch Viskose- und Diffusionsmechanismen zusammenzufließen beginnen, wobei
möglicherweise die Glas-in-Glas-Phasentrennung, die in
diesem Temperaturbereich auftritt, mit dazu beiträgt. Bald danach erscheint eir>
verbindendes Netzwerk von Knstalliten, die grob den Grenzen der früheren
Glasteilchen folgen, was zu der Annahme geführt hai, daß vor dem Zusammenfließen bei den einzelnen
Glaskömem an der Oberfläche eine Keimbildung
stattgefunden haben muß. Die Bildung dieser in hohen Maße kristallinen Netzwerke verhindert eine übermäßi
ge Verformung durch ein zähes Fließen des Körpers Innere Keimbildung und Kristallisation innerhalb dei
glasigen Domänen tritt bei einer etwas höherer Temperatur auf, wobei dies durch zugefügte keimbil
dende Stoffe, wie z.B. P2O5, ΖγΟλ TiO2 und ZnC
gefördert wird. Dieser Ablauf wird durch einen Versuch gut bestätigt, bei dem ein Bündel aus Glasfasern Nr. K
von je etwa 0,2 mm Durchmesser der gleicher Wärmebehandlung ausgesetzt wurde wie beim Sintern
Die Glasfasern sinterten dabei an ihren Berührungs punkten zusammen, doch entwickelte jede Glasfaser füi
sich eine in hohem Maße kristalline Außenhaut bis au eine Tiefe von etwa 1—2 μπι. Das Innere der Glasfaserr
blieb weitgehend glasig. Die Funktion der Zuschläge wie z. B. Li2O und B2Oj mag darin bestehen, daß sie dei
Beginn der Kristallisation verzögern und somit eir Sintern innerhalb des gewünschten Temperaturbereich!
>o ermöglichen.
Es wird ferner angenommen, daß die kritischer Faktoren, die eine verzerrungsfreie Sinterung bis nahe
an die theoretisch möglichen Dichten dieser Glaskera miken die folgenden sind:
1. Das Fehlen einer wohl definierten Unterbrechung der Keimbildung beim Hochfahren in Richtung ar
die Sintertemperatur, wodurch eine interne Keim bildung und eine Kristallisation vor der Beendigung
des Glas-Glas-Sintervorgangs verhindert wird.
2. Die relative Leichtigkeit, mit der die Oberflächen
keimbildung im Vergleich mit der Keimbildung dei Masse in diesen Gläsern vor sich geht, wobei eins
solche Keimbildung trotz des Faktors 1 vor dei Glas-Glas-Sinterung auftritt.
3. Eine klare Trennung zwischen den Temperaturer für die Oberflächenkeimbildung und die Kristallisa
tion, wodurch bei dazwischen liegenden Tempera türen das Glas sich vollständig verdichten kann.
4. Die alsbald nach dem Abschluß der Verdichtung einsetzende Oberflächenkristallisation, durch die it
kristallisiertes Netzwerk entsteht, das eine weiten zählflüssige Verformung verhindert.
Gesinterte Glaskeramiken haben also eine Mikro struktur auf zwei Ebenen, nämlich ein zellenartige:
Netzwerk von Kristallen im Maßstab dec Abmessungei (2—5 μηι) der früheren Glasteilchen, die sozusagen di<
erste Ebene der Kristallisierung bilden, innerhalb de diskrete Kristalle mit Abmessungen zwischen 1 um
2 μΐη der restlichen glasigen Phase fein verteilt sind.
Es wird angenommen, daß diese einmalige, doppelt« MikroStruktur für die hohe Biegefestigkeit diese
gesinterten Glaskeramiken verantwortlich ist. Dabei is es durch geringfügige Beigaben von Li2O oder B2O
möglich, die Form des sich bildenden Cordierits zi steuern und damit innerhalb bestimmter Grenzen aucl
den Wärmeausdehnungskoeffizienten und die Dielektri zitätskonstante einzustellen.
Die Glaskeramiken vom Typ jS-Spodumen und von
Typ Cordierit können auch für andere Anwendungsge biete als mehrschichtige Substrate eingesetzt werder
Solche Anwendungsgebiete könnten eine oder mehren ihrer Eigenschaften zur Grundlage haben, wie z. B. di<
leichte Sinterbarkeit, die niedrigen Wärmeausdeh nungskoeffizienten, die niedrige Dielektrizitätskon
stante und die hohe Biegefestigkeit. Obgleich einig' dieser Verbindungen nicht in der Masse kristallisier
werden können, lassen sich andere, wie zum Beispiel dii
Zusammensetzung Nr. 1 in Tabelle II in diesem Zustand
verwenden.
Es sei ferner darauf hingewiesen, daß in der Beschreibung und in den Ansprüchen der Ausdruck
a-Cordierit-Glas als Vorläufer für a-Cordierit-Glaskeramik
definiert und darauf beschränkt ist und aus einer Charge hergestellt wird, die in Gewichtsprozent
folgende Bestandteile aufweist
SiO2 | 48 bis 55% |
Al2O3 | 18 bis 25% |
MgO | 18 bis 25% |
ZnO | O bis 2% |
P.O5 | O bis 3% |
TiO2 | O bis 2,5% |
SnO^ | O bis 2,5% |
ZrO2 | O bis 2,5% |
Andererseits wird der hier unter den Ansprüchen benutzte Ausdruck a-Cordierit-Glaskeramik als eine
Glaskeramikstruktur definiert und auf diese beschränkt, die aus α-Cordierit-Gläsern zu einem Gegenstand
zusammengeflossen und kristallisiert ist, der eine MikroStruktur mit einem durchgehenden Netzwerk von
2—5 μΐη großen Kristalliten aus Λ-Cordierit und
Klinoenstatit aufweist, wobei die Zwischengitterplätze des Netzwerks durch Glasreste besetzt sind, in denen
diskrete, sekundäre 1— 2 μΐη große Kristallite des
Klinoenstatit und einer weiteren Cordierit-Phase verteilt sind.
Die zuvor beschriebenen Gläser vom Typ jS-Spodumen
und Cordierit können zur Herstellung mehrschichtiger Glaskeramiksubstrate benutzt werden, die damit
zusammen gesinterte Leitungsmuster aus Gold, Silber oder Kupfer enthalten. Die Substratfertigung besteht
dabei aus folgenden Verfahrensschritten:
Schritt 1
Der Glasbruch des gewählten Glases wird bis zu einer durchschnittlichen Teilchengröße im Bereich zwischen 2
und 7 μΐη gemahlen. Das Mahlen kann dabei in zwei
Stufen erfolgen, einem ersten trockenen oder Naßmahlen bis zu einer Teilchengröße vob 400 Mesh, gefolgt
durch einen weiteren Mahlvorgang mit geeigneten organischen Bindemitteln und Lösungsmitteln, bis die
durchschnittliche Teilchengröße soweit verringert ist, daß sie zwischen 2 und 7 μιη liegt, so daß eine
ausgießbare Trübe erzielt wird. Selbstverständlich kann auch ein einstufiges längeres Mahlverfahren des
Glasbruchs in einem Bindemittel und Lösungsmittel solange durchgeführt werden, bis die gewünschte
Teilchengröße erzielt ist. Im letzteren Fall kann zur Entfernung zu großer Teilchen noch ein Filtriervorgang
erforderlich sein. Ein beispielsweise brauchbares Bindemittel ist ein Polyvinyi-Butaryl-Harz mit einem Weichmacher,
wie zum Beispiel Dioctophthalat oder Dibutylphthalat. Andere geeignete Polymere sind Polyvinyl-Formal,
Polyvinyl-Chlorid, Polyvinyl-Acetat oder bestimmte Acrylharze. Die Beimischung von leichtflüchtigen
Lösungsmitteln, wie z. B. Methanol hat die Aufgabe, das Bindemittel zunächst soweit zu lösen, daß es die
einzelnen Glasteilchen überziehen kann und anschließend die Einstellung der Gießfähigkeit der Trübe für
eine gute Verarbeitbarkeit ermöglicht.
Schritt 2
Die Trübe gemäß Schritt 1 wird, vorzugsweise mit einem Streichmesser oder einer Rakel zu dünnen
grünen Folien ausgegossen und verstrichen.
Schritt 3
Diese Folien werden auf die gewünschten Dimensionen mit einem Werkzeug zurechtgeschnitten und
anschließend werden darin durchgehende Bohrungen -> an den erforderlichen Stellen hergestellt.
Schritt 4
Eine Metallisierungspaste aus Gold, Silber oder Kupfer wird im Siebdruckverfahren in die durchgehenden
Bohrungen der einzelnen Folien eingepreßt.
Schritt 5
Das erforderliche Leitungsmuster wird im Siebdruckverfahren auf die einzelnen grünen Folien aufgebracht.
Schritt 6
Eine Anzahl von gemäß Schritt 5 hergestellten grünen Folien wird in einer Laminierpresse miteinander
ausgerichtet.
2» Der für die Laminierung verwendete Druck und die dabei angewandte Temperatur sollte so gewählt sein,
daß die einzelnen grünen Folien so aneinander gefügt werden, daß ein monolithisches grünes Substrat
entsteht, wobei das grüne keramische Material so weit > fließen soll, daß es die Leitungsmuster umschließt.
Schritt 7
Brennen des keramischen Materials bis zur Sintertemperatur zum Austreiben des Bindemittels, Sintern
in der Glasteilchen und deren gleichzeitige Umwandlung
in Glaskeramik durch Kristallisation, und Sintern der Metallteilchen in den Leitungsmustern zu dichten
metallischen Leitungen und Durchführungen. Die dabei gewählte Glaskeramik-Zusammensetzung soll dabei so
3i gewählt sein, daß die optimale Sintertemperatur 5OCC
bis 150°C unter dem Schmelzpunkt des leitenden Metalls liegt.
Während des Brennvorgangs werden die Bindemittel bei etwa 300°C ausgetrieben, und das Austreiben des
4(i Bindemittels ist im wesentlichen beendet, bevor ein
merkliches Sintern von Glas zu Glas auftritt. Das Sinterverfahren läuft, wie zuvor beschrieben ab, und
ergibt eine Umwandlung in den keramischen Zustand Glas-Glas, bei welchem die so gebildeten kristallinen
4-, Phasen mehr als 80 Volumenprozent des Körpers
einnehmen. Die Sinlertemperatur sollte dabei zwischen 1 und 5 Stunden gehalten werden. Der Körper wird
dann mit einer Geschwindigkeit von nicht mehr als 4°C/Minute bis auf mindestens 400°C abgekühlt,
->o wonach größere Abkühlgeschwindigkeit verwendet
werden können.
Die kritischen Faktoren, die maßgebend für die Einhaltung enger Abmessungs- und Verzerrungstoleranzen
bei der Herstellung eines mehrschichtigen Substrats sind, sind Folgende:
1. Vollständiges und überwachtes Entfernen des organischen Bindemittels während des Brennvorgangs,
bevor ein merkliches Zusammenfließen von
ho Glas mit Glas stattfindet.
Eine geringe Aufheizgeschwindigkeit von 1°C bis 20C je Minute ist für eine genau bestimmte
Geschwindigkeit bei der Entfernung des Bindemittels wesentlich.
b5 2. Die Kristallisation des Glases während des
Sintervorgangs, wodurch die Neigung des Glases, sich durch viskoses Fließen zu verformen, angehalten
wird.
3. Die Anpassung der Schrumpfung des Leitungsmusters an die der Glaskeramik. Die Schrumpfung der
Metallpaste wird durch Faktoren, wie die durchschnittliche Teilchengröße, die Verteilung der
Teilchengrößen, den Teilchenanteil in der Paste und den Laminationsdruck bestimmt. Die beim
Brennen der Glaskeramik auftretende Schrumpfung läßt sich außerdem innerhalb bestimmter
Grenzen dadurch ändern, daß man das Verhältnis von Bindemittel zu Glas in den grünen ungebrannten
Folien und den Laminationsdruck verändert.
Es wurde festgestellt, daß trotz des großen Unterschiedes im Wärmeausdehnungskoeffizienten von Gold,
Silber und Kupfer einerseits und der Glaskeramik
gemäß der Erfindung andererseits, der strukturelle Zusammenhang des Substrats aufrechterhalten wird,
und zwar wegen der hohen Biegsamkeit und Dehnbarkeit dieser Metalle und zweitens wegen der guten
Verbindung zwischen dem Metall und der Glaskeramik. Diese gute Bindung könnte noch dadurch verbessert
werden, daß man der Metallisierungspaste geeignete Glasfritten oder andere Bindemittel beigibt.
Wenn man Kupfer als Metallisierungspaste verwendet, dann muß das Brennen oder Sintern des Substrats in
einer nicht-oxydierenden Atmosphäre durchgeführt werden. Aus diesem Grund sollten die bei der
Herstellung der grünen Folien verwendeten Bindemittel in solchen Atmosphären bei brauchbaren Temperaturen
ausgetrieben werden können.
Hierzu 1 Blatt Zeichnungen
Claims (1)
1. Verfahren zum Herstellen einer porenfreien Sinterglaskeramik hoher Bruch- und Biegefestigkeit
durch Sintern von pulverförmigem Glas auf der Basis
SiO2 - Al2O3 - (MgO - CaO - BaO - B2O3),
dadurch gekennzeichnet, daß zur Erzielung einer guten Verträglichkeit von aus der
Sinterglaskeramik hergestellten Substraten mit Metallisierungen aus Gold und/oder Silber und/oder
Kupfer folgende Verfahrensschritte durchgeführt werden:
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