Die Erfindung betrifft ein Kupfer-Keramik-Substrat mit den Merkmalen des Oberbegriffs von Anspruch 1.

Kupfer-Keramik-Substrate (z.B. DCB, AMB) werden z.B. zur Her- stellung von elektronischen Leistungsmodulen verwendet und sind ein Verbund aus einem Keramikträger mit entweder einsei- tig oder beidseitig darauf angeordneten Kupferschichten. Die Kupferschichten werden als Kupferhalbzeug in Form einer Kup- ferfolie üblicherweise mit einer Dicke von 0,1 mm bis 1,0 mm vorgefertigt und durch ein Verbindungsverfahren mit dem Kera- mikträger verbunden. Solche Verbindungsverfahren sind auch als DCB (Direct Copper Bonding) oder als AMB (Active Metal Bra- zing) bekannt. Bei einer höheren Festigkeit des Keramikträgers können jedoch auch Kupferlagen oder Kupferschichten mit einer noch größeren Dicke aufgebracht werden, was hinsichtlich der elektrischen und thermischen Eigenschaften grundsätzlich von Vorteil ist.

Als Keramikträger werden Keramikplatten z.B. aus Mullit, AI ₂ O ₃ , Si ₃ N ₄ , AIN, ZTA, ATZ, TiO ₂ , ZrO ₂ , MgO, CaO, CaCO ₃ oder aus einer Mischung wenigstens zweier dieser Materialien verwendet.

Es ist bekannt, dass Kupfer-Keramik-Substrate mit einer Kup- ferschicht mit einem feinen Gefüge, beispielsweise mit einer mittleren Korngröße von maximal 100 μm , zumindest auf der freien, dem Keramikträger abgewandten Oberfläche grundsätzlich Vorteile hinsichtlich der Eignung für optische Inspektion, für die Bondfähigkeit beim Feindrahtbonden für Drahtdurchmesser kleiner 50 μm, dem Ätzverhalten für feinste Strukturen, der Korngrenzenausbildung, der Galvanisierbarkeit und der Weiter- verarbeitung im Allgemeinen haben. Dementsprechend ist ein feines und homogenes Gefüge in der Kupferschicht, vor allem auf der freien Oberfläche, vorteilhaft. Darüber hinaus bietet ein feines und somit härteres Gefüge höheren mechanischen Wi- derstand gegenüber mechanischen Beschädigungen (z.B. Kratzer).

Die Prozessführung beim DCB-Verfahren findet knapp unterhalb des Schmelzpunktes von Kupfer statt bei Temperaturen >1050°C. Die Lötprozesse beim AMB-Verfahren finden bei Temperaturen ≥800°C statt. Der thermische Einfluss in den Herstellungspro- zessen AMB und DCB vergröbert das Kupfer, wobei diese Tendenz mit steigender Reinheit des Kupfers zunimmt. Daher ist eine höhere Beständigkeit des Kupfers bzw. der Kupferlegierung ge- genüber Grobkornbildung erforderlich.

Ein höherer Anteil von Legierungselementen im Kupfer, also Kupfer mit geringerer Reinheit, steht dabei diametral zu den Anforderungen an die Leitfähigkeit der Kupferschicht, welche entsprechend der Anforderungen in der Endanwendung des Kupfer- Keramik-Substrats im Bereich von mindestens 55 MS/m liegt. Ferner soll das Kupfer-Keramik-Substrat kostengünstig her- stellbar sein.

Vor diesem Hintergrund liegt der Erfindung die Aufgabe zugrun- de, ein Kupfer-Keramik-Substrat bereitzustellen, welches eine feine und homogene Gefügestruktur und eine hohe Leitfähigkeit aufweist sowie kostengünstig herzustellen ist.

Erfindungsgemäß wird zur Lösung der Aufgabe ein Kupfer- Keramik-Substrat mit den Merkmalen des Anspruchs 1 vorgeschla- gen. Weitere bavorzugte Weiterentwicklungen sind den Unteran- sprüchen zu entnehmen.

Es wird daher ein Kupfer-Keramik-Substrat mit einem Keramik- träger und mindestens einer mit einer Oberfläche des Kera- mikträgers verbundenen Kupferschicht vorgeschlagen. Die Kup- ferschicht weist einen Anteil von wenigstens 99,5% Cu (Kupfer) auf. Die Kupferschicht weist weiter einen Anteil von mindes- tens 50 ppm Ag (Silber) und einen Anteil von maximal 3000 ppm Ag auf. Die Kupferschicht kann weitere Anteile von anderen Elementen erhalten.

Das Kupfer-Keramik-Substrat weist in vorteilhaften Ausfüh- rungsformen zwei Kupferschichten auf, welche jeweils mit einer Oberfläche des Keramikträgers verbunden sind.

Es wird weiterhin eine vorteilhafte Ausführungsform vorge- schlagen, wobei die Kupferschicht einen Anteil von wenigstens 99,7% Cu (Kupfer), beispielsweise 99,8% Cu, aufweist.

In der Kupferschicht oder in den Kupferschichten des Kupfer- Keramik-Substrats kann durch die vorgeschlagenen Anteile eine Feinkornbildung erreicht werden. Es bildet sich ein feines und homogenes Gefüge in der Kupferschicht aus. Es können dabei ge- mittelte Korngrößen von maximal 100 μm erreicht werden, welche auch bei den hohen geforderten Prozesstemperaturen eingehalten werden können.

Gemäß einer vorteilhaften Ausführungsform wird vorgeschlagen, dass die Kupferschicht eine gemittelte Korngröße zwischen 40 μm und 100 μm, weiter vorzugsweise zwischen 40 μm und 80 μm, aufweist. Die gemittelte Korngröße kann weiterhin vorzugs- weise zwischen 40 μm und 60 μm betragen, weiter beispielsweise 50 μm betragen. Die Standardabweichung der gemittelten Korn- größe kann beispielsweise kleiner als 30 μm sein. Dementspre- chend erfüllen die Kupferschichten insbesondere die freie Oberfläche des Kupfersubstrats bzw. der Kupferschichten hohe Anforderungen an eine feine und homogene Gefügestruktur für diverse Anwendungen. Die Kupferschicht ist somit besonders gut geeignet für eine optische Inspektion und für die Bondfähig- keit beim Feindrahtbonden. Weiterhin zeigt die Kupferschicht aufgrund der feinen und homogenen Gefügestruktur ein besonders gutes Ätzverhalten für feinste Strukturen sowie eine besondere Eignung für galvanische Beschichtungsverfahren, insbesondere wegen besonders flachen Korngrenzengräben und der damit ver- bundenen niedrigen Rauhigkeit. Homogene und konstante mechani- sche Eigenschaften der Oberfläche und des Gefüges helfen gleichbleibende Eigenschaften in Weiterverarbeitungsprozessen zu erreichen. Ein entsprechender Weiterverarbeitungsprozess kann beispielsweise das Drahtbonden mittels Ultraschallverfah- ren sein, wobei Bonddrähte mit Durchmessern beispielsweise im Bereich von 10 bis 100μm punktgenau gefügt werden müssen. Hierbei ist die Gefügehomogenität in den Kontaktierungspunkten der Bonddrähte von großer Bedeutung. Durch die Feinkornbildung kann zudem eine erhöhte Festigkeit der Kupferschicht entspre- chend der Hall-Petch-Beziehung erreicht werden.

Die Oberfläche der Kupferschicht eignet sich besonders für das Auflöten von Chips, insbesondere bei einer voranschreitenden Miniaturisierung der Chips, da das homogene und feine Gefüge Spannungsgradienten im Bereich von aufgelöteten Chips verrin- gern kann, was die Qualität der Lötung sowie die Lebensdauer der Lotverbindung gegenüber einem groben und inhomogenen Gefü- ge erhöht. Das vorgeschlagene Kupfer-Keramik-Substrat bietet gleichzeitig eine hohe Leitfähigkeit > 55 MS/m in der oder in den Kupfer- schichten aufgrund des hohen Kupfergehalts.

Ein besonderer Kostenvorteil ergibt sich daraus, dass das Kup- fer-Keramik-Substrat sowohl mittels Active Metal Brazing (AMB) als auch durch Direct Copper Bonding (DCB) herstellbar ist. Insbesondere kann das Kupfer-Keramik-Substrat mittels AMB auch mit Ag-freien Loten hergestellt werden, die höhere Löttempera- turen ≥1000 ^° C erfordern. Das Kupfer-Keramik-Substrat ist fer- ner über weitere thermische Fügeverfahren, beispielsweise thermal diffusion bonding, herstellbar. Das vorgeschlagene Kupfer-Keramik-Substrat weist dementsprechend eine hohe Be- ständigkeit gegenüber Grobkornbildung aus.

Es wird vorgeschlagen, dass die Kupferschicht eine Eindring- härte von mindestens 0,7 GPa für Eindringtiefen zwischen 0,4 μm bis 0,6 μm aufweist.

Es wird ferner vorgeschlagen, dass die Kupferschicht eine Ein- dringhärte von mindestens 0,8 GPa für Eindringtiefen zwischen 0,1 μm und 0,25 μm aufweist.

Die hohe Oberflächenhärte der Kupferschicht vor allem für niedrige Eindringtiefen <1μm, welche insbesondere mittels tie- fenaufgelöster QCSM-Methode bestimmt werden kann, ergibt eine höhere Widerstandsfähigkeit gegenüber mechanischen Einflüssen (beispielsweise eine höhere Resistenz gegen Kratzer) bei Wei- terverarbeitungsprozessen oder auch beim Transport zu diesen Prozessen. Es kann somit eine höhere Oberflächenqualität si- chergestellt werden. Ebenfalls ist eine entsprechend hohe Oberflächenhärte im aufgezeigten Bereich von Vorteil für eine Vielzahl von Weiterverarbeitungsverfahren. Gemäß einer Weiterentwicklung wird vorgeschlagen, dass die Kupferschicht einen Anteil von maximal 800 ppm Ag aufweist. Dies kann insbesondere zu einer Kostenreduktion führen.

Es wird weiter vorgeschlagen, dass die Kupferschicht einen An- teil von maximal 30 ppm P (Phosphor) aufweist. Es wurde er- kannt, dass die Anwesenheit von Phosphor das positive, korn- verfeinernde Verhalten der vorgeschlagenen Legierung unterdrü- cken kann. Dies gilt insbesondere für kommerziell gehandeltes Kupfer, welches regelmäßig mehr Phosphor enthalten kann. Es hat sich herausgestellt, dass durch die vorgeschlagene Begren- zung des P-Gehalts der negative Einfluss wirkungsvoll redu- ziert werden kann.

Welter wird vorgeschlagen, dass die Kupferschicht einen Anteil von mindestens 0,1 ppm P aufweist. Eine weitere Absenkung des Anteils Phosphor erreicht keine weitere Verbesserung der Ei- genschaften der Kupferschicht.

Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform weist die Kupfer- schicht einen Anteil von maximal 10 ppm O (Sauerstoff), weiter vorzugsweise maximal 5 ppm O, auf. Ein entsprechend niedriger Sauerstoffanteil erreicht eine ausreichende Wasserstoffbestän- digkeit, so dass verschiedene Verfahrensschritte unter Wasser- stoffatmosphäre erfolgen können. Gleichzeitig wirkt sich ein geringer Sauerstoffgehalt, insbesondere von maximal 5 ppm O, positiv auf die Leitfähigkeit der Kupferschicht aus.

Es wird weiter vorgeschlagen, dass die Kupferschicht einen An- teil von mindestens 0,1 ppm O aufweist. Eine weitere Absenkung des Anteils Sauerstoff erreicht keine weitere Verbesserung der Eigenschaften der Kupferschicht. Weiter wird vorgeschlagen, dass

-die Kupferschicht einen Anteil der Elemente Cd, Ce, Ge, V, Zn von jeweils minimal 0,01 ppm bis maximal 1 ppm aufweist, wobei -die Kupferschicht gemäß einer weiteren bevorzugten Ausfüh- rungsform einen Anteil der Elemente Cd, Ce, Ge, V, Zn von ins- gesamt mindestens 0,1 ppm und maximal 5 ppm aufweist. Hier- durch kann das Erreichen einer hohen Leitfähigkeit und einer entsprechenden feinen Gefügestruktur vereinfacht werden.

Weiter wird vorgeschlagen, dass -die Kupferschicht einen Anteil der Elemente Bi, Se, Sn, Te von jeweils minimal 0,01 bis maximal 2 ppm aufweist, wobei -die Kupferschicht gemäß einer weiteren bevorzugten Ausfüh- rungsform einen Anteil der Elemente Bi, Se, Sn, Te von insge- samt mindestens 0,1 ppm und maximal 8 ppm aufweist. Hierdurch kann das Erreichen einer hohen Leitfähigkeit und einer ent- sprechenden feinen Gefügestruktur vereinfacht werden.

Weiter wird vorgeschlagen, dass -die Kupferschicht einen Anteil der Elemente Al, Sb, Ti, Zr von jeweils minimal 0,01 ppm bis maximal 3 ppm aufweist, wobei -die Kupferschicht gemäß einer weiteren bevorzugten Ausfüh- rungsfora einen Anteil der Elemente Al, Sb, Ti, Zr von insge- samt mindestens 0,1 ppm und maximal 10 ppm aufweist. Hierdurch kann das Erreichen einer hohen Leitfähigkeit und einer ent- sprechenden feinen Gefügestruktur vereinfacht werden.

Weiter wird vorgeschlagen, dass

-die Kupferschicht einen Anteil der Elemente As, Co, In, Mn, Pb, Si von jeweils minimal 0,01 bis maximal 5 ppm aufweist, wobei

-die Kupferschicht gemäß einer weiteren bevorzugten Ausfüh- rungsform einen Anteil der Elemente As, Co, In, Mn, Pb, Si von insgesamt mindestens 0,1 ppm und maximal 20 ppm aufweist. Hierdurch kann das Erreichen einer hohen Leitfähigkeit und ei- ner entsprechenden feinen Gefügestruktur vereinfacht werden.

Weiter wird vorgeschlagen, dass -die Kupferschicht einen Anteil der Elemente B, Be, Cr, Fe, Mn, Ni, S von jeweils minimal 0,01 bis maximal 10 ppm, wobei -die Kupferschicht gemäß einer weiteren bevorzugten Ausfüh- rungsform einen Anteil der Elemente B, Be, Cr, Fe, Mn, Ni, S von insgesamt mindestens 0,1 ppm und maximal 50 ppm aufweist. Hierdurch kann das Erreichen einer hohen Leitfähigkeit und ei- ner entsprechenden feinen Gefügestruktur vereinfacht werden.

Es wird weiter vorgeschlagen, dass die Kupferschicht einen An- teil der Elemente Cd, Ce, Ge, V, Zn, Bi, Se, Sn,, Te, Al, Sb, Ti, Zr, As, Co, In, Mn, Pb, Si, B, Be, Cr, Fe, Mn, Ni, S ein- schließlich weiterer Verunreinigungen von maximal 50 ppm auf- weist. Hierdurch kann das Erreichen einer hohen Leitfähigkeit und einer entsprechenden feinen Gefügestruktur vereinfacht werden .

Die genannten Anteile beziehen sich jeweils auf die Gewichts- anteile .

Die Erfindung wird im Folgenden anhand bevorzugter Ausfüh- rungsformen unter Bezugnahme auf die beigefügten Figuren er- läutert. Dabei zeigt

Fig. 1 ein Kupfer-Keramik-Substrat mit einer Kupferschicht;

Fig. 2 ein Kupfer-Keramik-Substrat mit zwei Kupferschichten; Fig. 3 ein Schliffbild einer erfindungsgemäßen feinen Kup- ferschicht eines Kupfer-Keramik-Substrats nach dem DCB-Prozess;

Fig. 4 ein Schliffbild einer erfindungsgemäßen feinen Kup- ferschicht eines Kupfer-Keramik-Substrats nach dem AMB-Prozess;

Fig. 5 Korngrößenverteilung von erfindungsgemäßen Kupfer- schichten eines Kupfer-Keramik-Substrats nach dem DCB-Prozess und AMB Prozess;

Fig. 6 Nanohärte von erfindungsgemäßen Kupferschichten eines Kupfer-Keramik-Substrats nach dem DCB-Prozess und AMB-Prozess im Vergleich zur einem Referenzkupfer; und

Fig. 7 Schliffbilder mit Kennzeichnung des flächenmäßigen Anteils von Kristallzwillingen erfindungsgemäßer Kup- ferschichten eines Kupfer-Keramik-Substrats nach dem DCB-Prozess und AMB-Prozess im Vergleich.

Leistungsmodule sind Halbleiterbauelemente der Leistungselek- tronik und werden als Halbleiterschalter eingesetzt. Sie ent- halten in einem Gehäuse mehrere vom Kühlkörper elektrisch iso- lierte Leistungshalbleiter (Chips). Diese werden auf eine me- tallisierte Oberfläche einer elektrisch isolierenden Platte (z.B. aus Keramik) mittels Löten oder Bonden aufgebracht, da- mit einerseits die Wärmeabgabe in Richtung Bodenplatte, ande- rerseits aber auch die elektrische Isolierung gewährleistet ist. Der Verbund aus metallisierten Schichten und isolierender Platte wird als Kupfer-Keramik-Substrat 1 bezeichnet und wird großtechnisch über die sogenannte DCB-Technologie (Direct Cop- per Bonding) oder über die sogenannte AMB-Technologie (Active Metal Brazing) realisiert.

Die Kontaktierung der Chips wird durch Bonden mit dünnen Bond- drähten realisiert. Darüber hinaus können weitere Baugruppen unterschiedlichster Funktion (z.B. Sensoren, Widerstände) vor- handen und integriert sein.

Zur Herstellung eines DCB-Substrates werden Keramikträger 2 (z.B. Al ₂ O ₃ , Si ₃ N ₄ , AIN, ZTA, ATZ) ober- und unterseitig mit Kupferschichten 3, 4 in einem Bondprozess miteinander verbun- den. In Vorbereitung auf diesen Prozess können die Kupfer- schichten 3, 4 vor dem Auflegen auf den Keramikträger 2 ober- flächlich oxidiert (z.B. chemisch oder thermisch) und an- schließend auf den Keramikträger 2 aufgelegt werden. Die Ver- bindung (Bonding) entsteht in einem Hochtemperaturprozess ≥1050°C, wobei auf der Oberfläche der Kupferschicht 3, 4 eine eutektische Schmelze entsteht, die mit dem Keramikträger 2 ei- ne Verbindung eingeht. Diese Verbindung besteht beispielsweise im Falle von Kupfer (Cu) auf Aluminiumoxid (Al ₂ O ₃ ) aus einer dünnen Cu-A1-Spinellschicht.

Zur Herstellung eines AMB-Substrates werden die Kupferschich- ten 3, 4 auf einen Keramikträger 2 mittels eines geeigneten Hartlots aufgelötet. Der Lötprozess findet im Vakuum oder in geeigneter Schutzatmosphäre, z.B. Wasserstoff, bei Temperatu- ren >800°C statt. Es kann sich dabei um Batchprozesse oder kontinuierliche Prozesse handeln. Die Verwendung silberfreier Lote (z.B. CuAlTiSi-Lote) erhöht die erforderliche Prozesstem- peratur, so dass diese Lötprozesse bei Temperaturen bis 1050°C stattfinden können. Darüber hinaus können zur Herstellung des Kupfer-Keramik- Substrats 1 auch Verfahren verwendet werden, bei denen die Verbindung zwischen Kupfer und Keramik über einen diffusions- basierten Fügeprozess hergestellt wird (z.B. thermal diffusion bonding). Die Prozesstemperaturen liegen hier ebenfalls ≥1000°C.

In Figur 1 ist eine schematische Darstellung eines Ausfüh- rungsbeispiels eines Kupfer-Keramik-Substrats 1 mit einem Ke- ramikträger 2 und einer vorgeschlagenen Kupferschicht 3 ge- zeigt. Die Kupferschicht 3 weist einen hohen Kupferanteil von wenigstens 99,5% Cu auf, wobei ein Anteil Silber von wenigs- tens 50 ppm Ag und maximal 3000 ppm Ag vorgesehen ist.

Die Kupferschicht 3 kann z.B. nach dem eingangs beschriebenen DCB-Verfahren oder mit dem AMB-Verfahren mit dem Keramikträger 2 verbunden sein, so dass diese durch eine stoffschlüssige Verbindung in der Oberflächenrandzone 5 mit dem Keramikträger 2 verbunden ist.

In der Figur 2 ist eine schematische Darstellung eines Ausfüh- rungsbeispiels eines Kupfer-Keramik-Substrats 1 mit einem Ke- ramikträger 2 analog zum Ausführungsbeispiel der Figur 1 ge- zeigt, wobei abweichend zwei vorgeschlagene Kupferschichten 3 und 4 vorgesehen sind. Die Kupferschichten 3 und 4 weisen ei- nen hohen Kupferanteil von wenigstens 99,5% Cu auf, wobei ein Anteil Silber von wenigstens 50 ppm Ag und maximal 3000 ppm Ag vorgesehen ist.

Die Kupferschichten 3 und 4 können z.B. nach dem eingangs be- schriebenen DCB-Verfahren oder mit dem AMB-Verfahren mit dem Keramikträger 2 verbunden sein, so dass diese durch eine stoffschlüssige Verbindung in den jeweiligen Oberflächenrand- zonen 5 und 6 mit dem Keramikträger 2 verbunden sind.

Die Kupferschichten 3 und 4 mit den vorgeschlagenen Anteilen Cu und Ag, insbesondere mit den vorgeschlagenen O-Anteilen von maximal 10 ppm O, weiter bevorzugt maximal 5 ppm O, sind hoch- leitfähige Cu-Werkstoffe und weisen eine Leitfähigkeit von 55 MS/m, bevorzugt mindestens 57 MS/m und besonders bevorzugt von mindestens 58 MS/m auf.

Die Zugabe von Ag, die Limitierung des Phosphor-Anteils auf maximal 30 ppm P sowie das Vorhandensein weiterer Elemente in den Kupferschichten 3, 4 ermöglicht es, dass die vergleichs- weise geringen Anteile Ag ausreichen, einer Vergröberung des Gefüges der Kupferschichten 3, 4 durch den thermischen Ein- fluss im AMB-Verfahren oder DCB-Verfahren entgegen zu wirken, so dass die Kupferschichten 3, 4 des Kupfer-Keramik-Substrats 1 ein feines und homogenes Gefüge aufweisen. Dies ist bei- spielsweise besonders geeignet für das Ätzen feinster Struktu- ren. Weiterhin wird durch das feine Gefüge eine erhöhte Fes- tigkeit der Kupferschichten 3, 4 und damit ein erhöhter Wider- stand gegen mechanische Beschädigung entsprechend der Hall- Patch-Beziehung erreicht.

Die Kupferhalbzeuge der Kupferschichten 3 und 4 können eine Dicke von 0,1 bis 1,0 mm aufweisen und werden in großen Abma- ßen auf den Keramikträger 2 aufgelegt und durch das DCB-Ver- fahren mit dem Keramikträger 2 verbunden. Anschließend wird das großflächige Kupfer-Keramik-Substrat 1 in kleinere Einhei- ten geschnitten und weiterverarbeitet. Alternativ kann die Verbindung durch das AMB-Verfahren erfolgen. Derartige Kupferhalbzeuge für die Kupferschichten 3, 4 lassen sich beispielsweise in Fertigungsverfahren unter Sauerstoffab- schluss herstellen.

Zusätzlich können die Kupferschichten 3 und 4 einen Anteil der Elemente Cd, Ce, Ge, V, Zn von jeweils minimal 0,01 bis maxi- mal 1 ppm aufweisen und/oder einen Anteil der Elemente Bi, Se, Sn, Te von jeweils minimal 0,01 bis maximal 2 ppm aufweisen und/oder einen Anteil der Elemente Al, Sb, Ti, Zr von jeweils minimal 0,01 bis maximal 3 ppm aufweisen und/oder einen Anteil der Elemente As, Co, In, Mn, Pb, Si von jeweils minimal 0,01 bis maximal 5 ppm aufweisen und/oder einen Anteil der Elemente B, Be, Cr, Fe, Mn, Ni, S von jeweils minimal 0,01 bis maximal 10 ppm aufweisen. Die aufgezählten zusätzlichen Elemente kön- nen durch Dotierung während des Schmelzprozesses unmittelbar vor dem Gießen bewusst in das Gefüge eingebracht sein oder auch aufgrund von Verunreinigungen bereits bei der Herstellung der Kupferhalbzeuge in den Kupferschichten 3 und 4 vorhanden sein. Jedenfalls sollte der Anteil dieser Elemente einschließ- lich weiterer Verunreinigungen bevorzugt maximal 50 ppm betra- gen.

Weiter können die Kupferschichten 3, 4 gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform einen Anteil der Elemente Cd, Ce, Ge, V, Zn von insgesamt mindestens 0,05 ppm und maximal 5 ppm, einen Anteil der Elemente Bi, Se, Sn, Te von insgesamt mindes- tens 0,1 ppm und maximal 8 ppm, einen Anteil der Elemente Al, Sb, Ti, Zr von insgesamt mindestens 0,1 ppm und maximal 10 ppm einen Anteil der Elemente As, Co, In, Mn, Pb, Si von insgesamt mindestens 0,1 ppm und maximal 20 ppm und einen Anteil der Elemente B, Be, Cr, Fe, Mn, Ni, S von insgesamt mindestens 0,1 ppm und maximal 50 ppm aufweisen. Die beschriebenen Mengenanteile der Elemente können helfen, um die vorgeschlagene mittlere Korngröße des Gefüges zu erzielen. Dabei ist die Gefügeausbildung insbesondere auf die durch die Elemente bewirkte Kornfeinung des Gefüges und auf die Vermin- derung der Sekundärrekristallisation in dem Gefüge beim Bond- prozess zurückzuführen.

In Figur 3 ist ein Schliffbild einer der Kupferschichten 3, 4 des Kupfer-Keramik-Substrats 1 gezeigt, welches in einem DCB- Verfahren hergestellt wurde. Das Gefüge der Kupferschichten 3, 4 zeichnet sich in diesem Ausführungsbeispiel durch eine mitt- lere Korngröße von 56,5 μm mit einer Standardabweichung von 28,5 μm aus und liegt somit unterhalb der Anforderungen von 100 μm mittlerer Korngröße. Die Korngrößen wurden gemäß Li- nienschnittverfahren (DIN EN ISO 2624) bestimmt.

In Figur 4 ist ein Schliffbild einer der Kupferschichten 3, 4 des Kupfer-Keramik-Substrats 1 gezeigt, welches in einem AMB- Verfahren hergestellt wurde. Das Gefüge der Kupferschichten 3, 4 zeichnet sich in diesem Ausführungsbeispiel durch eine mitt- lere Korngröße von 78 μm mit einer Standardabweichung von 34,6 μm aus und liegt somit unterhalb der Anforderungen von 100 μm mittlerer Korngröße. Die Korngrößen wurden gemäß Li- nienschnittverfahren (DIN EN ISO 2624) bestimmt.

Die Korngrößenverteilung der beiden Ausführungsbeispiele ent- sprechend der Figuren 3 und 4 ist in der Figur 5 dargestellt. Sowohl bei einer Herstellung nach DCB-Verfahren als auch nach AMB-Verfahren ergibt sich eine monomodale Korngrößenverteilung in den bzw. der Kupferschicht 3, 4.

In Figur 6 sind Eindringhärten in GPa über eine normale Ver- schiebung in μm einer Nanohärtemessung mittels tiefenaufgelös- ter QCSM-Methode für eine Kupferschicht 3, 4 eines nach DCB- Verfahren (schwarze Kreise), nach AMB-Verfahren (weiße Kreise) und einer Referenzkupferschicht (schwarze Quadrate) aufgetra- gen. Die Nanohärtemessung wurden mit mehreren Belastungsstufen durchgeführt, wobei die maximale Prüfkraft 100 mN betrug. Als Indenter wurde ein Berkovich-Eindringkörper genutzt. Die Ein- dringhärte ist dementsprechend in Abhängigkeit der Eindring- tiefe aufgetragen. Die Oberflächen der Kupferschichten 3, 4 der erfindungsgemäßen Kupfer-Keramik-Substrate 1 zeigen über beide Herstellungswege eine höhere Eindringhärte über alle Eindringtiefen bis 3,5 μm als das Referenzkupfer. Es hat sich dabei gezeigt, dass mit der vorgeschlagenen Legierung eine deutlich verbesserte Eindringhärte für geringe Eindringtiefen bzw. oberflächennahe Bereich der Kupferschichten 3, 4 erreicht werden kann. Dies erhöht unter anderem die Resistenz gegen Kratzer und ist für die Widerstandsfähigkeit gegenüber mecha- nischen Einflüssen bei Weiterarbeitungsprozessen vorteilhaft. Diese Eigenschaften der hohen Eindringhärte für oberflächenna- he Bereich von weniger als beispielsweise 2 μm, weiter bei- spielsweise 1 μm oder auch beispielsweise 0,5 μm ist zudem für das Aufbringen feinster Bonddrähte im Ultraschallschweißver- fahren vorteilhaft.

Weiterhin sind die Gefüge der Kupferschichten 3, 4 des nach dem DCB-Verfahren als auch nach dem AMB-Verfahren hergestell- ten erfindungsgemäßen Kupfer-Keramik-Substrats 1 durch eine vermehrte Zwillingsbildung geprägt. Zwillinge können als Streifen, die dem in die Zwillingsstellung geklappten mittle- ren Bereich eines Korns entsprechen, im Schliffbild erkannt werden. Die Gefügestruktur kann sich entsprechend des gewähl- ten Herstellungsweges, beispielsweise DCB (Figur 7a) oder AMB (Figur 7b), des Kupfer-Keramik-Substrats 1 geringfügig unter- scheiden. Zwillingsbildung ist zwar ein bekanntes Phänomen in Kupfer- werkstoffen. Im Fall des Kupfer-Keramik-Substrats 1 wird die verstärkte Zwillingsbildung im thermisch aktivierten Fügepro- zess beobachtet. Es erfolgt also die thermische Zwillingsbil- dung im Rekristallisationsprozess. Es handelt sich um ther- misch induzierte Zwillingsbildung (Glühzwillinge). Die Zwil- lingsbildung hat insbesondere bei feinem Gefüge einen positi- ven Einfluss auf die Härte des Werkstoffs.

Die Zwillinge sind in der Figur 7 dunkel eingefärbt. Entspre- chend der Figur 7a ergibt sich für das Gefüge der Kupfer- schicht 3, 4 nach dem DCB-Verfahren ein Flächenanteil der Zwillinge von 19,4%. Für die Kupferschicht 3, 4 nach dem AMB- Verfahren entsprechend dem Ausführungsbeispiel der Figur 7b ergibt sich ein Flächenanteil der Zwillinge von 21,6%. Die ge- nannten Flächenanteile unterscheiden sich zwar nur geringfügig von einem Referenzkupfer, es ergeben sich jedoch mehr kleinere Zwillinge, was sich bezogen auf die Härtesteigerung stärker auswirkt, als große Zwillinge in geringerer Anzahl.