列拉制步骤将前体成形为最终线形状。在具有圆形横截面的线的情 况下，拉制可以是唯一的成形步骤。在另一些情况下，特别是对带材而言，该方法可能包括 替代的或附加的轧制步骤。要理解的是，可能包括不同变形方法的进一步步骤。
[0043] 在一个通常优选的实施方案中，包括芯前体或最终线的均化步骤。铝基材料的均 化被理解为是加热程序，其中所含钪的至少大部分份额溶解在铝中。最优选地，整个钪份额 溶解在铝中。这能够受控调节晶体结构。根据要求，最终线甚至可以在所有钪仍为溶解态 的情况下进给到键合工具中。在这样的情况下，可以稍后在键合过程中或甚至在键合后或 甚至在键合的器件的运行过程中形成含钪的金属间相。
[0044] 最优选在均化后进行指定的处理步骤以改变晶体结构，特别是形成指定的含钪 相。
[0045] 通常优选在最终拉制步骤之前进行均化步骤。这有助于改进线性质，因为在最终 拉制步骤中增加晶格缺陷，这有助于稍后形成特别细的含钪金属间相。
[0046] 为了实现钪的充分溶解，均化步骤优选包括将芯前体或最终线加热到至少450°C， 更优选至少550°C的均化温度指定时间。在加热后再更优选以至少10K/秒，更优选至少 100K/秒的速率急冷。可通过简单措施，例如将线浸入冷液体，如水中实现这样的急冷。
[0047] 在一个最优选的实施方案中，包括线的析出硬化步骤。析出硬化是指一种退火步 骤，其中晶粒冷凝并以受控方式生长以增强该线的机械强度。这使得线硬度提高，特别是线 的拉伸强度提高。析出退火的优选温度范围是250°C至400°C，其中该线的暴露时间通常为 至少30分钟。在一个最优选的实施方案中，析出硬化导致形成细分散的Al3Sc金属间相。 该细分散的Al3Sc金属间相具有优选小于500纳米，更优选小于300纳米，再更优选小于150 纳米，最优选小于25纳米的晶粒尺寸。晶粒尺寸的特别优选的范围是20-200纳米。
[0048] 优选的线的拉伸强度被选为至少140MPa，更优选160MPa，最优选至少180MPa。 这样的拉伸强度特别允许简单和可靠地拉制甚至细线。在粗线的情况下，拉伸强度对制造 法不这么重要。为了定义，用100微米直径的圆形线测量该材料的拉伸强度。令人惊讶地 证实，本发明的线的拉伸强度甚至可以调节到在传统AlSil合金线的范围内的值。
[0049] 关于制造线的方法的更优选的详细实施方案，特别是关于优化的退火参数，参考 上文对本发明的线的描述。
[0050] 附图描述 在附图中例示本发明的主题。但是，附图无意以任何方式限制本发明的范围或权利要 求书。
[0051] 图1显示本发明的线的拉伸强度和伸长的图。
[0052] 图2显示制造本发明的线，特别是细线的方法的图。 实施例
[0053] 通过实施例进一步例示本发明。这一实施例用于本发明的示例性说明并且无意以 任何方式限制本发明的范围或权利要求书。
[0054] 通过恪化预定量的纯错(纯度>99. 99%)并加入预定量的纯钪以获得如下的充分混 合的组合物(按重量％计)，制备合金： 铝 钪 其余/不可避免的污染物 99.8% 0. 18% <0.02% 将该熔融混合物铸造成锭并冷却。将该锭挤出成圆柱形。可以对挤出的圆柱体进行任 选拉制步骤。获得大约1毫米直径的线芯前体。
[0055] 然后在均化步骤中均化该1毫米直径的线芯前体。在这一步骤中，将芯前体插入 预热至640°C的退火炉中。芯前体在该炉中在640°C的恒温下保持几小时的暴露时间。在 此期间后，所有量的钪溶解在铝晶格中。
[0056] 在该暴露时间后，立即通过浸入冷水中而将该热芯前体淬火。通过淬火实现大于 100K/秒的冷却速率。这种急冷防止形成含钪相的较大颗粒。
[0057] 在均化后，将该前体拉制或以其它方式成形为通常80微米至600微米的粗线。在 对线拉制前进行均化降低的拉制工具的磨损并改进它们的寿命。
[0058] 在最终线成形为粗线的情况下，该方法就此结束，或在此后只有用于调节机械性 质的最终退火步骤。
[0059] 在最终线为细线的情况下，现在对粗线进行受控析出硬化，其中第一系列的拉制 和/或成形步骤后的直径被视为中间直径。通过使该线暴露在通常250°C至400°C，优选大 约300°C的温度下几小时，进行析出硬化。这种温度通常低于用于均化的温度。
[0060] 在析出硬化过程中，形成细分散的金属间相Al3Sc。之前溶解的钪的这种沉淀增强 该线的电导率。此外，改进该线的硬度和拉伸强度。
[0061] 如果多于30%，更好地多于70%的钪沉淀在该Al3Sc金属间相中，获得良好的结果。 这种相最优选主要以极细颗粒的形式存在，其中至少2/3的颗粒具有优选小于500纳米，更 优选小于300纳米，再更优选小于150纳米，最优选小于25纳米的平均直径，特别优选的范 围是20-200纳米。颗粒的直径在此以普通方式定义为是穿过颗粒的最大直径距离。
[0062] 图1显示拉伸强度和伸长作为在300°C下的退火时间的函数的图。拉伸强度作为 断裂载荷（breakload) "BL"以cN(百分之一牛顿）为单位给出。由于该线具有100微米 的直径，150cN的断裂载荷等于191MPa。从该图中可以看出，容易达到这一值。
[0063] 这种拉伸强度允许将该线进一步拉制成细线直径。容易达到的典型细线直径小于 50微米。
[0064] 在拉制到最终线径后，对该线施以进一步的最终退火步骤。这一步骤可以与沉淀 加热相同或类似。或者，其可包括暴露在低于250°C的相当温和的退火温度下。进行这种最 终退火以降低已通过该材料的变形引入的应力和晶格缺陷。
表1。
[0065] 上表1显示具有300微米直径和不同钪含量的两种粗线的测得电导率。在四点装 置中用10mA的外加电流在1. 0米长的线上进行测量。
[0066] 对于0. 25%钪样品，不进行均化，但所交付的锭被认为相当均匀。
[0067] 一般而言，数据证实通过含钪相的沉淀增强电导率，因为溶解的钪在铝晶格中几 乎不造成扰动。还表明，容易实现大于33. 0*106OhnT1*!^1的电导率值。
[0068] 关于沉淀的Al3Sc相的细度，使用FIB系统（FIB=聚焦离子束）进行测量。FIB 系统的空间分辨率为大约20纳米。在线样品上制造几个至少100平方微米的FIB-切口 (cuts)并评估颗粒。由于所用材料的纯度，估计所有颗粒都属于Al3Sc相。
[0069] 用FIB系统进行的测量和评估得出下列结果： 对于交付的材料，观察到平均直径25纳米的颗粒，标准偏差为7纳米。
[0070] 在640°C下均化48小时后不存在可见颗粒。
[0071] 在300°C下析出退火7小时后，仍然没有观察到颗粒。
[0072] 考虑到FIB系统的分辨率以及电性质和机械性质的改变，可以推导沉淀出颗粒尺 寸不大于20纳米的细Al3Sc相。
【主权项】
1. 一种键合线，其包含： 具有表面的芯， 其中所述芯包含铝作为主要组分， 其特征在于 所述芯含有0. 05%至1. 0%的量的钪作为一种组分。2. 根据权利要求1的线，其中所述芯含有0%至0. 5%硅。3. 根据前述权利要求任一项的线，其中除铝和钪外的芯组分的总量为0%至1. 0%。4. 根据前述权利要求任一项的线，其中所述芯含有10ppm至100ppm的量的选自铜和 镍的至少一种。5. 根据前述权利要求任一项的线，其中所述线具有至少32. 0*10 6OhnT1*!^1的电导率。6. 根据前述权利要求任一项的线，其中所述芯中至少30%的钪存在于与铝主要组分分 开的相中。7. 根据权利要求6的线，其中所述相是主要包含Al3Sc的金属间相。8. 根据权利要求7的线，其中所述金属间相的微晶总数的至少2/3具有小于25纳米的 直径。9. 根据前述权利要求任一项的线，其中所述线具有80微米至600微米的直径。10. 根据前述权利要求任一项的线，其中所述线具有8微米至80微米的直径。11. 用于键合电子器件的系统，其包含第一焊盘、第二焊盘和根据前述权利要求任一项 的线，其中所述线借助楔形焊接连接到至少一个焊盘上。12. 根据权利要求11的系统，其中所述焊盘下方的结构包含至少一个多孔二氧化硅 层。13. 制造根据权利要求1至10任一项的键合线的方法，其包括步骤 a. 提供具有所需钪含量的铝芯前体；和 b. 拉制和/或轧制所述前体直至达到线芯的最终直径。14. 根据权利要求13的方法，其包括芯前体或最终线的均化步骤。15. 根据权利要求14的方法，其中所述均化步骤在最终拉制步骤之前进行。16. 根据权利要求13至15任一项的方法，其中所述均化步骤包括将芯前体或最终线加 热到至少450°C的均化温度指定时间。17. 根据权利要求16的方法，其中在所述加热后以至少IOK/秒的速率急冷。18. 根据权利要求13至17任一项的方法，其包括所述线的析出硬化步骤。
【专利摘要】本发明涉及一种键合线，其包含：具有表面的芯，其中所述芯包含铝作为主要组分，其特征在于所述芯含有0.05%至1.0%的量的钪作为一种组分。
【IPC分类】C22F1/04, C22C21/00, H01B1/02
【公开号】CN104937672
【申请号】CN201380060828
【发明人】E.米尔克, S.托马斯, U.盖斯勒, M.施奈德-拉梅洛夫
【申请人】贺利氏德国有限责任两合公司
【公开日】2015年9月23日
【申请日】2013年11月12日
【公告号】EP2736047A1, US20150303165, WO2014079726A1