專利名稱：低熔化溫度柔性焊劑的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本公開(kāi)一般地涉及焊劑組合物，更具體地涉及低熔化溫度柔性焊劑。
背景技術(shù)：
隨著半導(dǎo)體器件的特征尺寸持續(xù)縮小，低介電常數(shù)(低K)材料在 半導(dǎo)體器件的制造中更頻繁地被用于替代常規(guī)的絕緣體(例如，氧化 硅)。目前，碳摻雜氧化硅(SiOC)(K 2.5-3)是半導(dǎo)體器件的制造中低 K材料的行業(yè)首選。碳摻雜氧化硅(SiOC)通常包括許多氣孔，以改善低K性能。然 而，這些氣孔使得這種低K材料非常脆并易于斷裂。因此，在電子封 裝和裝配工藝期間，己知該低K材料由于焊接過(guò)程中產(chǎn)生的應(yīng)力而破 裂。具體而言，焊膏回流工藝要求回流溫度在焊劑合金的液相線溫度 之上大約20-30'C。例如，對(duì)于常規(guī)的Sn63Pb37焊膏，回流溫度通常 在210-23(TC附近。然而，最近向Sn-Ag-Cu無(wú)鉛焊劑合金的轉(zhuǎn)變已經(jīng) 導(dǎo)致回流溫度大大增加至典型約235 - 260°C 。這些Sn-Ag-Cu無(wú)鉛焊劑 合金中一些的液相線溫度和屈服強(qiáng)度總結(jié)在

圖1的表中。
由于Sn-Ag-Cu無(wú)鉛焊劑合金的更高的液相線溫度(> 218。C)以 及這些Sn-Ag-Cu無(wú)鉛焊劑合金和低K材料之間熱膨脹系數(shù)的失配，在 高溫回流工藝的冷卻期間在低K材料中產(chǎn)生高應(yīng)力，并因此在低K材 料中導(dǎo)致破裂和損壞?？紤]到上述，具有較低的熔化溫度的焊劑合金 是需要的。除了對(duì)具有低液相線溫度的焊劑合金的需求外，焊劑進(jìn)行形變 以適應(yīng)可能的應(yīng)力或沖擊負(fù)載的能力對(duì)于采用低K材料的電子器件的 可靠性是至關(guān)重要的。 一般而言，具有低屈服強(qiáng)度的焊劑更柔軟，且 更易于形變，以釋放應(yīng)力。常見(jiàn)的低熔化溫度焊劑合金目前主要由普
通的91Sn9Zn焊劑合金和授予專利的Sn-Ag-In和Sn-Ag-Cu-In焊劑合 金組成。然而,'與Sn-Ag-Cu焊劑合金相比，這些常見(jiàn)的低熔化溫度焊 劑合金在屈服強(qiáng)度和剛性上大至少50%。對(duì)這些常見(jiàn)的低熔化溫度焊 劑合金的簡(jiǎn)要概括提供在圖2的表中。如圖2所示，91Sn9Zn焊劑具有199。C的熔點(diǎn)，且該焊劑非常硬 (9.1 ksi的屈服強(qiáng)度)且非常剛性。同樣如圖2所示，授予專利的 Sn-Ag-In和Sn-Ag-Cu-In焊劑合金也是非常硬且剛性的。具體而言，美 國(guó)專利5,580,520公開(kāi)了具有(71.5-91.9)o/oSn、 (2.6-3.3)%Ag和 (4.8-25.9)%In的焊劑合金，其具有213°C以下的熔點(diǎn)，但對(duì)于用于嵌入 半導(dǎo)體器件的低K材料中而言過(guò)硬。此外，美國(guó)專利6,176,947公開(kāi)了 具有(76-96)%Sn、 (0.2-2.5)%Cu、 (2.5-4.5)%Ag和(6-12)。/。In的焊劑合 金，其具有215'C以下的液相線溫度，但已證明對(duì)于與嵌入半導(dǎo)體器件 的低K材料一起使用而言過(guò)于剛性。類似地，美國(guó)專利6,843,862公開(kāi) 了具有(88.5-93.5)Q/oSn、 (3.5-4.5)%Ag、 (2-6)%In、 (03-l)%Cu以及可達(dá) 0.5%的抗氧化劑和防結(jié)皮添加劑的合金組合物。該合金同樣對(duì)用于嵌 入半導(dǎo)體器件的低K材料中而言過(guò)硬且過(guò)于剛性。此外，美國(guó)專利 6,689,488揭示了一種焊劑合金，其具有(l-3.5)。/。Ag、 (0.1-0.7)%Cu、 (0.1-2)°/。In，余量為Sn，但該合金組合物已顯示出或者是熔化溫度過(guò)高， 或者是對(duì)用于嵌入半導(dǎo)體器件的低K材料中而言過(guò)于剛性。
考慮到前述內(nèi)容，提供克服上述不足和缺陷的低熔化溫度柔性 焊劑將是期望的。

發(fā)明內(nèi)容
低熔化溫度柔性焊劑被公開(kāi)。在一個(gè)具體的示例性實(shí)施方式中， 低熔化溫度柔性焊劑合金包括按重量計(jì)約91.5%至約97.998%的錫、 按重量計(jì)約0.001%至約3.5%的銀、按重量計(jì)約0.0%至約1.0%的銅、 以及按重量計(jì)約2.001%至約4.0%的銦。根據(jù)該具體示例性實(shí)施方式的其它方面，低熔化溫度柔性焊劑 合金可包括按重量計(jì)至多大約3.0%的銦。根據(jù)該具體示例性實(shí)施方式進(jìn)一步的方面，低熔化溫度柔性焊
劑合金可包括按重量計(jì)至多大約2.5%的銦。根據(jù)該具體示例性實(shí)施方式仍進(jìn)一步的方面，低熔化溫度柔性 焊劑合金可進(jìn)一步包括痕量的雜質(zhì)。根據(jù)該具體示例性實(shí)施方式仍進(jìn)一步的方面，低熔化溫度柔性 焊劑合金不包括痕量的雜質(zhì)。根據(jù)該具體示例性實(shí)施方式另外的方面，低熔化溫度柔性焊劑 合金可進(jìn)一步包括按重量計(jì)從約0.01%至約3.0%的至少一種選自下列 的摻雜劑:鋅(Zn)、鎳(Ni)、鐵(Fe)、鈷(Co)、鍺(Ge)、磷(P)、鋁(A1)、 銻(Sb)、鎘(Cd)、碲(Te)、鉍(Bi)、鉑(Pt)、稀土元素和它們的組合，以 改善抗氧化性并增加物理性質(zhì)和抗熱疲勞性。根據(jù)該具體示例性實(shí)施方式仍另外的方面，所述稀土元素可選 自鈰(Ce)、鑭(La)、鐠(Pr)、釹(Nd)、钷(Pm)、釤(Sm)、銪(Eu)、釓(Gd)、 鋱(Tb)、鏑(Dy)、鈥(Ho)、鉺(Er)、銩(Tm)、鐿(Yb)、镥(Lu)、錒(Ac)、 釷(Th)、鏷(Pa)和它們的組合。在另一個(gè)具體的示例性實(shí)施方式中，低熔化溫度柔性焊劑合金 包括按重量計(jì)約89.7%至約94.499%的錫、按重量計(jì)約3.5%至約6.0% 的銀、按重量計(jì)約0.0%至約0.3%的銅、以及按重量計(jì)約2.001%至約 4.0%的銦。根據(jù)該具體示例性實(shí)施方式的其它方面，低熔化溫度柔性焊劑 合金可包括按重量計(jì)至多大約3.0%的銦。根據(jù)該具體示例性實(shí)施方式進(jìn)一步的方面，低熔化溫度柔性焊 劑合金可包括按重量計(jì)至多大約2.5%的銦。根據(jù)該具體示例性實(shí)施方式仍進(jìn)一步的方面，低熔化溫度柔性 焊劑合金可進(jìn)一步包括痕量的雜質(zhì)。根據(jù)該具體示例性實(shí)施方式仍進(jìn)一步的方面，低熔化溫度柔性 焊劑合金不包括痕量的雜質(zhì)。根據(jù)該具體示例性實(shí)施方式另外的方面，低熔化溫度柔性焊劑 合金可進(jìn)一步包括按重量計(jì)從約0.01%至約3.0%的至少一種選自下 列的摻雜劑鋅(Zn)、鎳(Ni)、鐵(Fe)、鈷(Co)、鍺(Ge)、磷(P)、鋁(A1)、 銻(Sb)、鎘(Cd)、碲(Te)、鉍(Bi)、鉑(Pt)、稀土元素和它們的組合，以 改善抗氧化性并增加物理性質(zhì)和抗熱疲勞性。根據(jù)該具體示例性實(shí)施方式仍另外的方面，所述稀土元素可選 自鈽(Ce)、鑭(La)、鐠(Pr)、釹(Nd)、钷(Pm)、釤(Sm)、銪(Eu)、禮(Gd)、 鋱(Tb)、鏑(Dy)、鈥(Ho)、鉺(Er)、銩(Tm)、鐿(Yb)、镥(Lu)、錒(Ac)、 釷(Th)、鏷(Pa)和它們的組合?，F(xiàn)在，本公開(kāi)將參考如附圖中所示的其示例性實(shí)施方式加以更 詳細(xì)描述。盡管本公開(kāi)參考示例性實(shí)施方式在下面加以描述，但是應(yīng) 當(dāng)理解，本公開(kāi)并不限于此。獲得本文的教導(dǎo)的本領(lǐng)域普通技術(shù)人員 將認(rèn)識(shí)到另外的實(shí)施、改變和實(shí)施方式以及其它使用領(lǐng)域，這些在本 文所描述的本公開(kāi)的范圍之內(nèi)，并且關(guān)于這些，本公開(kāi)可具有顯著的 實(shí)用性。
附圖簡(jiǎn)述為幫助更全面理解本公開(kāi)，現(xiàn)在參考附圖，其中相同的要素用 相同的數(shù)字引用。這些附圖不應(yīng)當(dāng)被解釋成限制本公開(kāi)，而意圖僅僅 是示例性的。圖1是示出了幾種Sn-Ag-Cu無(wú)鉛焊劑合金的液相線溫度和屈服 強(qiáng)度的表。圖2是示出了幾種常見(jiàn)的低熔化溫度焊劑合金的液相線溫度和 屈服強(qiáng)度的表。圖3是曲線圖，其示出了銦(In)添加到標(biāo)準(zhǔn)Sn-Ag-Cu (SAC)合金 的影響。圖4是示出了添加銦(In)的Sn-lAg-0.5Cu合金組合物相對(duì)于銦 (In)濃度的液相線溫度和屈服強(qiáng)度的表。圖5是示出了添加銦(In)的Sn-2Ag-0.5Cu合金組合物相對(duì)于銦 (In)濃度的液相線溫度和屈服強(qiáng)度的表。圖6是示出了添加銦(In)的Sn-2.5Ag-0.5Cu合金組合物相對(duì)于銦 (In)濃度的液相線溫度和屈服強(qiáng)度的表。圖7是示出了添加銦(In)的Sn-3Ag-0.5Cu合金組合物相對(duì)于銦 (In)濃度的液相線溫度和屈服強(qiáng)度的表。圖8是示出了添加銦(In)的Sn-4Ag-0.2Cu合金組合物相對(duì)于銦 (In)濃度的液相線溫度和屈服強(qiáng)度的表。
圖9是示出了 Sn-Ag-Cu-In合金相對(duì)于銦(In)濃度的屈服強(qiáng)度的 曲線圖。圖IO示出了掃描電子顯微鏡(SEM)快相，其中能量色散光譜 (EDS)被用于識(shí)別在添加銦(In)的Sn-Ag-Cu合金組合物中的主要強(qiáng) 化顆粒。
示例性實(shí)施方式的詳細(xì)描述
參考圖3，其示出了添加銦(In)到標(biāo)準(zhǔn)Sn-Ag-Cu (SAC)合金的影 響。如圖3所示，銦(In)添加至標(biāo)準(zhǔn)Sn-Ag-Cu(SAC)合金導(dǎo)致液相線溫 度下降。具體而言，當(dāng)銦(In)以2%以上的量被添加至標(biāo)準(zhǔn)Sn-Ag-Cu (SAC)合金時(shí)，所得到的Sn-Ag-Cu-In合金的液相線溫度被降低到標(biāo)準(zhǔn) Sn-Ag-Cu (SAC)合金的液相線溫度以下。因此，在采用低K材料的半 導(dǎo)體器件中使用銦(In)濃度在2%以上的Sn-Ag-Cu-In合金可以是有利 的。然而，添加銦(In)至標(biāo)準(zhǔn)Sn-Ag-Cu (SAC)合金還導(dǎo)致屈服強(qiáng)度迅 速增加，原因在于固溶淬火，并且高強(qiáng)度Sn-Ag-Cu-In合金可能導(dǎo)致高 應(yīng)力和不可接受的高缺陷。因此，確定產(chǎn)生低液相線溫度、低屈服強(qiáng) 度和低剛度的Sn-Ag-Cu-In合金的組成范圍將是有利的。實(shí)際上，本公 開(kāi)涉及表現(xiàn)出低液相線溫度、低屈服強(qiáng)度和低剛度的Sn-Ag-Cu-In合金 組合物。這類Sn-Ag-Cu-In合金組合物包括Ag(0.001 - 3.5)%、 Cu(0-1)°/。、 In(2.001 - 4)%，余量為Sn，以及Ag(3.5 — 6)°/。、 Cu(O-0.3)%、 In(2.001 -4)%，余量為Sn。這些Sn-Ag-Cu-In合金組成得自如下所示 例的一系列多次試驗(yàn)。
實(shí)施例1添加銦(In)的Sn-lAg-0.5Cu合金組合物相對(duì)于銦(In)濃度的液相 線溫度和屈服強(qiáng)度在圖4的表中被示出。所得到的合金組合物的屈服 強(qiáng)度隨著銦(In)濃度的增加而迅速增加。
實(shí)施例2添加銦(In)的Sn-2Ag-0.5Cu合金組合物相對(duì)于銦(In沐度的液相
線溫度和屈服強(qiáng)度在圖5的表中被示出。隨著銦(In)的濃度增加至 2.5%，所得到的合金組合物的屈服強(qiáng)度保持大致恒定。然而，當(dāng)銦(In) 的濃度超過(guò)2.5%時(shí)，屈服強(qiáng)度隨著銦(In)濃度的增加而增加。
實(shí)施例3添加銦(In)的Sn-3Ag-0.5Cu合金組合物相對(duì)于銦(In)濃度的液相 線溫度和屈服強(qiáng)度在圖7的表中被示出。隨著銦(In)的濃度增加至大約 2.5%，所得到的合金組合物的屈服強(qiáng)度稍有下降。然而，當(dāng)銦(In)的濃 度超過(guò)2.5%時(shí)，屈服強(qiáng)度隨著銦(In)濃度的增加而增加。
實(shí)施例5添加銦(In)的811-4八§-0.201合金組合物相對(duì)于銦(111)濃度的液相 線溫度和屈服強(qiáng)度在圖8的表中被示出。由于因高的銀(Ag)濃度(〉3.5%) 而產(chǎn)生的高屈服強(qiáng)度(〉6ksi)，相對(duì)于標(biāo)準(zhǔn)Sn-Ag-Cu(SAC)合金(即， 0.5%)的較低銅(Cu)濃度(0，2。/。)被使用。當(dāng)銦(In)的濃度增加至大約 2.5%時(shí)，所得到的合金組合物的屈服強(qiáng)度下降(大約20%)。然而，當(dāng) 銦(In)的濃度超過(guò)2.5%時(shí)，屈服強(qiáng)度隨著銦(In)濃度的增加而增加。 Sn-Ag-Cu-In合金相對(duì)于銦(In)濃度的屈服強(qiáng)度示于圖9中的曲 線圖中。如圖9所示，顯然，隨著銦(In)濃度的增加，添加銦(In)的 Sn-lAg-0.5Cu合金組合物的屈服強(qiáng)度非常迅速地增加，從而，這些合 金組合物對(duì)用于嵌入半導(dǎo)體器件的低K材料中是不可接受的。然而， 在具有較高的銀(Ag)濃度的情況下，隨著銦(In)濃度增加至大約2.5%， 添加銦(In)的Sn-Ag-Cu合金組合物的屈服強(qiáng)度或者保持大致恒定或輕 微下降，之后屈服強(qiáng)度隨著銦(In)濃度的增加而增加。例如，當(dāng)銦(In)
濃度增加至大約2.5-3。/。時(shí)，添加銦(In)的Sn-2Ag-0.5Cu、Sn-2,5Ag-0.5Cu 和Sn-3Ag-0.5Cu合金組合物的屈服強(qiáng)度導(dǎo)致屈服強(qiáng)度的輕微下降。然
而，當(dāng)銀(Ag)濃度增加至4%且銅(00濃度降低至0.2% (即， Sn-4Ag-0,2Cu)時(shí)，屈服強(qiáng)度的降低是非常顯著的(大約20%)，盡管該 低屈服強(qiáng)度組成范圍被大大縮小。類似地，可以合理地預(yù)期當(dāng)銀(Ag) 濃度變?yōu)?%以上時(shí)(例如，Sn-6Ag-0.2Cu)，將產(chǎn)生甚至更顯著的屈服 強(qiáng)度降低，但低屈服強(qiáng)度組成范圍將變得甚至更窄。這些結(jié)果表明， 添加銦(In)的Sn-(0-2)%Ag-0.5Cu合金組合物的屈服強(qiáng)度隨著銦(In)濃 度的增加而增加，但添加銦(In)的Sn-(2-3.5)%Ag-0.5Cu合金組合物的 屈服強(qiáng)度隨著銦(In沐度的增加(g卩，(2.001-4)%111)而下降。后一合金組 合物產(chǎn)生本公開(kāi)的低熔化溫度柔性焊劑，其用于嵌入半導(dǎo)體器件的低K 材料中。此外，當(dāng)銅(Cu)濃度被進(jìn)一步減少至0.2%時(shí)，添加銦(In)的 Sn-(3.5-6)。/。Ag-0.2Cu合金組合物的屈服強(qiáng)度降低最顯著。為了獲得對(duì)上述結(jié)果更好的理解，對(duì)上面提及的合金進(jìn)行掃描 電子顯微鏡法(SEM)和能量色散光譜法(EDS)。例如，圖10示出 了 SEM快相，其中EDS用于識(shí)別在添加銦(ln)的Sn-Ag-Cu合金組合 物中的主要強(qiáng)化顆粒。如圖IO所示，該添加銦(In)的Sn-Ag-Cu合金組 合物中的主要強(qiáng)化顆粒利用EDS被鑒定為Sn66.6Ag29.4In4。具體而言，
亮域可被鑒定為組成為Sll66.6Ag29.4ln4的Sn-Ag-Ill,而暗灰色基體可被
鑒定為銦(In)在錫(Sn)中的固溶體。這與標(biāo)準(zhǔn)Sn-Ag-Cu(SAC)合金的已 清楚確定的微結(jié)構(gòu)形成對(duì)比，在所述微結(jié)構(gòu)中，主要的強(qiáng)化Ag3Sn顆 粒(次要強(qiáng)化顆粒為銅(Cu)產(chǎn)生的Cu6Sri5)被均勻分布在錫(Sii)基體中。 也就是說(shuō)，由于銦(In)添加到化學(xué)計(jì)量的Ag3Sn中，銦(In)摻雜的 Sn^Ag29.4n4顆粒是無(wú)序的并且不按化學(xué)計(jì)量。更具體而言，這些不按 化學(xué)計(jì)量的Sn^6Ag29.Jn4顆粒不像Ag3Sn顆粒那樣增強(qiáng)焊劑，原因在 于非化學(xué)計(jì)量化合物的較軟性質(zhì)和錫(Sn)基體中內(nèi)聚力(coherency)的損失。此夕卜，己發(fā)現(xiàn)，銦的固溶淬火通常是強(qiáng)化Sn-Ag-Cu-In焊劑合金 的主要機(jī)理。然而，在本公開(kāi)的Sn-Ag-Cu-In組合物中，銦(In)從溶液
中被除去，從而降低固溶淬火效應(yīng)，并代之以形成不按化學(xué)計(jì)量的
Sri66.6Ag29.4ln4顆粒，其不像被替代的化學(xué)計(jì)量Ag3Sn顆粒那樣強(qiáng)化合 金。作為上述效應(yīng)的結(jié)果，目前公開(kāi)的添加銦(In)的Sn-Ag-Cu合金組 合物的屈服強(qiáng)度隨著銦(In)濃度增加(BP， (2.001-4)°/Jn之間)而降低。圖10還表明，隨著銀(Ag)濃度降至2%以下，發(fā)現(xiàn)Sn66.6Ag29.4In4 顆粒被稀疏地分布，原因在于較少的銦(In)從溶液中被除去，并且軟化 效應(yīng)是可忽略的。相比之下，當(dāng)銀(Ag)濃度超過(guò)6%,可用來(lái)形成 Sn66,6Ag29.4ln4顆粒的銦(In)被耗盡。然而，Ag3Sn顆粒的數(shù)目持續(xù)增力口， 原因在于可利用的銀(Ag)的量增加，使得軟化效應(yīng)較不顯著且低強(qiáng)度 組成范圍縮小。根據(jù)本公開(kāi)，通過(guò)由降低銅(Cu)濃度來(lái)降低次要強(qiáng)化顆 粒Cu6Sri5的數(shù)量，實(shí)現(xiàn)了屈服強(qiáng)度的進(jìn)一步下降，從而產(chǎn)生甚至更有 利的合金組合物。本公開(kāi)不受限于本文描述的具體實(shí)施方式
的范圍中。實(shí)際上， 除了本文描述的這些，本公幵的其它各種實(shí)施方式和對(duì)本公幵的其它 變化通過(guò)前面的描述和附圖對(duì)于本領(lǐng)域普通技術(shù)人員將是明顯的。因 此，這類其它實(shí)施方式和變化意欲落入本公開(kāi)的范圍之內(nèi)。此外，盡 管本公開(kāi)已經(jīng)在特定環(huán)境中基于特定目的在特定實(shí)施的情況下被描述 于本文中，但是本領(lǐng)域普通技術(shù)人員將認(rèn)識(shí)到，其有用性將不僅限于 此，并且本公開(kāi)可有利地為了任何多種目的實(shí)施于任何多種環(huán)境中。 因此，所述的權(quán)利要求書(shū)應(yīng)考慮到如本文所描述的本公開(kāi)內(nèi)容的最大 寬度和精神加以解釋。
權(quán)利要求
1.低熔化溫度柔性焊劑合金，其包括按重量計(jì)約91.5％至約97.998％的錫、按重量計(jì)約0.001％至約3.5％的銀、按重量計(jì)約0.0％至約1.0％的銅、以及按重量計(jì)約2.001％至約4.0％的銦。
2. 權(quán)利要求1所述的低熔化溫度柔性焊劑合金，其中所述合金包 括按重量計(jì)至多大約3.0%的銦。
3. 權(quán)利要求1所述的低熔化溫度柔性焊劑合金，其中所述合金包 括按重量計(jì)至多大約2.5%的銦。
4. 權(quán)利要求1所述的低熔化溫度柔性焊劑合金，其中所述合金進(jìn) 一步包括痕量的雜質(zhì)。
5. 權(quán)利要求1所述的低熔化溫度柔性焊劑合金，其中所述合金不 包括痕量的雜質(zhì)。
6. 權(quán)利要求1所述的低熔化溫度柔性焊劑合金，進(jìn)一步包括按重 量計(jì)約0.01%至約3.0%的至少一種選自下列的摻雜劑鋅(Zn)、鎳(Ni)、 鐵(Fe)、鈷(Co)、鍺(Ge)、磷(P)、鋁(A1)、銻(Sb)、鎘(Cd)、碲(Te)、鉍 (Bi)、鉑(Pt)、稀土元素和它們的組合，以改善抗氧化性并增加物理性 質(zhì)和抗熱疲勞性。
7. 權(quán)利要求6所述的低熔化溫度柔性焊劑合金，其中所述稀土元 素選自鈰(Ce)、鑭(La)、鐠(Pr)、釹(Nd)、钷(Pm)、釤(Sm)、銪(Eu)、釓 (Gd)、鋱(Tb)、鏑(Dy)、鈥(Ho)、鉺(Er)、銩(Tm)、鐿(Yb)、镥(Lu)、錒 (Ac)、釷(Th)、鏷(Pa)和它們的組合。
8. 低熔化溫度柔性焊劑合金，其包括按重量計(jì)約89.7%至約 94.499°/。的錫、按重量計(jì)約3.5%至約6.0%的銀、按重量計(jì)約0.0%至約 0.3%的銅、以及按重量計(jì)約2.001%至約4.0%的銦。
9. 權(quán)利要求8所述的低熔化溫度柔性焊劑合金，其中所述合金包 括按重量計(jì)至多大約3.0%的銦。
10. 權(quán)利要求8所述的低熔化溫度柔性焊劑合金，其中所述合金包 括按重量計(jì)至多大約2.5%的銦。
11. 權(quán)利要求8所述的低熔化溫度柔性焊劑合金，其中所述合金進(jìn) 一步包括痕量的雜質(zhì)。
12. 權(quán)利要求8所述的低熔化溫度柔性焊劑合金，其中所述合金不 包括痕量的雜質(zhì)。
13. 權(quán)利要求8所述的低熔化溫度柔性焊劑合金，進(jìn)一步包括按重 量計(jì)約0.01%至約3.0%的至少一種選自下列的摻雜劑鋅(Zn)、鎳(Ni)、 鐵(Fe)、鈷(Co)、鍺(Ge)、磷(P)、鋁(A1)、銻(Sb)、鎘(Cd)、碲(Te)、鉍 (Bi)、鉑(Pt)、稀土元素和它們的組合，以改善抗氧化性并增加物理性 質(zhì)和抗熱疲勞性。
14. 權(quán)利要求13所述的低熔化溫度柔性焊劑合金，其中所述稀土 元素選自鈰(Ce)、鑭(La)、鐠(Pr)、釹(Nd)、钷(Pm)、釤(Sm)、銪(Eu)、 軋(Gd)、鋱(Tb)、鏑(Dy)、鈥(Ho)、鉺(Er)、銩(Tm)、鐿(Yb)、镥(Lu)、 錒(Ac)、釷(Th)、鏷(Pa)和它們的組合。
全文摘要
低熔化溫度柔性焊劑被公開(kāi)。在一個(gè)具體的示例性實(shí)施方式中，低熔化溫度柔性焊劑合金包括按重量計(jì)約91.5％至約97.998％的錫、按重量計(jì)約0.001％至約3.5％的銀、按重量計(jì)約0.0％至約1.0％的銅、以及按重量計(jì)約2.001％至約4.0％的銦。
文檔編號(hào)C22C13/00GK101351297SQ200680032609
公開(kāi)日2009年1月21日 申請(qǐng)日期2006年9月26日 優(yōu)先權(quán)日2005年9月26日
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