(57)【要約】【課題】金属ベース基板を用いる実装構造体でも、最高１５０℃の高温環境における耐熱疲労特性に優れたはんだ継ぎ手を実現するはんだ合金を提供すること。【解決手段】Ｓｎ、Ａｇ、Ｂｉ、Ｉｎ、Ｃｕからなるはんだ合金であって、それぞれの含有率(質量％)を［Ｓｎ］、［Ａｇ］、［Ｂｉ］、［Ｉｎ］、［Ｃｕ］と表すとき、１．０≦［Ａｇ］≦４．０の範囲のＡｇと、０．５≦［Ｃｕ］≦１．２の範囲のＣｕと、０．５≦［Ｃｕ］≦１．０のとき、６．７４−１．５５×［Ｃｕ］≦［Ｉｎ］≦６．５、１．０＜［Ｃｕ］≦１．２のとき、５．１６８≦［Ｉｎ］≦６．５の範囲のＩｎと、１．５≦［Ｂｉ］≦３．０の範囲のＢｉとを含み、残部はＳｎからなることを特徴とするはんだ合金である。【選択図】  図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｇ、Ｂｉ、ＩｎおよびＣｕを含有して、残部がＳｎから成り、以下の式：
１．０≦［Ａｇ］≦４．０
０．５≦［Ｃｕ］≦１．２
１．５≦［Ｂｉ］≦３．０
（式中、［Ａｇ］、［Ｃｕ］および［Ｂｉ］は、それぞれＡｇ、ＣｕおよびＢｉの含有率（質量％）を表す）
を満たし、０．５≦［Ｃｕ］≦１．０のとき、以下の式：
６．７４−１．５５×［Ｃｕ］≦［Ｉｎ］≦６．５
を満たし、１．０＜［Ｃｕ］≦１．２のとき、以下の式：
５．１６８≦［Ｉｎ］≦６．５
を満たす（式中［Ｉｎ］は、Ｉｎの含有率（質量％）を表す）、はんだ合金。
【請求項２】
Ｂｉ、およびＩｎが、以下の式：
２．０≦［Ｂｉ］≦３．０
８．０≦［Ｉｎ］＋［Ｂｉ］
をさらに満たす、請求項１に記載のはんだ合金。
【請求項３】
Ｓｎの一部がＳｂに置換されており、Ｓｂが、
０．５≦［Ｓｂ］≦１．２５
を満たす（式中［Ｓｂ］は、Ｓｂの含有率（質量％）を表す）、請求項１または２に記載のはんだ合金。
【請求項４】
金属ベース基板への電子部品のはんだ付けに用いられる、請求項１〜３のいずれかに記載のはんだ合金。
【請求項５】
電子部品の部品電極と、金属ベース基板の基板電極とが、請求項1〜４のいずれかに記載のはんだ合金によってはんだ付けされている、実装構造体。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主として回路形成された金属ベース基板への電子部品のはんだ付けに用いられる鉛フリーはんだ合金と、該はんだ合金を用いた実装構造体とに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、照明機器分野では、省エネの観点から発光ダイオード(Ｌｉｇｈｔ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｄｉｏｄｅ, ＬＥＤ)の採用が進んでいる。ＬＥＤチップは、従来の蛍光灯や白熱電球と異なり、基板上にはんだ付けされ、ＬＥＤ基板を形成する。ＬＥＤ基板のはんだ付けには、融点、濡れ性、耐熱疲労特性などの観点から、Ｓｎ−Ａｇ系はんだが広く用いられており、標準鉛フリーはんだ合金としてＳｎ−３．０質量％Ａｇ−０．５質量％Ｃｕが広く用いられている。
【０００３】
ＬＥＤは発光の際に熱を発するため、ＬＥＤチップの使用の際にはＬＥＤ基板に温度上昇が生じる。ＬＥＤの発光効率の進化に伴い、発生する熱は大きくなってきている。しかしながら、一般的なＬＥＤチップの耐熱温度は１５０℃以下であるため、ＬＥＤ基板は高い放熱性を有することが好ましく、近年、放熱性に加えてコストおよび重量の観点から、ベース金属として銅やアルミを用いる金属ベース基板の開発が進んでいる。
【０００４】
金属ベース基板とは、ベース金属の上に絶縁樹脂層を介して金属層を配置することにより、回路がベース金属の上に形成されるようにした基板をいう。金属ベース基板は、一般的な回路基板であるガラスエポキシ基板と比較して優れた放熱性を有する一方で、ガラスエポキシ基板よりも大きな線膨張係数を有する。このため、線膨張係数の小さいＬＥＤチップのような電子部品がはんだ付けされた金属ベース基板において、電子部品と金属ベース基板との間に大きな線膨張係数差が生じる。このような実装構造体における線膨張係数差は、ガラスエポキシ基板に電子部品がはんだ付けされて成る実装構造体の線膨張係数差と比較して大きいため、ガラスエポキシ基板を用いた場合よりも低い温度から金属ベース基板上の基板電極とＬＥＤチップの部品電極の間を接合するはんだ材料に大きな熱応力がかかってしまう。
【０００５】
そのため、金属ベース基板へのＬＥＤチップのはんだ付けに用いる鉛フリーはんだ合金には、１５０℃における耐熱疲労特性に加え、低い温度から発生する大きな応力への耐性が求められる。しかしながら、従来のはんだ合金には、このような厳しい環境で使用するための特性が十分に備わっていない。
【０００６】
従来の耐熱疲労特性に優れる鉛フリーはんだ材料として、特許文献１には、Ｐを含むＮｉめっきの上にＡｕめっきを有するＡｕ電極のはんだ付けに用いられるはんだ材料であって、 
前記はんだ材料におけるＡｇ、Ｂｉ、Ｃｕ、Ｉｎの含有率（質量％）をそれぞれ［Ａｇ］、［Ｂｉ］、［Ｃｕ］、［Ｉｎ］とすると、 
０．３≦［Ａｇ］＜４．０のＡｇ（ただし、Ａｇが０．５質量％、１．０質量％の場合は除く）と、 
０≦［Ｂｉ］≦１．０のＢｉと、
０．２≦［Ｃｕ］≦１．２のＣｕとを含み、
０．２≦［Ｃｕ］＜０．５の範囲内では、
６．０≦［Ｉｎ］≦６．８の範囲内のＩｎを含み、
０．５≦［Ｃｕ］≦１．０の範囲内では、
５．２＋（６−（１．５５×［Ｃｕ］＋４．４２８））≦［Ｉｎ］≦６．８の範囲内のＩｎを含み、
１．０＜［Ｃｕ］≦１．２の範囲内では、
５．２≦［Ｉｎ］≦６．８の範囲内のＩｎを含み、
残部は、８７質量％以上のＳｎのみであることを特徴とする、鉛フリーはんだ合金が記載されている。
【０００７】
また、特許文献２には、Ｓｎ−Ａｇ−Ｂｉ系合金にＣｕ、Ｉｎを添加するＳｎ−Ａｇ−Ｂｉ−Ｉｎ−Ｃｕの構成の鉛フリーはんだとして、Ｓｎ，Ｂｉ，Ａｇ，Ｃｕ，Ｉｎの組成比が、
１．０重量％≦Ｂｉ≦１２．０重量％
０．５重量％≦Ａｇ≦６．０重量％
０．１重量％≦Ｃｕ≦３．０重量％
０．５重量％≦Ｉｎ≦１０．０重量％
であり、残部が実質的に錫からなることを特徴とする鉛フリーはんだ合金が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特許第５７３２６２７号公報
【特許文献２】特開平１０−３１４９８０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
特許文献１に記載の鉛フリーはんだ合金は、Ａｇ、Ｂｉ、ＣｕおよびＩｎを任意の含有率で有し、残部がＳｎのみであるはんだ合金であって、Ａｕ基板電極をはんだ付けした際に生じるはんだのＩｎ含有率の減少を防止するためのものである。このはんだ合金は、ガラスエポキシ基板へのＬＥＤのはんだ付けには問題なく使用されると考えられるが、金属ベース基板へのＬＥＤのはんだ付けに用いる場合に生じる大きな線膨張係数差に対して何ら対策が講じられていないため、１５０℃の温度においても耐熱疲労特性を維持することは難しいと思われる。
【００１０】
特許文献２には、鉛フリーはんだ合金がＳｎ−Ｐｂ系はんだ合金と同程度の融点と、優れた濡れ性と、機械的強度とを有することを目的としたＳｎ，Ｂｉ，Ａｇ，Ｃｕ，Ｉｎの含有率の範囲が開示されている。特に、Ｃｕ、Ｉｎは、はんだ材料の溶融温度を下げるとともに、はんだ融液の濡れ性を改善することを目的として添加されている。このはんだ合金は、ガラスエポキシ基板へのＬＥＤのはんだ付けには問題なく使用されると考えられるが、金属ベース基板へのＬＥＤのはんだ付けに用いる場合に生じる大きな線膨張係数差に対して何ら対策が講じられていないため、１５０℃の温度においても耐熱疲労特性を維持することは難しいと思われる。
【００１１】
従って、金属ベース基板へのＬＥＤチップのはんだ付けに従来のはんだ合金を用いた場合、はんだ合金の耐熱疲労特性が１５０℃の温度において維持されないために、ＬＥＤチップの出力の抑制や、小サイズのＬＥＤチップの使用によって、熱応力を小さくする必要があったため、ＬＥＤチップの性能を十分に発揮できないという問題があった。
【００１２】
本発明は、金属ベース基板への電子部品のはんだ付けに用いた場合でも、最高１５０℃の高温環境において優れた耐熱疲労特性を維持するはんだ合金を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明の１つの要旨によれば、
Ａｇ、Ｂｉ、ＩｎおよびＣｕを含有して、残部がＳｎから成り、以下の式： 
１．０≦［Ａｇ］≦４．０      （１）
０．５≦［Ｃｕ］≦１．２      （２）
１．５≦［Ｂｉ］≦３．０      （３）
（式中、［Ａｇ］、［Ｃｕ］および［Ｂｉ］は、それぞれＡｇ、ＣｕおよびＢｉの含有率（質量％）を表す）
を満たし、０．５≦［Ｃｕ］≦１．０のとき、以下の式：
６．７４−１．５５×［Ｃｕ］≦［Ｉｎ］≦６．５      （４）
を満たし、１．０＜［Ｃｕ］≦１．２のとき、以下の式：
５．１６８≦［Ｉｎ］≦６．５      （５）
を満たす（式中［Ｉｎ］は、Ｉｎの含有率（質量％）を表す）、はんだ合金が提供される。
【００１４】
本発明の１つの態様において、はんだ合金は以下の式：
２．０≦［Ｂｉ］≦３．０      （６）
８．０≦［Ｉｎ］＋［Ｂｉ］      （７）
をさらに満たす。
【００１５】
本発明の１つの態様において、はんだ合金はさらにＳｂを含有して、以下の式：
０．５≦［Ｓｂ］≦１．２５      （８）
を満たす（式中［Ｓｂ］は、Ｓｂの含有率（質量％）を表す）。
【００１６】
本発明の１つの態様において、はんだ合金は、金属ベース基板への電子部品のはんだ付けに用いられる。
【００１７】
本発明の別の要旨によれば、
電子部品の部品電極と、金属ベース基板の基板電極とが、上記態様のいずれかに記載のはんだ合金によってはんだ付けされている、実装構造体が提供される。
【００１８】
尚、本明細書中、はんだ合金を構成する元素記号に［  ］を付したものは、はんだ合金中の当該元素の含有率（質量％）を意味するものとする。
【００１９】
尚、本発明において「はんだ合金」とは、その金属組成が、列挙した金属で実質的に構成されている限り、不可避的に混入する微量金属を含んでいてもよい。はんだ合金は、任意の形態を有し得、例えば単独で、または金属以外の他の成分（例えばフラックスなど）と一緒に、はんだ付けに使用され得る。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、Ｓｎ、Ａｇ、Ｂｉ、Ｉｎ、Ｃｕ、およびＳｂを含むはんだ合金において、Ｓｎを除く各元素につき所定の含有率を選択すること、さらには、Ｂｉ含有率が１．５重量％以上、３．０質量％以下、Ｃｕ含有率が０．５質量％以上、１．２質量％以下であること、特には、０．５≦［Ｃｕ］≦１．０のときＩｎ含有率が式（４）を、１．０＜［Ｃｕ］≦１．２のときＩｎ含有率が式（５）を満たすこと、より特には、Ｂｉ含有率およびＩｎ含有率が式（７）を満たすことによって、アルミニウムや銅を基材とする金属ベース基板への、一部をセラミックで構成された電子部品のはんだ付けに用いた場合でも、１５０℃の温度において優れた耐熱疲労特性を維持するはんだ合金が提供される。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】図１は、従来例における鉛フリーはんだ合金の組織状態を表す図である。
【図２】図２は、本発明の実施の形態の鉛フリーはんだ合金の組織状態を表す図である。
【図３】図３は、本発明の実施の形態のはんだ合金の室温における機械的特性を表す図である。
【図４】図４は、本発明の実施の形態のはんだ合金の１５０℃における機械的特性を表す図である。
【図５】図５は、本発明の実施の形態のはんだ合金の室温における機械的特性を表す図である。
【図６】図６は、本発明の実施の形態のはんだ合金の１５０℃における機械的特性を表す図である。
【図７】図７は、本発明の実施の形態のはんだ合金の室温における機械的特性を表す図である。
【図８】図８は、本発明の実施の形態のはんだ合金の１５０℃における機械的特性を表す図である。
【図９】図９は、本発明の実施の形態のはんだ合金の信頼性試験を実施する実装構造体を表す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本発明者らは、室温以下の温度および１５０℃の温度での機械的特性と組織状態について研究開発を行った結果、主成分をＳｎとする鉛フリーはんだ合金において、Ｉｎ、Ｃｕ、Ｂｉのそれぞれを所定の量で含有させることにより、これまで達成されなかった機械的特性の改善が実現することを新たに見出した。以下に主成分をＳｎとする鉛フリーはんだ合金において、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｃｕ、ＡｇおよびＳｂを、本発明で規定する含有率で含むことによる有利な効果を記載する。
【００２３】
(Ｉｎ含有率、Ｂｉ含有率)
Ｓｎを主成分とするはんだ合金において、Ｉｎ含有率が約１５質量％以下の低Ｉｎ含有率領域において、室温付近の温度でＩｎがＳｎに固溶した合金相であるβ‐Ｓｎ相が形成される。図１はＳｎ、Ｉｎを含む従来のはんだ合金の組織状態を表す図であり、図中、白抜きで示される領域がβ‐Ｓｎ相を表している。
【００２４】
本明細書において「固溶」とは、母金属の結晶格子中の一部が固溶元素に原子レベルで置き換わる現象である。固溶が生じている結晶構造では、母金属元素と固溶元素の原子径の差により母元素の結晶格子にひずみが生じており、このひずみによって、応力負荷時の転移などの結晶欠陥の移動が抑制されるため、固溶が生じることにより合金の強度は向上する。一方、応力負荷時の延性は低下する。固溶によるはんだ合金の強度向上は、固溶元素の含有率が大きいほど大きくなる。
【００２５】
Ｓｎ系はんだにＩｎを所定の含有率になるように固溶させた場合、温度が１００℃を越えた頃から、異なる構造のγ相（ＩｎＳｎ４）への相変態が生じる。つまり、異なる２相が共存する２相共存状態（γ＋β‐Ｓｎ）となる（図１右）。この２相共存状態になることで粒界においてすべりが生じやすくなるため、Ｓｎ系はんだにＩｎを所定の含有率になるように固溶させた合金は１００℃を越える温度において延性の向上を示す。
【００２６】
Ｓｎ系はんだにおけるＩｎ含有率が所定の含有率よりも大きい場合にはγ相への相変態が過剰に生じる。この場合、γ相とβ−Ｓｎ相の結晶格子構造の体積が異なるため、繰り返し熱サイクルがかかることではんだ合金の自己変形が生じる。この自己変形は、はんだ接合部の内部における破断や、隣り合うはんだ接合部間の短絡の原因となるため、合金において過剰な相変態が生じることは好ましくない。
【００２７】
Ｓｎ系はんだにＩｎを所定の含有率になるように固溶させると、１００℃を越える温度における延性が向上することに加えて、はんだ合金の強度もまた高まる。しかしながら、１００℃を越える温度環境で使用する場合には、上記の過剰な相変態が生じ得るという理由から、Ｉｎ含有率を増加させることによる強度の向上には限界がある。本発明のはんだ合金において過剰な相変態を生じることなく、はんだ合金の１００℃を越える温度における延性を向上させ、加えてはんだ合金の強度を高めることができるＩｎ含有率は、好ましくは５．１６８質量％以上、より好ましくは５．３質量％以上であり、かつ６．５質量％以下、より好ましくは６．２質量％以下である。
【００２８】
本発明者らはこの問題に対して研究開発を重ねた結果、Ｂｉ元素を合金に所定の範囲で含有させることによって、この問題を解決することができること、加えて高温における延性をさらに向上させることができることを新たに見出した。
【００２９】
Ｂｉは、Ｉｎと同様に、Ｓｎが主成分のはんだ合金に一定量固溶する。ＢｉおよびＩｎの固溶によって強度が向上する一方、通常は延性の低下を招く。
【００３０】
図２は、本実施の形態における、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｂｉを含むはんだ合金の組織状態を表す図である。室温付近の低温では、一定量のＢｉはβ‐Ｓｎ相に均一に固溶する（図２左）。そのため、Ｉｎと同様に鉛フリーはんだ合金の強度を向上させる。室温においてＢｉが偏析することなくβ‐Ｓｎ相に固溶する場合の、はんだ合金のＢｉ含有率は３．０質量％以下である。また、はんだ合金のＢｉ含有率が１．５質量％以上、好ましくは２．０質量％以上であることで、有利な強度の向上効果を得ることができる。
【００３１】
１００℃を越える温度においては、β‐Ｓｎ相の一部がγ相に相変態を生じるが、この場合においてＢｉはγ相には固溶せず、γ相に相変態していないβ‐Ｓｎ相にのみ固溶する（図２右）。そのため、γ相に相変態していないβ‐Ｓｎ相に固溶するＢｉが増えるため、β‐Ｓｎ相の強度がより高くなる。このようにしてβ‐Ｓｎ相とγ相との間の強度の差異が広がることによって、上述した粒界におけるすべりが生じやすくなるため、高温での延性が予想に反して大きくなることが明らかになった。
【００３２】
（Ｃｕ含有率）
Ｃｕをはんだ合金に含有させることによって、はんだ付け時の融点を低下させることができ、また、被接合材の材質の選択性を向上させることもできる。
【００３３】
はんだ付けにおける被接合体としては、母材のＣｕまたはＮｉに、各種めっきやプリフラックス処理を施したものが主である。被接合体の母材がＮｉの場合、Ｉｎを含むはんだ合金を用いてはんだ付けを行うと、はんだ合金に含まれるＩｎの一部が界面反応層（Ｎｉ３Ｓｎ４）に取り込まれる。これにより、はんだ付け後のはんだ接合部の機械的特性に変化が生じてしまうため、母材がＮｉの被接合体のはんだ付けには、界面反応層に取り込まれる量だけＩｎを予め多く含有させたはんだ合金を用いる必要がある。しかしながら、実際の回路基板においては、一枚の回路基板上に様々な電子部品が搭載されるため、母材がＣｕ、Ｎｉそれぞれの電子部品が搭載される場合には、Ｉｎ含有率の予めの調整は困難である。
【００３４】
本発明では、はんだ合金に一定量のＣｕを含有しており、これにより、はんだ付け時に界面反応層にＣｕ６Ｓｎ５系の合金層が形成される。この合金層によってＩｎの取り込みを防ぐことができ、はんだ合金の被接合材の選択性を向上させることができる。上記方法によってＩｎの取り込みを防ぐために好ましいＣｕ含有率は０．５質量％以上であり、Ｃｕ含有率の上限は好ましくは１．２質量％である。このような上限とすることで、はんだ付け時のはんだのぬれ広がりが維持される。
【００３５】
したがって、本発明のはんだ合金において好ましいＣｕ含有率の範囲は式（２）で示される。
０．５≦［Ｃｕ］≦１．２      （２）
【００３６】
Ｉｎの取り込みによるはんだ合金のＩｎ含有率の減少は、基板電極と部品電極の両方の母材がＮｉである場合に最も顕著である。このような場合においてＣｕ含有率が
０．５≦［Ｃｕ］≦１．０    
の範囲にあるとき、（Ｉｎ減少率）は、
（Ｉｎ減少率）＝１．５７２−１．５５×（Ｃｕ含有率）      （９）
で表される。本明細書中、元素の減少率とは（減少前のはんだ合金中の当該元素の含有率）−（減少後のはんだ合金中の当該元素の含有率）を意味するものとする。
【００３７】
Ｃｕ含有率が
１．０＜［Ｃｕ］≦１．２    
である場合において、はんだ合金のＩｎ含有率の減少はほとんど起こらないことが分かっている。
【００３８】
はんだ合金は、いずれの被接合体を接合する場合であっても信頼性を確保することが求められる。Ｉｎ含有率の減少が最も顕著になる場合でも信頼性を維持するために、Ｉｎ含有率の減少が生じる０．５≦［Ｃｕ］≦１．０の範囲では、はんだ合金の（Ｉｎ含有率の最小値）は、上記（Ｉｎ含有率の減少率）を考慮して、次の式（１０）で示される。
（Ｉｎ含有率最小値）＝５．１６８＋（１．５７２−１．５５×[Ｃｕ]）
＝６．７４−１．５５×［Ｃｕ］      （１０）
【００３９】
いずれの被接合体を接合する場合であってもはんだ合金の信頼性を確保するために、はんだ合金中で固溶を生じ得る元素の含有率が８．０質量％を上回ることが好ましい。
【００４０】
したがって、本発明のはんだ合金においてＩｎ含有率およびＢｉ含有率は式（７）を満たすことが好ましい。
８．０≦［Ｉｎ］＋［Ｂｉ］      （７）
したがって、Ｉｎ含有率の減少が生じる０．５≦［Ｃｕ］≦１．０の範囲において、以下の式：
８．０≦６．７４−１．５５×［Ｃｕ］+［Ｂｉ］      （１１）
が成立する。
【００４１】
したがって、本発明のはんだ合金において好ましいＣｕ含有率およびＢｉ含有率はそれぞれ、
０．５≦［Ｃｕ］≦１．２      （２）
１．５≦［Ｂｉ］≦３．０      （３）
であり、より好ましくは
０．５≦［Ｃｕ］≦１．２      （２）
２．０≦［Ｂｉ］≦３．０      （６）
である。本発明のはんだ合金において好ましいＩｎ含有率は、０．５≦［Ｃｕ］≦１．０のとき
６．７４−１．５５×［Ｃｕ］≦［Ｉｎ］≦６．５      （４）
であり、１．０＜［Ｃｕ］≦１．２のとき
５．１６８≦［Ｉｎ］≦６．５      （５）
である。さらに、より好ましくは、本発明のはんだ合金のＩｎ含有率およびＢｉ含有率は式（７）
８．０≦［Ｉｎ］＋［Ｂｉ］      （７）
を満たす。
【００４２】
（Ａｇ含有率）
本発明のはんだ合金は、はんだ合金中にＡｇ３ＳｎまたはＡｇ２Ｉｎの形でＡｇを含む。Ａｇをはんだ合金に含有させることにより、はんだ付け時のぬれ性を改善することができ、加えて、融点を低下させることができる。
【００４３】
リフローはんだ付けによりはんだ合金を均一に溶融させるためには、はんだ合金の液相線温度よりも１０℃以上高い温度をリフローピーク温度とすることが好ましい。電子部品の耐熱温度を考慮すると、リフローピーク温度は２４０℃以下とすることが好ましく、そのため、はんだ合金の液相線温度は２３０℃以下であることが好ましい。本発明のはんだ合金において、この液相線温度を達成するために好ましいＡｇ含有率の範囲は、
１．０≦［Ａｇ］≦４．０      （１）
である。
Ａｇ含有率が上記範囲にあることにより、はんだ合金の液相線温度とリフローピーク温度との間に１０℃以上の差が生じず、リフローはんだ付けによってはんだ合金を均一に溶融させることができる。
【００４４】
（Ｓｂ含有率）
Ｓｎを主成分とし、Ｉｎを含有するはんだ合金にＳｂを含有させることにより、β‐Ｓｎ相とγ相の相変態が生じる温度を上昇させることができる。繰り返し熱サイクルによってＬＥＤチップ内のＬＥＤのダイボンド部が劣化することで、万が一、放熱量増大が生じた場合であっても、Ｓｂを含有することにより相変態が過剰に生じないため、はんだ継ぎ手部の劣化を防止することができる。本発明のはんだ合金で、相変態が生じる温度を上昇させるために好ましいＳｂ含有率の範囲は、
０．５≦［Ｓｂ］≦１．２５      （８）
である。この範囲を下回ると、相変態が生じる温度が十分に上昇せず、はんだ継ぎ手部の劣化を防止することができない。この範囲を上回ると、はんだ合金中のＩｎとＳｂが化合物ＩｎＳｂを形成してしまい、延性の低下が生じる。
【実施例】
【００４５】
（実施例１）
Ｓｎを主成分とするはんだ合金の強度及び１５０℃における伸びに与えるＢｉ含有率の影響を明確にするために、本発明のはんだ合金を、以下に示す方法により作製し、試験した。
【００４６】
作製
はんだ合金に含まれる元素を、［Ａｇ］、［Ｂｉ］、［Ｉｎ］、［Ｃｕ］がそれぞれ３．５、０．５〜４．０、６．０、０．８であり、残部がＳｎであるように、かつ合計で１００ｇとなるように秤量した。
【００４７】
秤量したＳｎを、セラミック製のるつぼ内に投入し、るつぼを窒素雰囲気で５００℃の温度に調整された電気式ジャケットヒータの中に設置した。各元素を融点の低い順に投入し、１種投入する毎に３分間の攪拌を行った。全構成元素を投入した後、るつぼを電気式ジャケットヒータから取り出し、２５℃の水で満たされた容器に浸漬し、冷却を行うことにより、はんだ合金を作製した。
【００４８】
試験
作製したはんだ合金を再度るつぼに投入し、電気式ジャケットヒータで２５０℃に加熱して溶融させ、引張試験片形状に加工されたグラファイト製の鋳型に流し込むことで引張試験片を作製した。引張試験片は、直径３ｍｍ、長さ１５ｍｍのくびれ部を有する丸棒形状とした。作製した引張試験片の機械的特性（引張強度と伸び）を評価するために、引張試験機を用いて室温および１５０℃における引張試験を行った。結果を表１、図３および図４に示した。
【表１】
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【００４９】
表１に示すように、Ｂｉを含有する従来例１、従来例２、実施例１−１、１−２、比較例１−２の引張強度はいずれも、Ｂｉを含有しない比較例１−１の引張強度よりも大きくなった。一方、比較例１−１と比較して伸びが大きく低下した、Ｂｉ含有率が４．０質量％の比較例１−２は、脆性的な破壊を呈した。Ｂｉ含有率が０．５〜３．０質量％の従来例１、従来例２、実施例１−１、１−２の伸びには顕著な低下は見られなかった。
【００５０】
表１に示すように、Ｂｉを含有させた従来例１、従来例２、実施例１−１、１−２、比較例１−２の１５０℃における引張強度には、Ｂｉを含有しない比較例１−１の１５０℃引張強度と比較した大きな変化は見られなかった。一方、Ｂｉを含有させた従来例１、従来例２、実施例１−１、１−２、比較例１−２の１５０℃における伸びには、比較例１−１の１５０℃における伸びからの増加が見られた。特に、Ｂｉ含有率が２．０質量％以上の場合で１５０℃における伸びの増加は顕著であった。
【００５１】
（実施例２）
次に、Ｓｎを主成分とするはんだ合金の引張強度及び１５０℃における伸びに与えるＩｎ含有率の影響を明確にするために、［Ａｇ］、［Ｂｉ］、［Ｉｎ］、［Ｃｕ］がそれぞれ３．５、２．０、５．０〜７．０、０．８または０．５であり、残部がＳｎであるように各元素を秤量し、実施例１と同様の方法ではんだ合金を作製した。作製したはんだ合金を実施例１と同様の方法で試験した結果を表２、図５および図６に示した。
【表２】
2017213596.tif 000004
【００５２】
表２に示すように、Ｉｎ含有率の増大に伴って引張強度が増加した。一方、伸びにはＩｎ含有率の増大に伴う顕著な低下は見られなかった。
【００５３】
表２に示すように、Ｉｎ含有率の増大に伴って１５０℃における引張強度が増加した。比較例２−１および２−２の伸びが従来例１および２よりも低下するのに対し、実施例２−１〜２−３では従来例１および２と比較して高い値を示した。
【００５４】
（実施例３）
次に、Ｉｎ含有率が、Ｂｉ含有率が３．０であるＳｎを主成分とするはんだ合金の強度及び高温での延性に与える影響を明確にするために、［Ａｇ］、［Ｂｉ］、［Ｉｎ］、［Ｃｕ］がそれぞれ３．５、３．０、５．０〜７．０、０．８または０．５であり、残部がＳｎであるように各元素を秤量し、実施例１と同様の方法ではんだ合金を作製した。作製したはんだ合金を実施例１と同様の方法で試験した結果を表３、図７および図８に示した。
【表３】
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【００５５】
表３に示すように、Ｉｎ含有率の増大に伴って引張強度が増加した。一方、伸びにはＩｎ含有率の増大に伴う顕著な低下は見られなかった。
【００５６】
表３に示すように、Ｉｎ含有率の増大に伴って１５０℃における引張強度が増加した。Ｉｎ含有率が５．０〜６．０においては、Ｉｎ含有率の増大に伴う１５０℃における伸びの著しい増加が見られたが、Ｉｎ含有率が６．０を越えたものには著しい減少が見られた。
【００５７】
上記（実施例１）〜（実施例３）において、Ｉｎ含有率とＢｉ含有率がはんだ合金の特性に与えた効果を以下に考察する。
【００５８】
Ｂｉ含有率が増えるにつれて、室温における引張強度が上昇した。Ｂｉ含有率の増加に伴いβ‐Ｓｎ相に固溶するＢｉ量が増加し、β‐Ｓｎ相が強固になったためであると考えられる。一方、室温における伸びは、Ｂｉ含有率が３．０質量％以下のものにおいてほとんど変化はなく、Ｂｉ含有率が３．０質量％を上回るものにおいて低下した。これはＢｉの偏析が生じたためであると考えられる。
【００５９】
Ｂｉ含有率が増えることによる、１５０℃における引張強度の向上はほとんど見られなかった。これはＢｉがβ‐Ｓｎ相にのみ固溶しているため、γ相の強度に影響を与えなかったためであると考えられる。一方、Ｂｉ含有率が２．０〜３．０質量％の合金の１５０℃における伸びに関しては、Ｉｎ含有率が５．５〜６．５質量％の場合には室温と比較して向上したが、Ｉｎ含有率が５．０または７．０質量％の場合には室温と比較して必ずしも向上しなかった。このことについては次のように考えられる。
【００６０】
Ｓｎを主成分とし、Ｉｎを含有するはんだ合金の１５０℃の温度における伸びの向上には、β‐Ｓｎ相とγ相とが１５０℃の温度で共存することにより生じる粒界すべりが影響していることが明らかになっている。このようなはんだ合金にＢｉが含有されているとき、昇温にともなってγ相が生じた場合であっても、Ｂｉはβ‐Ｓｎ相にのみ固溶するため、β‐Ｓｎ相中のＢｉ濃度が上がり、β‐Ｓｎ相の強度のみが向上する。このようにしてβ‐Ｓｎ相−γ相間の強度の差異が広がることにより、粒界すべりが促進されるため、昇温にともなって伸びが向上する。上記実施例１〜３において見られたＢｉ含有率が２．０〜３．０質量％の合金の１５０℃における伸びの向上は、この粒界すべりの促進に起因するものであると考えられる。一方、Ｉｎ含有率が５．０質量％および７．０質量％のとき、伸びは必ずしも向上しなかった。これはβ‐Ｓｎ相に対するγ相の割合が少なすぎるかまたは多すぎるため、Ｉｎ含有率が５．５〜６．５質量％の場合と比較して２相間の粒界が少なく、上記粒界すべりの促進に起因する伸びの向上が効果的に得られなかったためであると考えられる。
【００６１】
（実施例４）
Ｓｎを主成分とするはんだ合金を用いて、電子部品を金属ベース基板にはんだ付けした実装構造体において、Ｂｉ含有率とＩｎ含有率とが耐熱疲労特性に与える影響を評価するために、耐熱疲労特性の試験に用いるための実装構造体を以下に示す方法により作製した。
【００６２】
作製
［Ａｇ］、［Ｂｉ］、［Ｉｎ］、［Ｃｕ］がそれぞれ３．５、０．５〜３．５、５．０〜７．０、０．８であり、残部がＳｎであるように各元素を秤量し、実施例１と同様の方法ではんだ合金を作製した。作製したはんだ合金を、数１０μｍのはんだ粉に加工し、はんだ粉とフラックスとを重量比が９０：１０となるように秤量し、それらを混練してはんだペーストを作製した。
【００６３】
厚さ１５０μｍのメタルマスクを用いて回路基板電極１０２を、金属基材１０１の上に絶縁層を介して備えた。作製したはんだペーストを、厚さ１．６ｍｍの金属ベース基板１００上の基板電極１０２に印刷した。印刷したはんだペースト上に、１６０８サイズ（１．６ｍｍ×０．８ｍｍ）のチップ抵抗１０３を接合し、最高２４０℃の温度条件でリフロー加熱を行い、はんだ継ぎ手部１０５を形成することで実装構造体を作製した。金属ベース基板１００の基板電極１０２の母材はＣｕ、金属基材１０１の母材はアルミニウムであった。
【００６４】
はんだ合金の信頼性試験を実施するために上記のように製造された実装構造体を図９に示した。１００は金属ベース基板、１０１は金属基材、１０２は回路基板電極、１０３はチップ抵抗、１０４は部品電極、１０５ははんだ継ぎ手部、１０６は絶縁層を示している。
【００６５】
試験
信頼性試験を、低温側−４０℃、高温側１５０℃で、各３０分ずつの繰り返し熱サイクルを負荷することにより行った結果を表４に示した。熱サイクルを負荷するごとに抵抗値を測定し、抵抗値が２倍以上に上昇したサイクル数を寿命とした。判定基準欄には、２０００サイクルで抵抗値の上昇が見られなかったものに○を、２５００サイクルで抵抗値の上昇が見られなかったものに◎を記載している。また、先行文献で見られた、Ｓｎを主成分とし、Ｉｎを含有するはんだ合金の相変態による変形に関して、２０００サイクルでの変形の有無を併せて評価した。
【表４】
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【００６６】
表４に示すように、従来例４−１〜４−４については寿命が２０００サイクル以下であるのに対して、実施例４−１〜４−１２では、寿命がいずれも２０００サイクル以上であった。［Ａｇ］、［Ｂｉ］、［Ｉｎ］、［Ｃｕ］がそれぞれ３．５、２．０〜３．０、５．５〜６．５、０．８であり、残部がＳｎである実施例４−５〜４−１２の寿命は、２５００サイクル以上と特に優れていた。一方、比較例４−２、４−５が示すように、Ｉｎ含有率が５．５〜６．５質量％であっても、Ｂｉ含有率が１．０質量％以下であると、寿命は２０００サイクルを下回った。これは、Ｂｉの量が少なすぎたために、得られる機械的特性の向上が小さかったためと考えられる。また、比較例４−１６、４−１７、４−１８が示すように、Ｉｎ含有率が５．５〜６．５質量％であっても、Ｂｉ含有率が３．５質量％以上であると、機械的特性の向上効果は得られるものの寿命は２０００サイクルを下回った。これは、Ｂｉの量が多すぎたために、繰り返し高温に晒されたことによってＢｉが結晶粒界に偏析し、経時的に延性が低下したためであると考えられる。
【００６７】
表４に示すように、Ｉｎ含有率が５．０質量％の比較例４−１、４−４、４−７、４−９、４−１１、４−１３、４−１５では、Ｂｉの含有率に関わらず寿命が２０００サイクルを下回った。この結果から、Ｉｎ含有率が小さい場合、Ｂｉ含有率によらず高温での伸びは改善されないことが分かった。また、Ｉｎ含有率が７．０質量％の比較例４−３、４−６、４−８、４−１０、４−１２、４−１４、４−１９でも、Ｂｉの含有率に関わらず寿命が２０００サイクルを下回った。これら比較例にははんだ合金の変形も見られるため、β−Ｓｎ相からγ相への相変態が過剰に生じたと考えられる。
【００６８】
（実施例５）
本発明のはんだ合金の効果の発現に好適な範囲の含有率で各元素を含むはんだ合金を作製し、耐熱疲労特性を評価した結果を表５に示した。はんだ合金の作製方法および試験方法は実施例４と同様である。金属ベース基板１００の回路基板電極１０２の母材は、Ｃｕ及びＡｕ／Ｎｉ、金属基材１０１の母材はアルミニウムであった。
【表５】
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【００６９】
表５に示すように、本発明のはんだ合金の効果の発現に好適な範囲の含有率で各元素を含む実施例５−１〜５−１１はいずれも２０００サイクル以上の寿命を有した。特に、実施例５−２、５−４、５−５、５−８は基板電極の母材がＣｕ、Ａｕ／Ｎｉいずれの場合においても３０００サイクル以上の寿命を有し、実施例５−１、５−６、５−７、５−１０、５−１１は基板電極の母材がＣｕの場合には３０００サイクル以上の寿命を有した。一方、比較例５−１〜５−７、従来例５−１は、含有される元素のいずれかが本発明のはんだ合金の効果の発現に好適な範囲から外れているため、信頼性試験における寿命は、基板電極の母材がＣｕまたはＡｕ／Ｎｉである場合において、またはＣｕ、Ａｕ／Ｎｉいずれの場合においても、２０００サイクルを下回った。０．５≦［Ｃｕ］≦１．０の範囲において、Ａｕ／Ｎｉ電極で式（９）に基づくＩｎ含有率の減少が生じていることを考慮すると、本発明のはんだ合金の効果を発現するためには、上記減少が生じたとしても、Ｉｎ含有率が５．１６８以上であることが好ましいことが明らかになった。
【００７０】
以上より、好ましい本発明のはんだ合金において、Ｂｉ含有率、Ｃｕ含有率およびＡｇ含有率はそれぞれ、
１．５≦［Ｂｉ］≦３．０      （３）
０．５≦［Ｃｕ］≦１．２      （２）
１．０≦［Ａｇ］≦４．０      （１）
であり、Ｉｎ含有率は、０．５≦［Ｃｕ］≦１．０のとき、
６．７４−１．５５×［Ｃｕ］≦［Ｉｎ］≦６．５      （４）
であり、１．０＜［Ｃｕ］≦１．２のとき、
５．１６８≦［Ｉｎ］≦６．５      （５）
であり、残部はＳｎである。
より好ましい本発明のはんだ合金において、Ｂｉ含有率、Ｃｕ含有率およびＡｇ含有率はそれぞれ、
２．０≦［Ｂｉ］≦３．０      （６）
０．５≦［Ｃｕ］≦１．２      （２）
１．０≦［Ａｇ］≦４．０      （１）
であり、Ｉｎ含有率は、０．５≦［Ｃｕ］≦１．０のとき、
６．７４−１．５５×［Ｃｕ］≦［Ｉｎ］≦６．５      （４）
であり、１．０＜［Ｃｕ］≦１．２のとき、
５．１６８≦［Ｉｎ］≦６．５      （５）
であり、上記［Ｉｎ］および［Ｂｉ］が
８．０≦［Ｉｎ］＋［Ｂｉ］      （７）
を満たし、残部はＳｎである。
さらに、本発明のはんだ合金は、Ｓｎの一部を
０．５≦［Ｓｂ］≦１．２５      （８）
の範囲でＳｂに置換してもよい。
【産業上の利用可能性】
【００７１】
本発明によるはんだ合金は、１５０℃の温度においても優れた耐熱疲労特性を有するはんだ継ぎ手およびそれを有する実装構造体を実現することが可能であり、たとえば、ＬＥＤやパワーデバイスなどの発熱の大きな部品を搭載した実装構造体等における利用に有用である。
【符号の説明】
【００７２】
１００  金属ベース基板
１０１  アルミニウム基材
１０２  回路基板電極
１０３  チップ抵抗
１０４  部品電極
１０５  はんだ継ぎ手部
１０６  絶縁層
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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