なぜNi添加したSn-Cu系鉛フリーはんだの接合界面には亀裂が少ないのか？
クイーンズランド大学／野北和宏

変化に伴う応力の発生と強い関係があると推測される。

【1】研究の背景
過去十数年にわたり鉛フリーはんだの開発が世界中で精我々は、（株）日本スペリア社（大阪）とクイーンズランド力的に進められている 1）。 中でも、高価な銀や希土類元素大学（豪州・ブリスベン）の間で2006年から継続遂行してを使用しないすず - 銅-ニッケル系鉛フリーはんだは、特にいる産学国際共同研究において、ニッケルが Cu6Sn5 金属

ディップ、こてはんだ付けで、そのすぐれた作業性と接合特間化合物を高温相の六方晶で安定化させ、Cu6Sn5 金属間性ゆえに注目を集めている 2, 3, 4, 5）。 すずベースはんだと化合物中の亀裂発生を顕著に抑制する効果があることを発銅基板の接合界面に形成されるCu6Sn5 金属間化合物は、見した 10, 11, 12, 13）。結晶構造の安定化と亀裂発生とを関連はんだ接合プロセスとその後の接合信頼性に大きく影響を付ける鍵は、ニッケルが Cu6Sn5 の相変態に伴う体積変化及ぼすため、Cu6Sn5 の形成メカニズムと物性を詳しく調べを回避することにより、内部応力変化を低減することにある必要がある。図1は、報告されているSn-Cu二元系の相ると予測し、それを実験的に証明した 12, 13）。すなわち、ニッ

図を示す 6）。 相図によれば、Cu6Sn5 は186℃以上で六方ケル添加鉛フリーはんだ合金（Sn-Cu-Ni系はんだ）の接合晶η -Cu6Sn5、186℃以下で単斜晶のη '-Cu6Sn5 と、同素変特性向上メカニズムを提案した。

態により少なくとも二つの結晶構造を有する。その相変態

本稿では、2009 年 4 月に京都国際会館で開催されたに伴う体積変化はそれぞれの結晶構造及び格子定数から、ICEP2009（International Conference on Electronics

理論上約2.15％であると見積もられている 7, 8, 9）。 すず

Packaging 2009）にて発表し、ICEP2009 ベストペー

ベースの鉛フリーはんだ中及び接合界面のCu6Sn5 金属間パー賞を受賞したプロシーディングス 13）及びICEP2009

化合物は非常に脆く、しばしば多数の微細亀裂を伴ってお論文委員会からの推薦によりエレクトロニクス実装学会発り行の査読付き英文論文誌『Transactions of The Japan、その亀裂はCu6Sn5 の同素変態による結晶構造の10, 11）

Institute of Electronics Packaging』に投稿・受理された
論文 12）を基に、Sn-Cu-Ni系鉛フリーはんだと銅基板との接186（a）Sn-Cu 二元系相図（b）Sn 組成側の拡大図

図120

表1

はんだ合金の組成、はんだ付け方法及び温度合部のCu6Sn5 金属間化合物に及ぼすニッケルの効果に関ト・アレー）タイプ及びディップはんだ付けタイプによりする学術的発見と提案された接合部の亀裂抑制メカニズ得た試料を用いた。両手法で 3 種類の組成の鉛フリーはムを要約し解説する。

ん だ、Sn-0.7wt％ Cu（SC）、Sn-3wt％ Ag-0.5wt％ Cu（SAC）及び Sn-0.7wt％ Cu-0.05wt％ Ni（SCN）を比較【2】はんだ接合界面の亀裂観察と数値化した。表1に、各試料の組成、はんだ付け手法及び温度を1.はんだ接合界面の亀裂測定方法記す。すべての試料は、エポキシ樹脂に埋め込んだ後、試本研究をはじめるにあたり、『なぜニッケル入りすず - 銅
はんだは衝撃に強い料の断面を切断、研磨し、走査型電子顕微鏡（SEM）にてはのか？』という、単純だが、しんだと銅基板との接合界面の金属間化合物中の単位長さかし証明するに困難な疑問が、すず－銅－ニッケル系鉛フあたりの『亀裂長さ』及び『亀裂数』の測定を行った。また、

リーはんだの開発・販売元の日本スペリア社の顧客から頻SEMに付随するエネルギー分散型元素分析装置（EDS）に繁に挙がっていた。
『衝撃に強い』のは、はんだ合金そのもてCu6Sn5 中のニッケル濃度分析も併せて実施し、SCN試のの機械的特性も重要であるが、はんだと基板の間の接料のCu6Sn5 中に約5at％のニッケルを確認した。

14, 15, 16）

合界面の金属間化合物の機械的特性、さらに金属間化合

さらに、金属間化合物は脆いので、試料の切断、研磨に伴物中の亀裂や欠陥の状態に強い関連があると直感的に感い亀裂が発生すると懸念される。そのため、断面観察試料

じ、はんだ接合界面の亀裂に注目して研究を開始した。なに見られる亀裂が、観察試料作製時に入ったものではない

ぜならば、接合界面の金属間化合物は、はんだ合金そのもことを確認する目的で、全試料を切断、研磨せずにすずののよりも硬く、しかも脆いため、多くのはんだ割れは金属み選択的に除去して、銅基板上に形成した金属間化合物の間化合物を起点にしているからである。

上面観察（はんだと金属間化合物の界面の観察）も実施しはんだ接合界面の亀裂測定には、2種類のはんだ付け方た。この手法では、はんだ付け後に（切断や研磨などの）二法、すなわちリフローはんだ付けのBGA（ボール・グリッ次的な機械的作用を施さないため、より正確に金属間化合物のすず側界面の状況を観察できる。さらなる詳細なはんだ付け条件、試料研磨条件、観察条件などは参考文献を参照されたい 12, 13）。
2.はんだ接合界面の亀裂観察と数値化結果
図2～ 4にそれぞれBGA タイプの SC、SAC 及び SCN（a）断面 SEM 写真

図2

試料の（a）断面 SEM 反射電子像、（b）すず - 金属間化合物
界面 SEM 二次電子像を示す。また、図中の矢印は亀裂箇

BGA タイプ Sn-0.7wt％ Cu（SC）試料（a）断面 SEM 写真

図3（b）す ず － Cu6Sn5 界 面 SEM 写 真（化学処理により SEM 試料作製）（b）す ず － Cu6Sn5 界 面 SEM 写 真（化学処理により SEM 試料作製）

BGA タイプ Sn-3wt％ Ag-0.5wt％ Cu（SAC）試料（a）断面 SEM 写真

図4（b）す ず － Cu6Sn5 界 面 SEM 写 真（化学処理により SEM 試料作製）

BGA タイプ Sn-0.7wt％ Cu-0.05wt％ Ni（SCN）試料21

所を示す。ていることは明らかである。すなわち、接合界面が形成さ

図2（a）
、3（a）
及び 4（a）
では、
SC 及び SAC 試料では明れる初期段階で、はんだ中のニッケルが拡散して接合界面らかに多数の亀裂が観察されるのに対し、SCN 試料ではの Cu6Sn5 中に取り込まれたものと考えられる。また、最その数が極端に少なく観察される。断面観察試料作製時

近の筆者らの SPring-8シンクロトロン放射光のマイクロの切断、研磨により、脆い Cu6Sn5 中に亀裂が入ることが危

蛍光 X 線分析（XRF）を利用した微量元素マッピング結果惧されたが、3 試料とも同一の切断、研磨条件であること

17）から、系統的にニッケルを含む SCN 試料の Cu6Sn5 中の中に均一に分布していることが明らかとなっている。そ亀裂発生量が少ないことが優位な差として認められる。の測定結果は Cu6Sn5 の成長過程を理解する上できわめから、その5at％のニッケルは、接合界面の(Cu,Ni)6Sn5

さらに、切断、研磨など亀裂導入要因と懸念される機械て重要な情報となりうるが、本稿の趣旨から逸脱するた的作用を施さずに作製された試料（図2（b）、3（b）及び 4め、詳しくは参考文献を参照されたい 17）。また、
Cu6Sn5 中（b））でも、同様の傾向、すなわちニッケルを含まない SCのほぼすべての亀裂が銅基板に平行に発生しており、垂直及び SAC 試料で多くの亀裂が確認され、ニッケルを約なものやその他の方向のものが少ない。この傾向は、おそ5at％含む SCN試料で亀裂が少ないことがわかった。

らく金属間化合物の成長方向や亀裂進展の結晶学的な優図 5にディップはんだ付けタイプ試料及びその試料を120 ℃で1,000時間焼鈍した試料の断面 SEM 反射電子

先方位 18）、あるいは熱膨張収縮に起因した応力方向に依存していると思われる。

像を示す。BGA タイプ試料と同様、ニッケルを含む SCN

図 6に、金属間化合物単位長さあたりの亀裂数及び亀試料でほとんど亀裂が認められなかった。SCN試料の接裂長を示す。ニッケルを約 5at％含む（Cu,Ni）6Sn5 は明合界面のCu6Sn5 金属間化合物は約5at％のニッケルを含有しており、そのニッケルは、はんだ合金組成 Sn-0.7wt％
Cu-0.05wt％ Ni中に含まれるニッケルからのみ供給され（a）BGA タイプ試料（b）ディップはんだ付けタイプ試料（c）120 ℃焼鈍後のディップはんだ付けタイプ試料※はんだ接合部の全測定長さは約 300µm

図522

ディップはんだ付け試料の断面 SEM 写真

図6

金属間化合物中の単位長さあたりの亀裂数と亀裂長らかに亀裂数及び亀裂長が減少しており、その結果は鉛フキャピラリーに充填し、25 ℃から200 ℃まで各測定温度

リーはんだ組成内にニッケルを含むと、はんだ接合界面ので 40 分保持した後、20 分間の測定（各測定温度で合計金属間化合物にはんだ付け中にニッケルが移動し、ニッケ60 分保持）した。なお、6 ℃ /minの速度で温度上昇させル濃度が均一な (Cu,Ni)6Sn5 を形成して、亀裂を抑制するた。得られた結晶構造データの同定には、市販の解析ソフことを示している。次項では、シンクロトロン放射光施設

ト『EVA X-ray diffraction analysis software』（Bruker-の X 線粉末回折法を用いて、ニッケルを含まない Cu6Sn5AXS, Germany）を用い、リファレンスとして対応する結及びニッケルを5at％含む(Cu,Ni)6Sn5 の相安定性と亀裂晶構造に、ICDD（International Centre for Diffraction

抑制メカニズムを関連付けて議論する。

Data）に登録されている六方晶（結晶構造：P63/mmc、登録番号：047-1575）、単斜晶（結晶構造：C2/c、登録番号：045-1488）を用いた。試料の作製方法、シンクロトロン【3】ニッケルによる Cu6Sn5 金属間化合物の結晶構造安定性による粉末 X 線回折実験手順及び解析手法の詳細は参考

1.シンクロトロン放射光による粉末 X 線回折実験文献を参照されたい 12）。

Cu6Sn5 の結晶構造を同定する方法として、透過型電子顕微鏡（TEM）を用いた電子線回折図形の測定及び粉末 X線回折法（XRD）による測定を実施してきた

2.Cu6Sn5 と（Cu,Ni）6Sn5 の結晶構造と相安定性
図7に120 ℃における（a）Cu6Sn5 と（b）（Cu,Ni）6Sn5。また、の X 線回折パターンを示す。図中には、各回折ピークの結晶構造は同定できないが、示差熱分析（DSC）により、相指数付けを行っている。ニッケルを含まない図 7（a）

変態の有無、相変態温度及び相変態に伴うエネルギー変Cu6Sn5 の回折ピークは単斜晶（結晶構造：C2/c、登録番化量を確認した 10, 11）。表 2に（a）六方晶η -Cu6Sn5（結晶号：045-1488）と完全に一致しており、Larssonら 7, 8）に構造：P63/mmc）及び（b）単斜晶η '-Cu6Sn5（結晶構造：より報告されている値と一致している。一方、ニッケルをC2/c）の原子座標を示す。XRD では、高温安定相の六含む図7（b）(Cu,Ni)6Sn5 には長周期構造に起因した微弱方晶η -Cu6Sn5 と低温安定相の単斜晶η '-Cu6Sn5 の回折なピークが観察されず、六方晶（結晶構造： P63/mmc、登ピークの違いは非常に見分けにくく、後者に長周期構造録番号：047-1575）で指数付けされた。

11, 19）に起因した極微弱な反射がメインの高強度の反射とともに存在するのみである。よって、通常の XRD 装置ではそれら二つの相を区別するのは困難である。そこで、近年建設された九州シンクロトロン放射光（SAGA-LS）13）及びオーストラリアン・シンクロトロン放射光（Australian（a）六方晶 η -Cu6Sn（P653/mmc）

Synchrotron） の強力な X 線源を用いて、各温度条件に12）てそれら二つの相の各温度における結晶構造を同定した。
供試材として、
Sn-Cu及びSn-Cu-Niはんだ合金を290℃で溶解し、0.5 ℃ /sec の冷却速度で凝固させ、Cu6Sn5 を選択的に抽出する手法を用いて Cu6Sn5 及び (Cu,Ni)6Sn5粉末試料を得た。なお、(Cu,Ni)6Sn5 は同はんだと基板の接合界面に形成される(Cu,Ni)6Sn5 とほぼ同量の約5at％のニッケルを含有していた。試料は 0.3mm内径の石英（b）斜方晶η '-Cu6Sn（C2/c）5
表2原子座標（分率座標）23さらに、図8に25℃から200 ℃までの各温度におけるが増加したものと考えられる。さらに、200℃では相図に（a）
Cu6Sn5 と（b）
（Cu,Ni）
6Sn5 のX線回折パターンを示す。

示されるとおり、単斜晶の長周期構造に起因した微弱回折

図8（a）のニッケルを含まないCu6Sn5 試料の25℃のピーピークが消え、ほぼ六方晶への固相変態が完了しているとクには単斜晶の長周期構造に起因した微弱回折ピークがいえる。次節で詳しく議論するが、この温度に対する速度認められるが、比較的弱く、その強度は180℃までの温度論的固相変態の遅れが、実際のはんだ接合界面での固相変上昇に伴って増加している。25℃での測定試料は、試料態及びそれに伴う体積変化の理解を複雑化している。図8

作製時の条件（290℃から0.5℃ /secの速度で冷却凝固）（b）のニッケルを含む(Cu,Ni)6Sn5 では、25℃から200 ℃

により、25℃で完全に平衡状態に達しておらず、単斜晶とまでの全温度において回折ピークにほとんど変化がなく、六方晶の混合した状態であると推測される。一方、180℃すべて六方晶で指数付けできた。すなわち、5at％のニッでの測定試料は、相図に示されるとおりほぼ完全に平衡状ケルにより、Cu6Sn5 は高温安定相の六方晶で安定化する態の単斜晶となっているため、その微弱回折ピークの強度ことが結論付けられた。ここで重要なことは、必ずしもす（a）ニッケルを含まない Cu6Sn5 試料
図7（b）ニッケルを 5at％含む（Cu,Ni）6Sn5

120 ℃での X 線回折ピーク（2 θの範囲は 15-30 °）（a）ニッケルを含まない Cu6Sn5 試料（b）ニッケルを 5at％含む（Cu,Ni）6Sn5 試料※図中の矢印は斜方晶の長周期構造に起因した微弱反射を示す

図82425 ℃から 200 ℃までの各温度における X 線回折ピーク（2 θの範囲は 15-25 °）べてのニッケルを含まないCu6Sn5 がはんだ付け中に固相かしながら、一旦その温度が120℃に上昇すると、短時間変態を起こしているわけではない点である。すなわち、そ（本実験条件では、76分間）にその温度での安定相であるの速度論的要因により潜在的に熱平衡に達していない六単斜晶へ相変態することが図9で示されている。120℃

方晶の Cu6Sn5 が、はんだ付け直後にある割合で残留しての温度条件は多くの電子回路にて経験する可能性のある温おり、あたかも『時限爆弾』を抱えた状態で、電子回路の使用度であることから、実際のはんだ付けでは以下のことが予時に温度が上昇したときに変態を起こす危険性がある。

測される。すなわち、はんだ付け直後の室温での Cu6Sn5はその大部分が高温安定相（室温準安定相）の六方晶構造【4】はんだ接合界面の亀裂と Cu6Sn5 金属間化合物の相変態との関連性
Laurilaらを有しており、一見なんら問題なくはんだ付けされているように見られるかもしれない。しかし、一旦電子回路を使の鉛フリーはんだ接合部の金属間化合物用開始し、外的要因あるいは電流により温度が上昇すると、に関するレビューによると、通常のはんだ付け工程でのは短時間のうちにその結晶構造が六方晶から本来その温度んだ合金の凝固速度は十分速く、Cu6Sn5 は室温で六方晶で安定相である単斜晶へ相変態することが懸念される。ことして『凍結』されており、六方晶から単斜晶への相変態をれが、前節で『時限爆弾』と表現したゆえんである。さらに起こすことはない。従って、Cu6Sn5 が室温で保たれている温度が上昇すると、190℃で単斜晶から六方晶への相変態限り、室温で準安定相の六方晶のままであると信じられてが起こり始め、200℃ではほぼすべて六方晶となる。このいる。しかし、Cu6Sn5 の相変態に関する速度論的なデータ結果は、DSCにて1-5℃ /min9, 10）の昇温条件での結果と一は皆無であり、その希望的予測には科学的な裏づけはない。

致している。通常の電子回路では200℃前後の高温に晒

図9に、ニッケルを含まないCu6Sn5 の XRD解析結果からされることは考えにくいが、高温はんだなどの条件で万一導き出された六方晶Cu6Sn5 の体積率（（六方晶）/（六方晶その温度を超えることがあれば、そこでは必ず体積収縮を＋単斜晶））の温度依存性を示す。その結果から、25℃では、伴う単斜晶から六方晶への相変態を経験することになる。

80-90vol.％のCu6Sn5 が六方晶の高温相のまま『凍結』さ高温安定相の六方晶及び低温安定相の単斜晶Cu6Sn5 のれていることが見積もられた。すなわち、はんだ付け時の室温での理論密度はそれぞれ8.448g/cm3及び8.270g/

冷却速度と比較して冷却速度が遅い（0.5℃ /sec）本試料

cm3 と見積もられている 9）。このことは、すなわち室温で作製条件においても、室温で未だに大部分のCu6Sn5 が六『凍結』されたはんだ接合界面の六方晶Cu6Sn5 が、はんだ方晶結晶構造のまま保たれていることを意味している。し付け工程あるいはその後の電子回路使用中の温度上昇に20, 21）伴って単斜晶に相変態すると、理論上 2.15％の体積膨張を生じることを意味している。固体状態での2.15％の体積膨張では、きわめて大きな内部応力が発生することから、
図2、3及び5（a）、（b）で見られるようなCu6Sn5 中の亀裂発生の主要因としてこの相変態に伴う内部応力の発生が考えられる。また、ニッケルを含む(Cu,Ni)6Sn5 は同温度条件
では六方晶のまま相変態を起こさないため、それに起因した体積変化を経験することなく、亀裂の発生を抑制するこ
図9ニッケルを含まない Cu6Sn5 試料の六方晶体積率（（六方晶）/（六方晶 + 単斜晶））の温度依存性とが説明できる。我々は、
このニッケルによるCu6Sn5 の結晶構造安定化が亀裂抑制の主要因であると考えているが、25

（i）ニッケルを含む(Cu,Ni)6Sn5 の接合界面はニッケルを含まないそれに比べ平坦であり、（ii）結晶粒径も小さいこと、（iii）Cu6Sn5 の成長方位も異なること 18）、さらに、（iv）
結晶内の転位は結晶構造がより単純な六方晶の方がすべりやす
く、従って転位移動に伴う変形機構も異なること 22）など、結晶構造安定化以外の要因も亀裂抑制効果の要因としてさらに検討を進めなければならない。

solder", Proc. of The 4th Pacific Rim Int. Conf. on Advanced Materials andProcessing (PRICM4). Honolulu, Hawaii, USA, pp. 1087-1090, 2001
3) K. Nogita, et al.: "Microstructure control in Sn-0.7mass % Cu alloys",
Materials Transactions, 46, pp. 2419-2425, 2005.
4) C.M. Gourlay, et al.: "The maximum fluidity length of solidifying Sn-CuAg-Ni solder", Journal of Electronic Materials, 37, pp. 51-60, 2008.
5) T. Ventura, et al.: "The influence of 0-0.1wt% Ni on the microstructureand fluidity length of Sn-0.7Cu-xNi", Journal of Electronic Materials, 37,pp. 32-39, 2008.
6) H. Okamoto, Phase Diagrams of Dilute Binary Alloys. 2002, Materials
Park, OH: ASM International.
7) A.K. Larsson, L. Stenberg, and S. Lidin: "The Superstructure of domaintwinned eta'-Cu6Sn5", Acta Crystallographica Section B, 50, pp. 636-643,
1994.

【5】まとめすず－銅系鉛フリーはんだに微量のニッケルを添加することで、すず－銅系鉛フリーはんだと銅基板の接合界面に形成される Cu6Sn5 金属間化合物中の亀裂を抑制させることに成功した。また、シンクロトロン放射光でのX 線回折実験により、ニッケルが (Cu,Ni)6Sn5 を高温相のままで結晶構造を安定化させることを発見した。この
高温相安定化により、本来なら相変態に伴って 186℃で起こる体積膨張及びそれに起因した内部応力の発生を回避することが、ニッケルを含む (Cu,Ni)6Sn5 金属間化合物中の亀裂の抑制に貢献していることをつきとめた。

8) A.K. Larsson, L. Stenberg, and S. Lidin: "Crystal structure modulationsin eta-Cu5Sn4", Zeitschrift fur Kristallographie, 210, pp. 832-837, 1995.
9) G. Ghosh and M. Asta: "Phase stability, phase transformations, andelastic properties of Cu6Sn5: Ab initio calculations and experimentalresults", Journal of Materials Research, 20, pp. 3102-3117, 2005.
10) K. Nogita, C.M. Gourlay, and T. Nishimura: "Cracking and phasestability in reaction layers between Sn-Cu-Ni solders and Cu substrates",
JOM, 61, pp. 45-51, 2009.
11) K. Nogita: "Stabilisation of Cu6Sn5 by Ni in Sn-0.7Cu-0.05Ni lead-freesolder alloys", Intermetallics, 18, pp. 145-149, 2010.
12) K. Nogita, et al.: "Inhibiting cracking of interfacial Cu6Sn5 by Ni
additions to Sn-based lead-free solders", Transactions of The Japan
Institute of Electronics Packaging (Trans JIEP), 2, pp. 46-54, 2009.
13) K. Nogita, et al.: "Inhibition of cracking in Cu6Sn5 intermetallic
compounds at Sn-Cu lead-free solders and Cu substrate interfaces",
Proc. of Int. Conf. on Electronics Packaging (ICEP2009). Kyoto, Japan,
pp. K14-2-2, 200914) H. Tsukamoto, et al.: "Impact strength of Sn-Cu（-Ni) lead-freesolder ball grid arrays placed on Cu substrates ", Proc. of Int. Conf. onElectronics Packaging (ICEP2009). Kyoto, Japan, pp. 14K-2-3, 2009【6】謝辞
この研究は、日本スペリア社とクイーンズランド大学との間で締結された産学国際共同研究プロジェクトにより遂行された。粉末 X 線回折実験は、オーストラリアン
シンクロトロン放射光施設（Australian Synchrotron,Project ID: FI1077）
及び九州シンクロトロン放射光施設（SAGA-LS, Project ID: 080625N, 081151N）
により15) H. Tsukamoto, et al.: "Nanoindentation characterization ofintermetallics formed at the lead-free solder/Cu substrate interface",
Materials Science Forum, 654-656, pp. 2446-2449, 2010.
16) H. Tsukamoto, et al.: "Shear and tensile impact strength of lead-freesolder ball grid arrays placed on Ni(P)/Au surface-finished substrates",
Materials Science and Engineering B, 171, pp. 162–171, 2010.
17) K. Nogita, et al.: "Trace element distribution in solder joints between
Sn-based solders and Cu substrates", Proc. of Int. Conf. Electronics
Packaging 2010. Sapporo, Japan, pp. FB1-4, 2010

実施された。

18) H. Tsukamoto, T. Nishimura, and K. Nogita: "Epitaxial growth ofCu6Sn5 formed at Sn-based lead-free solder/ non-textured polycrystalline
Cu plate interface", Materials Letters, 63, pp. 2687-2690, 2009.

■野北 和宏（のぎた かずひろ）…クイーンズランド大学（オースト

19) K. Nogita and T. Nishimura: "Nickel-stabilized hexagonal (Cu, Ni)6Sn5in
Sn–Cu–Ni lead-free solder alloys ", Scripta Materialia, 59, pp. 191-194,2008.

ラリア）、機械・鉱山工学部、准教授・博士（工学）クイーンズランド州政府スマートフューチャーズフェロー
（兼務）

参考文献
1) Y. Li, K.-s. Moon, and C.P. Wong: "Electronics without lead", Science,
308, pp. 1419-1420, 2005.
2) T. Nishimura, S. Suenaga, and M. Ikeda: "The effect of Ni additions on
the properties and production performance of Sn-Cu alloys as lead-free2620) T. Laurila, V. Vuorinen, and J.K. Kivilahti: "Interfacial reactions
between lead-free solders and common base materials", Materials
Science and Engineering R, 49, pp. 1-60, 2005.
21) V. Vuorinen, et al.: "Solid-state reactions between Cu(Ni) alloys andSn", Journal of Electronic Materials, 36, pp. 1355-1362, 2007.
22) T. Laurila, V. Vuorinen, and M. Paulasto-Kro¨ckel: "Impurity andalloying effects on interfacial reaction layers in Pb-free soldering",
Materials Science and Engineering R, 68, pp. 1-38, 2010.