"SnおよびCuからなる鉛フリー接合材料において、SnCu合金にBiまたはInの1種または2種を添加することを特徴とする鉛フリー接合材料。請求項1に記載の成分組成が、質量で、Cu:15~33、Sn:50~84、BiまたはInの1種または2種の合計が1~17であることを特徴とする鉛フリー接合材料。請求項1または2に記載の材料であって、SnとCuで構成される金属間化合物がSn基地中に分散し、かつBiまたはInがSn基地中に5μm以下の微細相として分散またはSn基地中に強制固溶または分散および強制固溶の双方の状態にあることを特徴とする鉛フリー接合材料。請求項1~3のいずれか1項に記載の金属間化合物がCu6Sn5相であることを特徴とする鉛フリー接合材料。請求項1または2に記載の形状が200μm以下の粉末、もしくは厚み1mm以下の箔状であることを特徴とする鉛フリー接合材料。請求項1~5のいずれか1項に記載の材料を加熱、溶融後に再凝固させるときにBi,InおよびそれらとSnとの混合相がSnCu金属間化合物で囲まれた組織になることを特徴とする鉛フリー接合材料。さらには、IVHに充填する材料として銀ペースト等があるが、基板積層温度が160~200°Cでは溶融せず、物理的接触のみとなっていて導通信頼性に問題がある。また、低融点のSnBi共晶はんだでは、基板積層温度で溶融して積層できるが、基板完成後の表面積層後の表面実装時における、SnAgCu系の非Pbはんだ付け温度である2500°Cに対する耐熱性が確保できない。また、配線の高密度化需要によるIHV微細化に伴い、溶融性濡れ性に優れ、かつ表面実装のはんだ付け温度での耐熱性を有した材料が必要となっている。上述のような問題を解消するために、発明者らは鋭意開発を進めた結果、接合部の組織について、基板接合温度で溶融し、凝固後の表面実装半田付け温度での耐熱性を確保するために、凝固後の接続部組織はSn,BiまたはInを含む低融点層がCuSn系金属間化合物で囲まれた状態を確保すれば、再加熱してもSnBiまたはSnInの共晶反応が抑制でき、さらに、融点415°CのCuSn金属間化合物により、表面実装に対する耐熱性も確保できる構造を有し、要求特性を満足できることを見出し発明に至った。その発明の要旨とするところは、1SnおよびCuからなる鉛フリー接合材料において、SnCu合金にBiまたはInの1種または2種を添加することを特徴とする鉛フリー接合材料。2前記1に記載の成分組成が、質量で、Cu:15~33、Sn:50~84、BiまたはInの1種または2種の合計が1~17であることを特徴とする鉛フリー接合材料。3前記1または2に記載の材料であって、SnとCuで構成される金属間化合物がSn基地中に分散し、かつBiまたはInがSn基地中に5μm以下の微細相として分散またはSn基地中に強制固溶または分散および強制固溶の双方の状態にあることを特徴とする鉛フリー接合材料。4前記1~3のいずれか1項に記載の金属間化合物がCu6Sn5相であることを特徴とする鉛フリー接合材料。5前記1または2に記載の形状が200μm以下の粉末、もしくは厚み1mm以下の箔状であることを特徴とする鉛フリー接合材料。6前記1~5のいずれか1項に記載の材料を加熱、溶融後に再凝固させるときにBi,InおよびそれらとSnとの混合相がSnCu金属間化合物で囲まれた組織になることを特徴とする鉛フリー接合材料にある。以上述べたように、本発明によるSnCuBi合金、SnCuIn合金、およびSnCuInBi合金の単一粉末として最適成分を調整して、ガスアトマイズ等により急冷凝固させ、CuはSn中に過飽和固溶し、さらに、BiまたはIn添加、かつ急冷凝固で5μm以下に微細分散させ、これにより粉末それぞれの内部で過飽和SnとBiまたはInとの界面が生じる。これにより融点415°Cまでの凝固組織の導電および形状保持性が確保でき、160°C以上でのはんだ付けをした時の濡れ性が広がり、溶融凝固後の組織は過飽和のCuがCuSn金属間化合物として析出し、耐熱性を持つ極めて優れた効果を奏するものである。以下、本発明について詳細に説明する。本発明は、Sn-Cu系はんだ合金であって、このSn-Cu系はんだ合金に、BiまたはInの1種または2種を添加してなる合金であり、SnとCuで構成される金属間化合物が分散し、かつBiまたはInの1種または2種がSn基地中に5μm以下の微細相として分散、または/およびSn基地中には強制固溶された状態にある鉛フリー接合材料である。すなわち、基板積層温度基板の樹脂軟化温度で溶融、かつ基本成分が同じSnBi合金、またはSnIn合金を添加した場合、基板積層温度で溶融SnBi、SnIn共晶反応による液相が、SnCu粉末のCuを過飽和したSn相と反応、Sn融点以下でも液相に変化し、その際溶融SnはBiまたはInを固溶すると共に、Snより過飽和CuがCuSn金属間化合物として析出し、高融点のCuSn金属間化合物相の割合が増加して耐熱性を確保できる構造体が得られることを見出した。しかし、積層温度域では、SnBi粉またはSnIn粉のみ溶融するため、混合が充分でない、若しくは粒度差が大きいと充分な溶融接合ができない。また、表面の酸化膜を除去するフラックスが多く必要であり、接合部にフラックス残渣があり、導電性に悪影響を及ぼす場合があった。これに対し、BiまたはInまたはその両方を添加したSnCuBiIn合金粉末として成分調整し、ガスアトマイズ等により急冷した粉末を用いることにより上記課題に対して有効であることを見出した。すなわち、SnCuBiをガスアトマイズなどにより溶融状態から100°C/s以上の速度で冷却することにより、Cu6Sn5相並びにBiまたはInの1種または2種の相をSn基地中に5μm以下の微細相として分散、および強制固溶させることができるものである。Bi,Inの1種または2種の合計が1~17で、その相をSn基地中に5μm以下の微細相とした理由は、Bi,Inの1種または2種の合計量が1未満では、過飽和SnとBiまたはInとの界面が少なく、SnBiまたはSnIn共晶温度にて自己溶融する効果が得られない。また、17を超えると接合部の耐熱性が確保できないことから、その範囲を1~17とした。好ましくは2~10とする。また、5μm以下とし、BiまたはInを微細分散させることにより均一に溶融することが可能で濡れ性を確保することができる。しかし、5μmを超えるとその効果は不十分である。したがって、その上限を5μmとした。好ましくは3μmとする。これにより、粉末それぞれの内部で過飽和SnとBiとの界面が生じる。これは粉末内部組織であり表面酸化の影響を受けずSnBi共晶温度が139°Cにて自己溶融する。溶融時には過飽和Sn相よりCuがCuSn化合物として析出し、凝固後の組織はCuSn相のネットワーク間にSnやBiの反応しきれずに残った粒子が取り残される。これにより融点415°Cまでの凝固組織の導通および形状保持性が確保できる。なお、Biの替わりに同じ低融点金属であるInを添加した場合においても同様であり、BiとInを同時添加しても同じ効果が得られることが判明した。なお、上述したようにCuSn合金にBiまたはInの1種または2種を添加した成分組成の合金粉末をガスアトマイズ法やメルトスパン法などの急冷プロセスによって合金を作製することにより、本来ならばSnの相にCu6Sn5金属間化合物を生成するはずのCuがSn中に強制固溶され、結果的にSn固溶体としてSnと同様の相を構成し、急冷された合金中では高融点相であるCu6Sn5金属間化合物の量は合金中のSnとCuの比率から計算される理論量よりも大幅に少なくなり、微細分散している。さらに、140~415°Cに加熱、溶融後に再凝固させることで、Bi、InおよびそれらとSnとの混合相がSnCu金属間化合物で囲まれた組織になることにより耐熱性を確保することが可能となる。しかし、140°C未満ではSnBiおよびSnInの液層を出し、濡れ性を確保することができない。また、415°Cを超えるとCu6Sn5層の融点以上となり、Bi、InおよびそれらとSnとの複合相でCuSn金属間化合物で囲まれた組織を形成せず耐熱性を確保することができないことから、その範囲を140~415°Cとした。また、逆に、はんだ付けに寄与するSn相はSn固溶体相として存在するため理論量より大幅に増える。これにより低温ではんだ付けができ、その上、そのはんだは高温でもCu6Sn5相によって固体を保持することができる。このようにして、ガスアトマイズ法やメルトスパン法などの急冷プロセスによって、しかも、その粉末形状は200μm以下の粉末を形成する。一方、メルトスパン法では箔体とした厚み1mm以下の箔状を形成する。以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。表1に示す所定の成分組成を真空溶解にて溶解し、これを不活性ガス中でガスアトマイズにて粉末、或いはメルトスパンで箔体を作製した。これにより外径が200μm以下である個々の粉末の内部を過飽和Sn相と5μm以下に微細分散したBiやInの組織を得る。BiやIn粒子のサイズは、粉末または急冷リボンの断面SEM像より画像解析にて算出した。また、160°Cはんだ付けをした時の濡れ性は、粉末またはリボンを真空中にて250°Cで30分保持し、粉末の濡れ広がり性で確認した。上記、粉末の濡れ広がり性の評価としては、熱処理後に完全に濡れ広がり、粉末またはリボン全体が塊となっている状態を◎、熱処理後に粉末またはリボン間にネックを形成し、空孔は残留するものの、概ね濡れ性が確保できる状態を○、熱処理後においても、粉末またはリボンの状態を保持したままで濡れ広がりがない状態を×で評価した。表1に示すように、No.1~9は本発明例であり、No.10~14は比較例である。比較例No.10は、成分組成であるBiの含有量が少ないために、160°Cはんだ付けをした時の濡れ性が劣る。比較例No.11は、成分組成であるBiの含有量が高く、Bi粒子のサイズが5μmを超えるために、160°Cはんだ付けをした時の濡れ性が十分でない。比較例No.12は、比較例No.11と同様に、成分組成であるBiの含有量が高く、Bi粒子のサイズが5μmを超えるために、160°Cはんだ付けをした時の濡れ性が十分でない。比較例No.13は、成分組成であるInの含有量が低くいために、160°Cはんだ付けをした時の濡れ性が劣る。比較例No.14は、成分組成であるInの含有量が高く、In粒子のサイズが5μmを超えるために、160°Cはんだ付けをした時の濡れ性が十分でない。比較例No.15は、成分組成であるBiの含有量が低く、Inの含有量が高く、かつIn粒子のサイズが5μmを超えるために、160°Cはんだ付けをした時の濡れ性が劣ることが分かる。以上にように、SnCuBi合金やSnCuIn合金を単一組成の粉末として成分調整し、ガスアトマイズ法やメルトスパン法などの急冷プロセスによって溶融状態から100°C/s以上の速度で冷却することにより、Cu6Sn5相およびBiまたはInの1種または2種の相をSn基地中に5μm以下の微細相として分散、若しくは強制固溶させることで、より低温の基板積層温度では溶融しない問題を解消し、凝固組織の導通および形状保持性を確保することができる極めて優れた効果を奏するものである。特許出願人山陽特殊製鋼株式会社代理人弁理士椎名彊"