Snを主体とし、Agを0.1~2.5質量、Cuを0.1~1.5質量ならびにMg、AlおよびZnの内の1種又は2種以上を総計で0.0001~0.005質量含有する半田合金で形成される半導体実装用半田ボールであって、該半田ボールの表面に、1~50nmの厚さの非晶質相を有し、前記非晶質相は、Mg、AlおよびZnの内の1種又は2種以上、ならびに、OおよびSnを含有することを特徴とする半導体実装用半田ボール。Snを主体とし、Agを0.1~1.9質量、Cuを0.1~1.0質量ならびにMg、AlおよびZnの内の1種又は2種以上を総計で0.0001~0.005質量含有する半田合金で形成される半導体実装用半田ボールであって、該半田ボールの表面に、1~50nmの厚さの非晶質相を有し、前記非晶質相は、Mg、AlおよびZnの内の1種又は2種以上、ならびに、OおよびSnを含有することを特徴とする半導体実装用半田ボール。前記半田合金のAg濃度が0.5~1.9質量であることを特徴とする請求項1又は2に記載の半導体実装用半田ボール。前記半田合金が、更にBiを0.01~5質量含有することを特徴とする請求項1~3のいずれか1項に記載の半導体実装用半田ボール。前記半田合金が、更に、Ni、P、Sb、Ce、La、Co、FeおよびInの内の1種又は2種以上を総計で0.0005~0.5質量含有することを特徴とする請求項1~4のいずれか1項に記載の半導体実装用半田ボール。半田接合部を有する電子部材であって、該半田接合部の少なくとも一部に請求項1~5のいずれか1項に記載の半導体実装用半田ボールを用いたことを特徴とする電子部材。Sn、Ag及びCuを主体とする電子部材用半田ボールにおいては、半田ボールの直径が例えば従来の300μm以上であった際は、前記熱疲労特性は充分な程度に確保されていたのに対して、近年の250μm以下の直径では前記熱疲労特性は充分な程度まで確保できず、極めて深刻な問題となってきている。そこで、本発明では、半導体実装用の半田ボール及びそれらを有する電子部材に関して、250μm以下の直径の半田ボールであっても、充分な熱疲労特性が確保できる半導体実装用半田ボール及びこれを用いた電子部材を提供する。上記課題を解決するための手段は、以下の通りである。請求項1に係る半導体実装用半田ボールは、Snを主体とし、Agを0.1~2.5質量、Cuを0.1~1.5質量ならびにMg、AlおよびZnの内の1種又は2種以上を総計で0.0001~0.005質量含有する半田合金で形成される半導体実装用半田ボールであって、半田ボールの表面に、1~50nmの厚さの非晶質相を有し、前記非晶質相は、Mg、AlおよびZnの内の1種又は2種以上、ならびに、OおよびSnを含有することを特徴とする。なお、主体とは、90質量以上占めることをいう。請求項2に係る半導体実装用半田ボールは、Snを主体とし、Agを0.1~1.9質量、Cuを0.1~1.0質量ならびにMg、AlおよびZnの内の1種又は2種以上を総計で0.0001~0.005質量含有する半田合金で形成される半導体実装用半田ボールであって、半田ボールの表面に、1~50nmの厚さの非晶質相を有し、前記非晶質相は、Mg、AlおよびZnの内の1種又は2種以上、ならびに、OおよびSnを含有することを特徴とする。請求項3に係る半導体実装用半田ボールは、請求項1又は2において、前記半田合金のAg濃度が0.5~1.9質量であることを特徴とする。請求項4に係る半導体実装用半田ボールは、請求項1~3のいずれか1項において、前記半田合金が、更にBiを0.01~5質量含有することを特徴とする。請求項5に係る半導体実装用半田ボールは、請求項1~4のいずれか1項において、前記半田合金が、更に、Ni、P、Sb、Ce、La、Co、FeおよびInの内の1種又は2種以上を総計で0.0005~0.5質量含有することを特徴とする。請求項6に係る電子部材は、半田接合部を有する電子部材であって、該半田接合部の少なくとも一部に請求項1~5のいずれか1項に記載の半導体実装用半田ボールを用いたことを特徴とする。上記のように、本発明の半導体実装用半田ボール及び電子部材を用いれば、250μm以下の直径を有する半田ボールで形成した接合部であっても、充分な熱疲労特性が確保できる。本発明者らが鋭意検討した結果、Agの濃度を高めることで半田ボールの内部に進展する亀裂の進行を遅くするという従来の考え方を250μm以下の直径の半田ボールに適用しても、熱疲労特性は充分な程度まで確保できない理由が半田ボールの表面に生じる酸化物層の過剰な成長にあること、更にその現象が出荷後の半田ボールを数ヶ月間保管してから使用した際に顕著となることがそれぞれ判明した。これは、1250μm以下の直径では単位体積当たりの半田ボールの表面積が必然的に増加するので、時間の経過と共に、半田ボールの表面が酸化されて半田ボール表面の酸化物層がリフロー工程時のフラックスで除去しきれない程度に厚く成長してしまい、リフロー後も残存してしまった酸化物が半田ボールと電極との接合界面に残存しやすくなる上、2250μm以下の直径では電極と半田ボールとが接合する面積が必然的に小さくなるので、わずかな酸化物の残存が生じていても接合面積当たりに占める割合は相当量となることから、250μm以下の直径の半田ボールでは、小さな疲労回数であっても半田ボールと電極との間の接合強度が低下してしまい、その結果、熱疲労特性が劣化してしまうことによる。そこで、本発明者らが鋭意研究した結果、前述の酸化物層の過剰な成長を抑制するには、半田ボールの表面において、Mg、Al、およびZnの内の1種又は2種以上、ならびに、OおよびSnを含有する非晶質相を1~50nmの厚さで形成すれば、出荷後の半田ボールを数ヶ月間保管してから使用した際であっても、半田ボールの酸化物層の厚みは出荷当時の厚みと同程度に薄いままとできることを見出した尚、半田ボールの表面とは、半田ボールの表面から80nmまでの深さの領域をいう。。そして、この酸化物層はリフロー工程時のフラックスで問題なく除去することができる。上述の効果は、酸化物層が結晶質の酸化錫のみからなる場合、結晶質の酸化錫が時間の経過と共に大気中に含まれる酸素と反応して成長することで、酸化物層の厚みが増加するのに対して、前記非晶質相は、時間が経過しても大気中の酸素との反応が余り進まず、酸化物層の厚みが殆ど増加しないことに起因する。これは、結晶質の酸化錫は内部に結晶粒界が存在しており、大気中の酸素が酸化錫の結晶粒界に沿って内部にまで拡散可能であるのに対して、前記非晶質相には結晶粒界は存在せず、大気中の酸素が内部に拡散し難いことが関与していると考えられる。上記の効果を得るためには、非晶質相が1~50nmの厚さで形成されていれば良い。しかしながら、非晶質相が1nmに満たないと、かような効果は得られ難い。一方、非晶質相が50nmを超える厚みであっても上記効果は同様に得られるのであるが、後述する製法を考えると、かような厚みにするためには半田ボールの表面を相当な冷却速度で急冷しなければならなくなり、酸化物層の厚みを所定の厚みに均一に制御するのが工業的に難しくなるので好ましくない。より好ましくは、非晶質相の厚みを30nm以下とすれば、酸化物層の厚みの制御がより精度よく実施できるので良い。非晶質相は必ずしも単独で半田ボールの表面をおおいつくす必要はなく、結晶性の酸化錫や微細結晶の酸化錫と混在していても良いが、その場合は、全酸化物層の30以上を非晶質相が占めることが必要である。しかしながら、非晶質相が全酸化物層の厚みの30未満となると、結晶性の酸化錫や微細結晶の酸化錫が時間の経過に伴い厚く成長してしまうので、その場合は酸化物層の成長に対する抑制効果は得られ難い。また、非晶質相の酸化物層がMg、Al、およびZnの内の1種又は2種以上を含有せずにSnとOのみから成る場合は、非晶質相であっても僅かながら時間の経過と共に酸化物層が厚くなってしまうので、酸化物層の成長に対する抑制効果は得られない。このような、Mg、Al、およびZnの内の1種又は2種以上、ならびに、OおよびSnを含有する非晶質相を得るには、半田合金中に、更にMg、Al、およびZnの内の1種又は2種以上を総計で0.0001~0.005質量添加するとよい。これは、Mg、Al、およびZnがSnよりも卑な金属であるため、Snよりも優先的に酸化することで、急冷状態において非晶質状の酸化物層を形成するためと考えられる。一方、Mg、Al、およびZnの内の1種又は2種以上の総計が0.0001質量を下回ると、非晶質状の酸化物層を形成する効果は得られず、逆に0.005質量を上回ると、Mg、Al、あるいはZnが激しく酸化してしまい、ボールが球状とはならずに多角形状となってしまうので好ましくない。尚、Mg、Al、あるいはZnを添加しても必ずMg、Al、およびZnの内の1種又は2種以上、ならびに、OおよびSnを含有する非晶質相が得られるわけではなく、添加濃度によっては、結晶質や微結晶の酸化物が形成されてしまう。的確に非晶質相を得るためには、Mg、Al、あるいはZnの添加濃度は原料であるSn中に含有される酸素濃度に応じて制御するのが良く、具体的には原料であるSn中の酸素濃度の03~10倍程度とするのがもっとも効果的である。例えば、半田ボール中に含有される酸素濃度の03倍未満と少ない添加ではMg、Al、あるいはZnを含有されずに結晶質や微結晶のSnOやSnO2が形成されてしまい、逆に半田ボール中に含有される酸素濃度の10倍超と過剰に添加すると、結晶質や微結晶のMgOやAl2O3、あるいはZnO等が形成されてしまう。好ましくは、Mgを主体として添加するのが良い。これは、Mgは前記のボールを多角形状に変形させる懸念が少ないので、上限値である0.005質量の添加を行っても、特段の変形は見られないためである。それに対し、AlやZnはMgよりも酸化しやすいために、上限値である0.005質量の添加を行うと、後述する製法であっても何らかの理由で酸化されやすい環境になってしまうと、ボールの表面にわずかながらボールを多角形状に変形させるケースが生じてしまう。このようなボール表面の酸化の形跡は、例えばFE-SEMFieldEmissionScanningElectronMicroscopeのように高分解能な電子顕微鏡で観察することができるが、通常のLaB6やタングステンをフィラメントにしているSEMでは電子銃を絞ることができず、上記酸化の形跡は観察しにくい。非晶質相の同定は、透過型電子顕微鏡TEM;TransmissionElectronMicroscopeの回折パターン並びにTEMに併設されているエネルギー分散型X線分析法EDX;EnergyDispersiveXrayspectrometryで行い、非晶質相の厚みは前述のTEM、もしくはオージェ電子分析法AES;AugerElectronSpectroscopyで測定するのが精度も良く、実績も豊富で好ましい。また、本発明者らが更に検討を重ねた結果、Agの濃度を高めることで半田ボールの内部に進展する亀裂の進行を遅くするという従来の従来の考え方を250μm以下の直径の半田ボールに適用しても、熱疲労特性は充分な程度まで確保できないという前述の課題には、もう一つの理由が存在することが明らかとなった。これは、一般に熱歪量≒変位量÷ボールの大きさという関係式が成り立つのであるが、変位量はデバイスを構成する材料の熱膨張係数差で決まるためにほぼ一定であるのに対し、熱歪量はボールの大きさが小さくなるに従って大きくなってしまうことから、例えば半田ボールの直径が250μm以下では半田ボールの直径が300μm以上の時よりも熱歪量が大きくなることに関係しており、1半田ボールの直径が300μm以上:半田ボールの変形能を超えないので、破壊は半田ボール内で発生、2半田ボールの直径が250μm以下:硬いボールでは半田ボールの変形能を超えるために接合界面破壊が発生、柔らかいボールでは半田ボールの変形能を超えないので破壊は半田ボール内で発生、となることに起因している。つまり、1のケースでは、硬い半田ボールでも柔らかい半田ボールでも熱歪量が半田の変形能の範囲内であるため、硬い半田ボールを用いた方が半田ボールをより一層変形し難い状態にでき、その結果、変位量そのものが小さくなるので、半田ボールの内部に進展する亀裂の進行を遅くでき、熱疲労特性が勝るのに対し、2の半田ボールの直径が250μm以下というような場合には、硬い半田ボールを用いると熱歪量が半田の変形能の範囲を超えてしまうので、熱歪量に対して半田ボールが充分には変形しきれない状態となってしまい、そのため、変形の不足分を接合界面が担うこととなり、亀裂は半田ボールの内部ではなく、接合界面を進展することになる。この時、接合界面には脆性な金属間化合物が厚く成長しているので、亀裂が接合界面を進展するケースでは、亀裂は例えばガラスを破壊する時のように急速に進展してしまい、熱疲労特性は劣悪となってしまうのである。3本発明者らは鋭意検討した結果、半田ボールの直径が250μm以下というように大きな熱歪量が生じる環境下では、従来までの考え方とは異なり、半田合金中のAgの濃度を2.5質量以下とすれば、半田ボールが軟質化することで、半田ボールの小径化に伴って急増する熱歪量を半田ボール自身が変形することで吸収し、せん断応力が接合界面にも作用することを回避でき、300μm以上の直径の場合と同様に半田ボールの内部を亀裂が進展する破断モードを確保できることを見出した。このように、熱歪量が半田の変形能の範囲を超えると亀裂が接合界面を進展するために熱疲労特性は劣悪となってしまうのであるが、熱歪量が半田の変形能の範囲を超えない範囲であれば硬い半田であるほど半田ボールを変形し難い状態にでき、半田ボールの内部に進展する亀裂の進行が遅くなり、熱疲労特性が勝ることになる。つまり、半田ボールの直径が250μm以下というように大きな熱歪量が生じる環境下で熱疲労特性を高めるポイントは、熱歪量が半田の変形能の範囲を超えない範囲の中で半田中のAg濃度を高めて半田を硬くすることと言える。一方、Agの濃度が2.5質量を超えると、半田の硬度が硬くなりすぎ、前述のように熱疲労試験時の亀裂が前記の脆性な金属間化合物を進展してしまうため、熱疲労寿命が極端に短くなってしまう。Agの濃度が0.1質量未満では、半田ボールの融点がSnの融点並みの232°C近傍まで高まってしまい、そのため、製造条件のひとつであるリフロー温度を高めに設定せざるを得なくなり、生産コストの増加を招き、工業上、好ましくない。つまり、適切なAg濃度は、直径が250μm以下のケースでは0.1~2.5質量である。より好ましくは、直径が250μm以下のケースでは、Agの濃度が0.5~2.5質量であると、工業的には低めのリフロー温度を適用できるので良く、更に好ましくは、Agの濃度が0.9~2.2質量であると、良好な熱疲労特性と低めのリフロー温度での操業という両利点がバランス良く同時に得られる。また、半田ボールの濡れ性を確保するためにはCuの濃度を0.1~1.5質量とすれば良い。一方、Cuの濃度が0.1質量未満ではこのような効果は得られず、逆にCuの濃度が1.5質量を超えると、半田ボールが酸化しやすくなるので、Cuの上限値は1.5質量である。但し、好ましくはCuの濃度を0.1~1.2質量とすれば酸素濃度が30ppm以上と高めの酸素が含有されたSnを原料とする際でも酸化の問題を回避できるのでよく、より好ましくはCuの濃度を0.1~1.0質量とすれば、その効果が更に高まるので良い。つまり、前記課題を解決するには、半田ボールの直径が250μm以下の場合は、Snを主体とし、0.1~2.5質量のAgと、0.1~1.5質量のCuと、Mg、Al、およびZnの内の1種又は2種以上を総計で0.0001~0.005質量含有する半田合金からなる半田ボールであって、半田ボールの表面に、1~50nmの厚さの非晶質相を有し、前記非晶質層は、Mg、Al、およびZnの内の1種又は2種以上、ならびに、OおよびSnを含有することを特徴とする半導体実装用半田ボールを用いれば良い。更に、半田ボールの直径が180μm以下のケースでは、ボールの大きさが小さくなるのに対して、熱疲労試験時に半田に与えられる変位量は、ボールの直径が300μmや250μmの場合と同程度のままであるため、より一層、熱歪の量≒変位量÷ボールの大きさが大きくなってしまう。そのため、熱疲労試験の条件が同一でも半田に対する影響はより過酷となるので、熱疲労試験時において、亀裂が脆性な金属間化合物を進展し始める銀濃度の上限値が低下することになる。本願発明者らが鋭意検討した結果、ボールの直径が100μm以上180μm以下のケースでは、半田合金中のAg濃度の上限値を1.9質量とすることが好ましいことを見出した。すなわち半田合金中のAgの濃度が1.9質量を超えると、硬度が高くなりすぎ、熱疲労時のせん断応力を半田ボール自身を変形させることで半田に吸収させることができなくなるため、半田ボールの内部を亀裂が進展できずに接合界面の脆性相を進展する破断モードとなり、熱疲労特性が劣化しやすくなることを見出した。つまり、直径が100μm以上180μm以下のケースでの適切なAg濃度は、0.1~1.9質量である。また、直径が180μm以下のケースでは、Agの濃度が0.5~1.9質量であると、工業的には低めのリフロー温度を適用できるので良く、更に好ましくは、Agの濃度が0.5~1.0質量であると、半田合金の軟質化と低めのリフロー温度での操業という両利点がバランス良く同時に得られる。本願発明者らが鋭意検討した結果、本願発明の半田ボールに更にBiを0.01~5質量含有することにより、熱疲労特性が更に大幅に向上することが判明した。0.01質量未満の添加ではかような効果は得られず、逆に5質量を超える添加では、Biが酸化しやすくなることで半田ボールの表面が凹凸状となりやすくなるので好ましくない。より好ましくは、Biの添加を1~5質量とすると熱疲労特性の向上効果が高まり、もっとも好ましくはBiの添加を2~5質量とすると熱疲労特性の向上効果が極めて高まるので良い。尚、この現象は、Mg、AlあるいはZnの内の1種又は2種以上を総計で0.0001~0.005質量含有する半田ボールに固有の現象で、この組成範囲を満足しない半田ボール中にBiを0.01~5質量添加しても、大幅な熱疲労特性の向上は得られない。この理由は、BiとMg、AlあるいはZnとの間の相互作用によるもので、Mg、AlあるいはZnの適切な濃度の添加によって半田表面に非晶質層が形成され、それに伴いBiの過剰な酸化が抑制され、その結果、添加したBiの大部分が半田を構成するSn中に固溶することで半田の機械特性が効果的に強化固溶強化されることに起因する。一方、Mg、AlあるいはZnの濃度が上記の範囲未満であると、半田表面に非晶質層が形成されにくく、添加したBiの大部分が酸化されやすくなることで固溶強化が見込めにくくなってしまう。また、Mg、AlあるいはZnの濃度が0.005質量を上回ると、前述のようにMg、Al、あるいはZnが激しく酸化してしまい、ボールが球状とはならずに多角形状となってしまうので、実装を試みても適切な形状の半田バンプは形成できず、熱疲労特性は劣悪となってしまうので好ましくない。前述のように、半田ボールには電子機器を不意に落下してしまっても故障を生じさせないために、耐落下性の確保も要求される。一般に、耐落下性は試験片を試験片設置台に乗せた後に、それを30~100cmの高さから落下させることを繰り返し、落下を行うごとに各半田接合部の電気抵抗の変化を確認することで評価することが多い。耐落下性は、半田ボールに更に、Ni、P、Sb、Ce、La、Co、FeおよびInの内の少なくとも1種を総計で0.0005~0.5質量含有せしめることにより、確保することができる。これらの元素が半田ボールに含有されるとSnと電極を構成する元素との間の拡散を阻害し、その結果、接合界面における金属間化合物相の厚みを薄くする効果が得られる。金属間化合物相の厚みが薄いことにより、電子機器を不意に落下してしまった際の衝撃が接合界面に伝わっても、亀裂の発生や進展を抑制できる。しかしながら、含有量が0.0005質量未満では上記の効果を充分に得られない。一方、含有量が0.5質量を超えると急激に半田ボールの融点が上昇してしまうので、工業上好ましくない。半田ボール中の組成を同定する手法に特に制限は無いが、例えばEDX、電子プローブ分析法EPMA;ElectronProbeMicroAnalyzer、AES、二次イオン質量分析法SIMS;SecondaryIonmicroprobeMassSpectrometer、誘導結合プラズマ分析法ICP;InductivelyCoupledPlasma、グロー放電スペクトル質量分析法GD-MASS;GlowDischargeMassSpectrometry、蛍光X線分析法XRF;XrayFluorescenceSpectrometer等が実績も豊富で精度も高いので好ましい。前記半田ボールを製造する方法は、所定の濃度に見合うように添加元素を調合した半田母合金をるつぼや鋳型中で加熱して溶解することで均一化し、しかる後に凝固させる手法が利用できる。しかしながら、半田母合金を溶融する際の雰囲気によっては、添加した元素が酸化してしまい、半田中に含有させられないという不良が生じ得る。ここで、半田母合金を溶融する工程において、例えば、半田周辺の雰囲気を酸素分圧として0.1~100Paの雰囲気とする手法や、0.1~101300Paという低圧な非酸化雰囲気とする手法を利用すれば、半田ボール中の添加元素の酸化を抑制でき、その結果、半田合金中に添加元素を確実に含有させることができる。非酸化雰囲気としては、例えば、窒素、アルゴンやネオンのような不活性ガス、あるいはCOや水素のように還元作用を有するガス等が利用できる。この理由は、これらの雰囲気を使用すれば半田合金中の酸素が脱気されるためである。しかしながら、特定の酸素分圧雰囲気あるいは非酸化雰囲気の圧力が0.1Paを下回ると、半田中の微量添加元素が蒸気となって半田中から抜け出てしまい、半田ボール中の添加元素の濃度がばらついてしまう。逆に、酸素分圧が100Paを上回る圧力であると、雰囲気中に酸素が相当量残存してしまうので上記の効果は得られない。また、101300Paという圧力は平均的な大気圧であることから、非酸化雰囲気の圧力が101300Paを超えると、るつぼの外に非酸化雰囲気が漏れ出す危険性が増す。前記半田母合金を溶融する工程では、例えば、密閉することで内部を外気から遮蔽できる鋳型を利用するのが、実績も豊富であるので良い。また、半田ボールの表面にOとSnを主体とした非晶質相を形成するには、半田ボールを製造する過程で、溶融時の半田合金を凝固してボール化する際の冷却速度を極力速めることが重要である。具体的には、冷却速度を100°C/秒以上とすれば良く、より好ましくは300°C/秒以上とすれば、前記非晶質相が厚く安定して形成できるので良い。この冷却速度を達成するには、冷却過程で冷気ガスを凝固中の半田合金に吹き付けるのが簡便で良いが、凝固中の半田合金を水中に落とすことで水冷する手法も利用できる。但し、800°C/秒を超える冷却速度とすると、50nmを超える非晶質相を形成することができるが、この場合には多量の冷気ガスが必要となるので、コスト高の要因となり、工業上好ましくない。本発明の半田ボールの形状は特に問わないが、ボール状の半田合金を接合部へ転写して突起状としたり、更にその突起物を別な電極に実装したりするのが、実績も豊富であるので工業的には好ましい。本発明の半田ボールは、前記BGA以外にも、CSPChipScalePackage、あるいはFCFlipChipと呼ばれる実装形態を有する半導体デバイスの接続端子として使用した場合でも効果を発現することができる。本実施形態による半田ボールをこれら半導体デバイスの接続端子として利用する場合には、例えば、フラックスや半田ペーストという有機物を予めプリント配線基板上の電極に塗布してから半田ボールを電極に並べ、前述のリフロー法で強固な半田接合部を形成させることで電子部材とすることができる。本実施形態の電子部材では、これらのBGA、CSP、FCに本実施形態の半田ボールを実装したままの状態の電子部材も含み、またあるいは、フラックスや半田ペーストを予めプリント配線基板上の電極に塗布してから電子部材を電極上に乗せ、前述のリフロー法で強固に半田付けすることで電子部材を更にプリント基板に実装した状態の電子部材も含むものとする。また、このプリント基板の代わりに、TABTapeAutomatedBondingテープと呼ばれるフレキシブル配線テープや、リードフレームと呼ばれる金属製配線を使用しても良い。以上、本発明の好適な例を示したが、本願発明は、昨今顕著となってきた下記の課題に対しても、適宜変形することでその解決が可能である。1点目の課題は多数回のリフローに関する課題である。半田の強度は母相であるSnよりもむしろ半田中に析出する粒状合金相の寄与が大きく、細かな粒状合金相が多数存在すると強度は高くなる。しかしながらこの粒状合金相は熱に弱く、例えば多数回のリフローを実施すると、溶融温度を超える高温環境に幾度もさらされることで、粒状合金相は粗大化し、数も減少してしまう。半田ボールの直径が300μm程度の際には特に問題視されてこなかったが、半田ボールの直径が250μm以下では、多数回のリフローを実施すると、前述の理由で半田は必要な強度が確保できず、応力が付加されると半田は過剰に変形し、最悪のケースではショートしたり断線したりしてしまう。この不具合を解決するには、本願発明においてMgとNiを同時に添加するのが良い。これは、MgとNiの同時添加により、多数回のリフローを実施した際でも半田中の粗大なCu6Sn5を微細にできることで、Ag3Snが多数回のリフローによって粗大化し、半田中に存在する微細な粒状合金相の総数が減少しても、その減少分を、前記の微細なCu6Sn5が補ってくれることで析出硬化の効果が得られ、半田ボールの強度低下を防止できるためである。この詳細な理由は未解明であるが、粗大なCu6Sn5中のCuをNiが置換し、微細な6Sn5を形成する際に、Mgが触媒のような作用をし、前記置換を手助けするためと思われる。尚、Mgを添加せずにNiのみ添加しただけではこのような効果は充分には見られない。2点目の課題は、電極の剥離に関する課題である。昨今、電極の構造が従来のCu電極やCuNiAu電極からCuNiPdAu電極というように変化し始めている。このような電極を用いても、1~2回のリフローでは半田と電極との間における拡散はさほど進行しないので、半田/電極界面に脆性な合金相が層状に成長することは回避できるが、多数回のリフローを実施すると、前記拡散の影響が無視できず、半田/電極界面に合金相が層状に成長することで電極で剥離が生じ、最悪のケースではショートしたり断線したりしてしまう。この傾向は特にCuNiPdAu電極を使用した際に頻繁にみられる。このような電極での剥離を抑制するには、半田/電極界面における脆性な合金相の層状な成長を抑制すればよいのであるが、本願発明においてMgとNiを同時に添加すれば、半田/電極界面における相互拡散が遅くなり、脆性な合金相の厚みを薄くでき、またその形状も平滑とできるので良い。尚、Niの単独の添加でもこのような効果は見られはするが、必ずしも十分ではなく、脆性な合金相の厚みを確実に薄くするには前記のようにMgとNiとを同時添加するのが良い。この理由は、Niが半田/電極界面における相互拡散のバリアとしての機能を示すことで相互拡散を遅くする際に、Mgが触媒のような作用をし、Niの拡散バリアとしての機能をより確実に実施できるよう手助けできるためと思われる。主成分に本実施形態の添加元素を加えた原料を、黒鉛るつぼ内に設置してから高周波溶解炉で加熱溶解し、冷却することで半田合金を得た。尚、原料のSn中に含有される酸素濃度を燃焼法で測定し、その濃度を表1、2に示す。加熱温度は、300°Cとした。その後、半田合金を線径20μmの線材とした。線材を長さ261、並びに972mmで切断し、一定体積にしてから再度高周波溶解炉で加熱溶解し、冷却することで直径250μm、並びに180μmの半田ボールをそれぞれ得た。再加熱温度は、350°Cとした。この時、高周波溶解炉内の雰囲気は窒素とし、その酸素分圧は概ね100Paとしておいた。また、半田ボールを製造する際には、冷却過程の半田に冷気ガスを吹き付け、冷却速度を300°C/秒と大きくした。各半田ボールの組成はICP分析で同定し、それらの値を表1~5に示す。各半田ボールの融点は示差走査熱量測定DSC;DifferentialScanningCalorimetry計で測定し、その値を表1~5に示す。非晶質相の同定はTEM及びEDXによって行い、非晶質相中で同定された元素を表1、2に示す。また、非晶質相及び全酸化錫の厚みはTEMで測定し、更に、全酸化錫における非晶質酸化錫の占有率を算出した。その値を表1、2に示す。また、半田ボール表面の酸化の程度をFE-SEM並びにEDXを用いて5万倍の倍率で観察した。その際、半田ボールの表面が多角形状に変形していれば×を、そのような変形がわずかだけ観察されれば△を、そのような変形がまったく観察されなければ○を、表1、2に示した。半田ボールを実装するプリント基板として、40mm×30mm×1mmサイズ、電極は0.3mmピッチ、電極表面はCu電極のままという仕様の物を使用した。基板上に水溶性フラックスを塗布してから半田ボールを搭載し、ピーク温度が250°Cに保たれたリフロー炉内で加熱し、冷却することで前記プリント基板上に半田バンプを形成させた。更にそのバンプ上に、同様の方法で半導体デバイスを接合させ、プリント基板/半田バンプ/半導体デバイスという構成の電子部品を得た。尚、前記半導体デバイスは8mm角、324ピンで、電極はCuであった。更に、上記試験片の内の数水準においては、プリント基板/半田バンプという構成の電子部品を得た後に、更に4回、リフロー炉内で加熱冷却することを繰り返した。当該試験を行った試験片は表6に改めて示す。また、当該試験に限って、CuNiAu電極及びCuNiPdAu電極でも同様の試験を行った。熱疲労特性はTCT試験温度サイクル試験;ThermalCycleTestで評価した。その際、-40°Cから125°Cの間で複数回試験片の環境温度を変化させ、25回毎にTCT試験装置内から試験片を取り出し、導通試験の結果、電気抵抗値が初期値の2倍を超えたら不良が発生したと見なした。初めて不良が発生した回数をTCT寿命として表1、2に示す。直径250μmでの熱疲労特性は、初めて不良が発生した回数500回以上であれば良好とし、直径180μmでの熱疲労特性は、初めて不良が発生した回数300回以上であれば良好とした。耐落下性は、JEDEC半導体技術協会;SolidStateTechnologyAssociation規格のJESD22-B111に準拠した試験法で評価した。その際、落下毎に試験片の導通性を確認し、導通が初期値の2倍を超えたら不良が発生したと見なした。初めて不良が発生した回数を耐落下衝撃寿命として表4、5に示す。プル強度の測定は、上述の多数回リフロー試験を行った試験片でのみ実施した。その際、市販のプル強度測定機Dage2400PCを用いて、試験速度を300μm秒、試験片持ち手部の閉圧力を10PSiとしてプル試験を行い、測定中の保持時間2秒経過までの最大プル強度を50点平均することでプル強度値を求め、その値を表6に示す。直径250μmでの多数回リフロー試験後のプル強度は、4000mN以上であれば合格とした。また、プル試験後の剥離界面を光学顕微鏡で50点観察し、電極材質や下地が5点以上観察されたら×を、4点以下の観察であれば使用上特に問題の無いレベルと見なして△を、まったく観察されなければ○を、表6中の剥離界面欄にあわせて記載した。直径250μmでの熱疲労特性直径180μmでの熱疲労特性直径250μmでの熱疲労特性直径250μmでの耐落下性直径180μmでの耐落下性直径250μmでの多数回リフロー試験後のプル強度と剥離の有無表1に示すように、本実施形態によれば、直径250μmという小径の半田ボールであっても、500回以上という良好な熱疲労特性が得られた。また、表2に示すように、本実施形態によれば、直径180μmという小径の半田ボールであっても、300回以上という良好な熱疲労特性が得られた。また、表3に示すように、本実施形態によれば、直径250μmという小径の半田ボールであっても、675回以上という良好な熱疲労特性が得られた。同様に、表4に示すように、本実施形態によれば、直径250μmという小径の半田ボールであっても、90回以上という良好な耐落下性が併せて得られた。また、表5に示すように、本実施形態によれば、直径180μmという小径の半田ボールであっても、90回以上という良好な耐落下性が併せて得られた。そして、表6に示すように、NiとMgを同時に添加するという本実施形態によれば、多数回リフロー試験を行っても、良好なプル強度と剥離界面が得られた。