CN105592972A - 无铅软钎料合金 - Google Patents

Abstract

本发明涉及能够形成高电流密度下的通电中的电迁移和电阻增大得到抑制的钎焊接头的无铅软钎料合金，其具有如下合金组成，该合金组成包含以质量％计In：1.0～13.0％、Ag：0.1～4.0％、Cu：0.3～1.0％和余量Sn。该软钎料合金在超过100℃的高温下显示出优异的拉伸特性，不仅可以用于CPU还可以用于功率半导体等。

Description

无铅软钎料合金

技术领域

本发明涉及能够在高温高电流密度环境下使用的Sn-Ag-Cu系软钎料合金。

背景技术

近年来，对于主要在电脑中使用的CPU(中央处理单元(CentralProcessingUnit))，由于小型化、高性能化，因而搭载于CPU的半导体元件的平均每个端子中的电流密度增加。据说将来电流密度可达到10⁴～10⁵A/cm²左右。电流密度增加时，由于通电而产生的热增大，端子的温度上升，端子的原子热振动增加。其结果，钎焊接头中的电迁移的发生变明显，使钎焊接头断裂。

电迁移(以下有时简记作“EM”)是在钎焊接头那样的导电体中流通电流时发生的现象。正在进行热振动的钎焊接头中的原子与产生电流的电子发生碰撞，动量从电子传递至原子，结果原子的动量增加。动量增加了的原子沿着电子流向钎焊接头的阳极侧移动。原子向钎焊接头的阳极侧移动时，在钎焊接头的阴极侧生成空位。这样的空位堆积而生成空隙。若空隙生长，则最终会使钎焊接头断裂。如此，电迁移在发生通电的部位产生，在钎焊接头内部也会成为问题。

本说明书中设想的钎焊接头的使用环境为电流密度高的CPU驱动时的环境，以下称为“高电流密度环境”。这样的环境下的钎焊接头的可靠性的评价可以通过在大气中、在165℃下持续2500小时流通0.12mA/μm²的高电流密度的电流的电迁移试验(也称为EM试验)来进行。

以往作为无铅软钎料合金，广泛使用有Sn-Cu软钎料合金、Sn-Ag-Cu软钎料合金。对于Sn-Cu软钎料合金、Sn-Ag-Cu软钎料合金，作为这些合金的主要成分的Sn的有效电荷数较大，因此容易产生电迁移。其结果，由这些合金形成的钎焊接头在高电流密度环境下容易断裂。

专利文献1公开了，改善耐热疲劳性而抑制了裂纹产生的Sn-Ag-Cu-In系软钎料合金。专利文献1中公开的Sn-Ag-Cu-In软钎料合金通过In的微量添加而使润湿性提高。其结果，能够抑制裂纹的产生和钎焊接头的断裂。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2002-307187号公报

发明内容

发明要解决的问题

然而，专利文献1中，关于通过在Sn-Ag-Cu软钎料合金中添加In而抑制电迁移发生、抑制钎焊接头的断裂，没有任何记载也没有任何启示。专利文献1中，虽然有提及耐热疲劳特性，但没有充分研究在高温的高电流密度环境下长时间通电时的影响。即，专利文献1中并未忠实地再现CPU驱动时的环境。

专利文献1中具体研究的软钎料合金为In含量为0.5％的合金组成。该合金组成中，In含量极低，因此，无法确认通过添加In是否充分改善了耐热疲劳特性。完全无法证明在高温下的高电流密度环境下长时间通电时，该合金组成是否能够避免电迁移和由其引起的各种问题。因此，很难说专利文献1中记载的软钎料合金解决了近年来的由电流密度的增加导致的电迁移增大这样的问题。

本发明的课题在于，提供通过抑制由高温、高电流密度环境下的电迁移导致的空隙生长从而能够抑制钎焊接头的连接电阻的上升的无铅软钎料合金。

本发明人等为了抑制电迁移发生而精密地研究了Sn-Ag-Cu-In软钎料合金的组成。即，本发明人等认为，Sn原子沿着电子流而向阳极侧移动时，在阴极侧生成空位，通过In填埋该空位而可能抑制了空位的生长。其结果，本发明人等发现，通过将Sn-Ag-Cu-In软钎料合金的In的添加量设为1.0～13.0％，从而可以有效地抑制由空位的生成和电迁移导致的空隙生长，从而完成了本发明。

用于解决问题的方案

为了解决上述课题，权利要求1所述的无铅软钎料合金具有以质量％计In：1.0～13.0％、Ag：0.1～4.0％、Cu：0.3～1.0％且余量基本上由Sn组成的合金组成。

根据权利要求1，权利要求2所述的无铅软钎料合金中将Ag含量设为0.3～3.0质量％。

根据权利要求1，权利要求3所述的无铅软钎料合金以质量％计含有In：2.0～13.0％，Ag：0.3～3.0％，Cu：0.5～0.7％。

根据权利要求1，权利要求4所述的无铅软钎料合金含有In：5.0～10.0％，Ag：0.1～1.5％，Cu：0.3～1.0％。

权利要求5的钎焊接头由权利要求1～4中任一项所述的无铅软钎料合金形成。

根据权利要求5，权利要求6所述的钎焊接头在大气中，在165℃下，以电流密度0.12mA/μm²的电流通电2500小时后的电阻值的增加率相对于通电开始前的电阻值为30％以下，相对于从通电开始起500小时后的电阻值为5％以下。

权利要求7所述的抑制通电中的电迁移的方法包括：使用权利要求1～4中任一项所述的无铅软钎料合金而形成钎焊接头。

发明的效果

由此，本发明的无铅软钎料合金在Sn-Ag-Cu软钎料合金中以1.0～13.0％的量含有In，因此可以抑制此类无铅软钎料合金中容易发生的电迁移。另外，In含量为5～10％时，可以更有效地抑制电迁移发生，而且在高温下显示出优异的机械特性。

另外，本发明的钎焊接头由上述那样的无铅合金形成，因此在高温、高电流密度环境下也可以阻止由电迁移导致的断裂。

进而，本发明的抑制通电中的钎焊接头的电迁移的方法可以抑制由通电中的钎焊接头的电迁移导致的空隙生长。

附图说明

图1为示意性地示出EM试验结束后的距阴极的距离与钎焊接头中的In浓度的关系的图。

图2A为EM试验中使用的FCLGA封装体的示意性截面图。

图2B为EM试验中使用的FCLGA封装体的示意性俯视图。

图3为示意性示出供于EM试验的钎焊接头的电子(e^-)的流动方向的简图。

图4为示出由Sn-7In-1Ag-0.5Cu软钎料合金形成的钎焊接头与Ni/Au被覆电极的交界处形成的金属间化合物的截面SEM照片。

图5为以与EM试验的试验时间的关系示出由比较例的Sn-0.7Cu软钎料合金形成的钎焊接头的电阻值的变化的图。

图6为以与EM试验的试验时间的关系示出由本发明的Sn-1Ag-0.5Cu-7In软钎料合金形成的钎焊接头的电阻值的变化的图。

图7A为以与EM试验的试验时间的关系示出由本发明的Sn-1Ag-0.5Cu-4In软钎料合金形成的钎焊接头的电阻值的变化的图。

图7B为以与EM试验的试验时间的关系示出由本发明的Sn-1Ag-0.5Cu-13In软钎料合金形成的钎焊接头的电阻值的变化的图。

图8为Ni/Au被覆Cu电极上由比较例的Sn-0.7Cu软钎料合金形成的钎焊接头的EM试验2500小时后的截面SEM照片。

图9为Ni/Au被覆Cu电极上由本发明的Sn-7In-1Ag-0.5Cu软钎料合金形成的钎焊接头的EM试验2500小时后的截面SEM照片。

图10A为拉伸试验中使用的试验片的俯视图。

图10B为图10A所示的拉伸试验中使用的试验片的端面图。

图11为以与其In含量的关系示出Sn-(0～15)In-1Ag-0.5Cu软钎料合金的拉伸强度的图。

图12为以与其In含量的关系示出Sn-(0～15)In-1Ag-0.5Cu软钎料合金的断裂伸长率的图。

具体实施方式

以下详细说明本发明。本说明书中，关于软钎料合金组成的“％”，只要没有特别指定，则为“质量％”。

本发明的Sn-In-Ag-Cu软钎料合金含有1.0～13.0％的In，因此，可以抑制由电迁移引起的空隙生长。以下详述Sn与In与电迁移的关系。

如后面详细说明那样，将使用本发明的软钎料合金制作的钎焊接头在高温下通电时，Sn原子优先沿着电子流而向钎焊接头的阳极侧移动，在阴极侧残留空位。另一方面，In原子填埋在钎焊接头的阴极侧生成的空位，因此，在钎焊接头的阳极侧生成Sn富集层，在阴极侧生成In富集层。软钎料合金的In含量越多，该现象变得越显著，In富集层和Sn富集层的膜厚越会变厚。其结果，对这样的钎焊接头进行在高温下流通电流密度高的电流的EM试验时，直至经过500小时左右为止，观察到钎焊接头的电阻值上升的电阻变化(resistanceshift)。可以认为，在该EM试验的初始阶段观察到的电阻上升是由上述层分离(Sn富集层和In富集层的生成)而引起的。

如表1所示那样，In的电阻率为Sn的约8倍。因此，可以认为，由Sn-In-Ag-Cu软钎料合金形成的钎焊接头的电阻在EM试验的初始阶段上升是由In富集层的生长引起的。关于该初始阶段的电阻增大，可以预测In富集层越厚电阻变得越大。

In原子填埋由于Sn原子的移动而在阴极侧生成的空位时，In原子可以置换原本β-Sn所占的空位的位点而固溶。可以认为，这样的通过In原子的置换而进行的固溶可抑制空隙的核在阴极侧形成，由此，提高钎焊接头的耐电迁移性(抑制由电迁移引起的空隙生长)。

[表1]

对于由扩散系数不同的2种元素形成的二元系合金，这2种元素想要向相同方向移动时，扩散系数较大的一个元素优先向目标方向移动，生成空位。另一方面，扩散系数较小的另一个元素填埋所形成的空位。一般来说，有效电荷数越大，扩散系数也变得越大。Sn和In的有效电荷数分别为-18和-2。此处，有效电荷数是指，表示容易发生电迁移的程度的值。因此，有效电荷数的绝对值较大的Sn原子优先沿着电子流向目标方向移动，In原子填埋由于Sn原子的移动而形成的空位。

因此，In富集层的形成经由如下2个步骤而发生，即，由EM引发Sn原子发生向阳极侧的流动、和In原子发生向反方向的流动。Sn原子的流动是通过Sn原子与电子碰撞而接受动量的传递而产生的。由于该Sn原子的移动，In原子无法停留在通电前所占的原来的晶格位置，变成向与Sn相反的方向移动。Sn原子与电子一起开始向钎焊接头的阳极侧移动时，在钎焊接头的阳极侧产生压缩应力。另一方面，在钎焊接头的阴极侧产生拉伸应力，因此在阳极与阴极之间形成应力梯度。该应力梯度如果充分大，则相对较难移动的In原子也开始从钎焊接头的阳极侧向阴极侧移动。因此，在EM试验的初始阶段以电阻增大的形式呈现的In富集层的形成需要一些时间。如后述的图6～图7B所示那样，In富集层的形成所需的时间例如为100～500小时的范围，依赖于In含量(In含量越少时间越短)。如专利文献1中记载的软钎料合金那样，In含量为微量时，直至形成In富集层为止的时间缩短，但In原子向空位中的填充变得不充分，空隙生长。

由Sn原子在钎焊接头的阳极侧的界面形成薄的Sn富集层时，几乎全部的In原子会从该Sn富集层向阴极侧移动。

图1为示意性地示出EM试验结束后的钎焊接头中的In浓度与距钎焊接头的阳极侧的距离的关系。如图1所示那样，对钎焊接头长时间流通高电流密度的电流后，距钎焊接头的阳极侧的距离小的Sn富集层中的In浓度(C₁)基本变为零，阴极侧与阳极侧之间的钎焊接头的中央部(软钎料基质)(图1中表示为Sn-In层)的In浓度变为C₂。位于距离阳极侧较远的位置的In富集层的In浓度变得远高于C₂。上述情况下，Sn富集层的生长速度可以用下式(1)表示。

$(C_2-C_1)\frac{dy}{dt}=J_{Sn}=C_{Sn}\×\frac{D_{Sn}\×z^{*}}{\mathrm{\κ}T}\×e\×\mathrm{\ρ}\×j---\left(1\right)$

式(1)中，y为Sn富集层的厚度，t为通电时间，C₁和C₂分别为Sn富集层的In含量和软钎料合金中的In浓度，J_Sn为由EM引发的Sn的原子通量，C_Sn、D_Sn和z*分别为基体软钎料中的扩散物种即Sn的浓度、扩散系数和有效电荷数，ρ为软钎料合金的电阻率，κ为玻耳兹曼常数，T为温度，e为电子的电荷，j为电流密度。

由EM引发的Sn的原子通量受限制时，Sn富集层的生长速度dy/dt变为恒定，因此Sn富集层的生长速度相对于通电时间变得具有线性依赖性。然而，如果Sn富集层中的In的扩散受限制，则Sn富集层的生长速度会被较慢的In原子的扩散所控制，因此可以用下述式(2)表示。

$(C_2-C_1)\frac{dy}{dt}=J_{In}=-D_{In}\frac{{\mathrm{dC}}_{In}}{dx}---\left(2\right)$

式(2)中，J_In为来自阳极侧的、即来自Sn富集层的In的扩散通量，D_In为In的扩散系数，C_In为软钎料合金的In浓度，x为在与Sn富集层垂直的方向上距Sn富集层的距离。从Sn富集层或In富集层的生长速度依赖于软钎料合金的In浓度、且具有抛物线性依赖性的方面来看，这与式(2)一致。

如上述那样，本发明的Sn-In-Ag-Cu软钎料合金中，由于以充分的量含有In，因此，通过通电而使Sn原子优先向阳极侧移动，结果Sn原子在钎焊接头的阳极侧形成Sn富集层，然后，由于前述应力梯度，In原子向钎焊接头的阴极侧移动，在阴极侧形成In富集层。此时，In原子填埋由Sn原子的移动而产生的空位，由此可以抑制空位的生成。其结果，可以抑制由电迁移导致的空隙生长，结果可以防止钎焊接头的断裂。

以下对本发明的软钎料合金的合金组成进行说明。

本发明的软钎料合金的In含量为1.0％以上且13.0％以下。In抑制通电中的电迁移发生，提高高温下的软钎料合金的机械特性，且降低软钎料合金的熔点。In含量大于13.0％时，软钎料合金的机械特性、特别是延性劣化。In含量小于1.0％时，无法充分发挥由In添加而产生的效果。In含量的下限优选为2.0％、更优选为5.0％。In含量的上限优选为13.0％、更优选为10.0％。

从得到优异的拉伸强度而不使断裂伸长率劣化的观点出发，In含量特别优选为5.0～10.0％的范围内。本发明的Sn-In-Ag-Cu软钎料合金在进行软钎焊，使得到的钎焊接头通电后，也如图1所示那样，钎焊接头的阴极与阳极之间的中央部(图1中表示为Sn-In层)维持最初的软钎料合金的组成。本发明的软钎料合金中，通过通电而发生电迁移后，In也固溶于Sn相，因此，在高温下软钎料合金的拉伸强度高，可以抑制断裂伸长率的劣化。因此，本发明的软钎料合金的In含量为5.0～10.0％时，能抑制由电迁移导致的钎焊接头的断裂，而且在高温下可以得到优异的机械特性。

本发明的软钎料合金的Ag含量为0.1～4.0％。Ag对于提高软钎料合金的润湿性、拉伸强度等机械特性是有效的。Ag含量大于4.0％时，软钎料合金的液相线温度(也称为LL)上升。Ag含量小于0.1％时，润湿性劣化。Ag含量优选为0.3％以上且3.0％以下。

本发明的软钎料合金的Cu含量为0.3～1.0％。Cu可提高软钎料合金的润湿性、拉伸强度等机械特性，典型地对于抑制Cu制的电极或端子的Cu腐蚀是有效的。Cu含量大于1.0％时，软钎料合金的润湿性劣化，液相线温度上升。Cu含量小于0.3％时，钎焊接头的接合强度劣化。Cu的含量优选为0.5％以上且0.7％以下。

本发明的软钎料合金优选为包含In：1.0～13.0％、Ag：0.3～3.0％、Cu：0.3～1.0％和余量Sn的合金组成，更优选为包含In：2.0～13.0％、Ag：0.3～3.0％、Cu：0.5～0.7％和余量Sn的合金组成。本发明的其他优选的软钎料合金为包含In：5.0～10.0％、Ag：0.1～1.5％、Cu：0.3～1.0％和余量Sn的合金组成。

使用本发明的软钎料合金的接合方法只要使用回流焊法依据常规方法进行即可，并不因使用本发明的软钎料合金而强求特殊的条件。具体而言，一般来说，在比软钎料合金的液相线温度高几℃～约20℃的温度下进行回流软钎焊。

本发明的钎焊接头适合用于半导体封装体中的IC芯片与其基板(中介层)的连接或半导体封装体与印刷电路板的连接。此处“钎焊接头”是指，连接2个端子时的从一个端子至另一个端子的部分。

对于本发明的钎焊接头，优选在大气中，在165℃下，以电流密度0.12mA/μm²通电时，通电2500小时后的电阻值的增加率相对于通电开始前的电阻值为30％以下，相对于通电500小时后的电阻值为5％以下。其结果，本发明的钎焊接头即使在这样的高温、高电流密度环境下长时间通电，也不会产生由电迁移导致的断裂。

可以认为，本发明的钎焊接头在不进行通电时，在高温下具有优异的耐热性。因此，本发明的钎焊接头可以利用一般的软钎焊条件通过前述接合方法来形成。

本发明的通电中的钎焊接头的电迁移的抑制方法可以通过使用本发明的软钎料合金形成例如用于接合半导体元件与基板的钎焊接头来实现。本发明能够抑制工作中在CPU内部发生通电的钎焊接头中可能发生的、由通电中的钎焊接头的电迁移导致的空隙生长。

本发明的软钎料合金可以以预成型体、线材、焊膏、焊料球(也称为软钎料球)等形态使用。例如，焊料球的直径优选为1～100μm的范围内。

本发明的软钎料合金可以通过使用低α射线材料作为其原材料来制造低α射线的焊料球。这样的低α射线的焊料球用于形成存储器周边的焊料凸块时，可以抑制软错误。

实施例

各种无铅Sn-Ag-Cu-In软钎料合金是为了调查由该软钎料合金形成的钎焊接头的电迁移、并评价其机械特性而制备的。

1.电迁移的测定(EM试验)

在EM试验前，首先，调查Sn-4In-1Ag-0.5Cu软钎料合金、Sn-7In-1Ag-0.5Cu软钎料合金和Sn-13In-1Ag-0.5Cu软钎料合金的软钎焊性。将试验软钎料合金的焊料球载置于具有Ni/Au皮膜的Cu焊盘上，使用水溶性非卤素助焊剂进行回流焊，由此进行软钎焊而形成焊料凸块。

图4为由Sn-7In-1Ag-0.5Cu软钎料合金制作的焊料凸块的截面的倍率5000倍下的SEM照片。在焊料凸块41与Ni皮膜42之间的界面生成金属间化合物43。该金属间化合物43为典型的针状的Ni-Sn金属间化合物，显示软钎料合金与Ni/Au皮膜的软钎焊反应非常良好。即，确认了该无铅软钎料合金的软钎焊性优异。如图4所示，在由In含量为4％或13％的其余的本发明的软钎料合金制作的焊料凸块中也确认到Ni-Sn金属间化合物的生成。因此，本发明的这些软钎料合金的软钎焊性都优异。

图2A以及图2B分别示出EM试验中使用的FCLGA(反转接点栅格阵列(FlipChipLandGridArray))封装体10的示意性纵截面图和示意性俯视图。作为一例，如图2A所示，FCLGA封装体10由10mm×10mm×厚度750μm的尺寸的模具11、22mm×22mm×厚度1.0mm的尺寸的模具基板12和35mm×35mm×厚度1.2mm的尺寸的有机层压基板13构成。模具11和模具基板12以倒装芯片(FC)方式接合14，模具基板12和有机层压基板13以BGA方式接合。

本实施例中，使用具有通过上述方法由焊料球形成的FC接合钎焊接头的FCLGA封装体，实施钎焊接头的EM试验，所述焊料球由本发明的软钎料合金或比较用的软钎料合金形成。本发明的软钎料合金的组成为Sn-(4、7或13)In-1Ag-0.5Cu，比较用的软钎料合金的组成为Sn-0.7Cu。

EM试验中，如图3示意性示出的那样，按照能够以相同极性且相同电流同时对一排整体的焊料凸块进行试验的方式设计试验装置。即，该部件中，可以测定电流的流动方向相同的一排钎焊接头的整体的电阻。

EM试验在腔室内实施。将放入有要进行试验的FCLGA封装体的腔室加热至165℃，维持在该温度下。温度稳定在恒定状态后，对试验部件(FCLGA封装体)流通950mA的恒定电流，经2500小时以上当场连续监视电阻。通电中的各焊料凸块的电流密度为0.12mA/μm²[根据950mA/(π×(100μm/2)²)算出]。

将Sn-7In-1Ag-0.5Cu软钎料合金的试验结果与比较例的Sn-0.7Cu软钎料合金的结果一起示于下表2。表2示出从EM试验开始经过各种时间后的电阻增大率。表2的值均为针对5排钎焊接头的平均值。

[表2]

电阻增大率[%]

图5为示出由比较例的Sn-0.7Cu软钎料合金制作的钎焊接头的电阻值与试验时间的关系的图。图6为示出由本发明的Sn-7In-1Ag-0.5Cu软钎料合金制作的钎焊接头的电阻值与试验时间的关系的图。图5和6分别针对各组成示出5排钎焊接头中的电迁移的结果。表2所示的数据是由该图的数据以5排钎焊接头的测定值的平均值的形式求出的。

如图5所示，比较例的Sn-0.7Cu软钎料合金表现出在经过某个时间时电阻值会急剧升高这样的典型的由电迁移导致的电阻变化。具体而言，也如表2所示，电阻值的增大从试验开始至约900小时为止非常缓慢。可以认为，该900小时的时间为：空隙的核形成开始、其进行生长而品质急剧劣化为止的时间。超过900小时时，电阻值急剧上升，1500小时时的电阻的上升率为62％左右，直至2500小时为止钎焊接头的2排中观察到导通不良(断裂)。进而，图5的5排的全部钎焊接头的电阻在经过900小时后，特别是经过1200小时后显示出明显的波动，电阻明显变得不稳定。另外，5排钎焊接头之间的电阻的偏差也大。

另一方面，如图6和表2所示，由Sn-7In-1Ag-0.5Cu软钎料合金制作的钎焊接头的电阻值在EM试验的极早的阶段(约10小时为止)增加2％左右。然后，在500小时时电阻值上升23％。之后，电阻值基本停留在固定值，如2500小时后电阻值的上升率也仅为28％所证明那样，保持稳定。另外，5排钎焊接头之间的电阻的偏差、各排钎焊接头的电阻的波动也小于图5。如图7A和图7B所示，In为4％或13％的本发明的其他软钎料合金的情况也显示出与图6同样的倾向。即，在初始的电阻增大后，2500小时后电阻仍保持稳定。In含量越高，初始电阻值的增大变得越大。

关于电迁移的机制，在EM试验后的钎焊接头的截面中使用扫描式电子显微镜(SEM)和电子探针显微分析仪(EPMA)来进行调查。

图8和图9分别为进行EM试验2500小时后的由比较例的Sn-0.7Cu软钎料合金制作的钎焊接头和由本发明的Sn-7In-1Ag-0.5Cu软钎料合金制作的钎焊接头的截面的SEM照片。如这些图所示，以将模具基板上形成的具有Ni/Au镀层的Cu焊盘56或66、与模具上形成的Cu焊盘51和61连接的方式，由焊料球形成钎焊接头53或63。EM试验中，以电子沿着从模具基板上的Cu焊盘56或66向模具上形成的Cu焊盘51和61的方向流动的方式，对钎焊接头53或63流通电流。因此，模具基板上的Cu焊盘56或66成为阴极，模具上的Cu焊盘51或61成为阳极。

如图8和图9所示，在作为阳极的Cu焊盘51和61上均生成Cu-Sn金属间化合物52或62。在阴极的Cu焊盘56和66上均观察到Ni镀层55或65。这些Cu-Sn金属间化合物52或62与镍镀层55或65之间利用钎焊接头53或63进行了连接。钎焊接头53和63中，阴极56或66与Ni镀层55或65之间均生成空隙54或64。

如图8所示，使用比较例的Sn-0.7Cu软钎料合金时，空隙54在阴极56上的Ni镀层55附近在钎焊接头53内以形成线或层的方式生成。钎焊接头内的这样的形态下的空隙的生成在受到应力时容易产生该钎焊接头的破坏。另一方面，如图9所示，使用本发明的Sn-7In-1Ag-0.5Cu软钎料合金的情况下，在阴极66上的Ni镀层65附近在钎焊接头63内生成的空隙64形成相隔的空隙集团而不形成层。因此，在EM试验2500小时后对钎焊接头的导通不良的担心也少。

为了判定EM试验中的原子的流动，在2500小时的EM试验后收集EPMA数据。由该结果可知，由Sn-0.7Cu软钎料合金制作的钎焊接头按照典型的电迁移的机制行动。即，可知，高密度电子流与Sn原子碰撞时，Sn原子向阳极侧移动，另一方面，空隙是向与电子流相反的方向移动而蓄积于阴极侧。

本发明的含In的Sn-Ag-Cu软钎料合金中，In原子与电子流相反地移动，而Sn原子与电子一起移动，由此，在阳极侧形成Sn富集层，在阴极侧形成形成In富集层。可以认为，这些层的形成通过上述机制而发生。

2.机械特性

将表3[Sn-xIn-1Ag-0.5Cu(x＝0～15)]和表4[Sn-xIn-(0或1)Ag-0.7Cu(x＝0～15)]中示出的组成的软钎料合金浇铸到铸模中，制作图10A和图10B所示的形状的试验片。例如，各试验片的平行部Pl的尺寸为直径8mm、长度30mm。另外，安装于试验设备的、平行部Pl的外侧的两固定部Fx的尺寸分别为直径10mm、长度15mm。进而，平行部Pl与各固定部Fx之间分别从平行部Pl向固定部Fx形成为锥形状，该试验片的全长为68mm。试验片如下制作：将各软钎料合金在其组成的液相线温度+100℃的温度下浇铸到加工成图10A和图10B中示出的形状的分割式模具的铸模中，然后空气冷却至室温，从铸模取出形成的铸片。

使用拉伸试验机，在大气中、在室温(RT)或125℃下以6mm/分钟的速度对各试验片施加张力，根据由负荷传感器读取的载荷和位移算出拉伸强度和断裂伸长率。将结果一并记于以下的表3和表4。

[表3]

合金组成(质量%)：Sn-xIn-1Ag-0.5Cu(x＝0～15)

[表4]

合金组成(质量%)：Sn-xIn-（0or1)Ag-0.7Cu(x＝0～15)

由表3和表4可知，Cu的含量为0.5％和0.7％的任一软钎料合金在全部合金组成中均显示出同样的倾向。具体而言，拉伸强度在Cu含量为0.5％的情况下，在In含量为4％以上时在室温和125℃中的任意温度下均显示出高的值，在Cu含量为0.7％的情况下，在In含量为5％以上时，在室温和125℃的任一温度下均显示出高的值。另外，在125℃下若In含量超过13％，则断裂伸长率急剧降低。

图11为示出Sn-(0～15)In-1Ag-0.5Cu软钎料合金在室温和125℃下的拉伸强度与In含量的关系的图。图12为示出Sn-(0～15)In-1Ag-0.5Cu软钎料合金在室温和125℃下的断裂伸长率与In含量的关系的图。将高温下的测定温度设为125℃是由于，近年来的半导体元件中，驱动温度有达到100℃的情况，而需要在更苛刻的环境下的测定。

如图11所示，拉伸强度从In含量超过4％时开始急剧提高，In含量为5～10％时在125℃这样的高温下也显示出高的值。另一方面，In含量超过13％时拉伸强度降低。如图12所示，断裂伸长率随着In含量变多而缓慢降低，在125℃下In含量超过13％时急剧降低。如表4所示，Sn-(0～15)In-(0、1)Ag-0.7Cu软钎料合金在拉伸强度和断裂伸长率方面也显示出与图11以及12同样的倾向。

如上所述，本发明的软钎料合金在Sn-Ag-Cu软钎料合金中以1.0～13.0％的量含有In，因此，可以抑制在这种无铅软钎料合金中容易发生的、最终会导致钎焊接头破损的电迁移的产生。另外，In含量为5～10％时，本发明的软钎料合金能够更有效地抑制电迁移发生，而且在高温下显示出优异的机械特性。

因此，本发明的软钎料合金除了CPU之外，还可以用于太阳光发电的电力转换装置、产业用电动机的大电流变换器等处理高电压/大电流的设备。特别是，In含量为5～10％的软钎料合金的机械特性优异，因此，可以用于电动汽车(EV)、插电式混合动力汽车(PHV)的发动机控制用变换器中搭载的功率半导体。

Claims (7)

1.一种无铅软钎料合金，其具有以质量％计In：1.0～13.0％、Ag：0.1～4.0％、Cu：0.3～1.0％且余量基本上由Sn组成的合金组成。

2.根据权利要求1所述的无铅软钎料合金，其中，所述合金组成以质量％计含有Ag：0.3～3.0％。

3.根据权利要求1所述的无铅软钎料合金，其中，所述合金组成以质量％计含有In：2.0～13.0％、Ag：0.3～3.0％、Cu：0.5～0.7％。

4.根据权利要求1所述的无铅软钎料合金，其中，所述合金组成以质量％计含有In：5.0～10.0％、Ag：0.1～1.5％、Cu：0.3～1.0％。

5.一种钎焊接头，其是由权利要求1～4中任一项所述的无铅软钎料合金形成的。

6.根据权利要求5所述的钎焊接头，其中，在大气中，在165℃下，流通电流密度0.12mA/μm²的电流时，通电开始后2500小时时的电阻值的增加率相对于通电开始前的电阻值为30％以下，相对于通电开始后500小时时的电阻值为5％以下。

7.一种抑制通电中的钎焊接头的电迁移的方法，该方法包括：使用权利要求1～4中任一项所述的无铅软钎料合金而形成钎焊接头。