CN111954585A - 焊料合金、以及焊料接头 - Google Patents

Abstract

本发明提供拉伸强度较高、能够抑制Ni侵蚀并且抑制接合界面的气孔的产生的焊料合金、以及焊料接头。焊料合金以质量％计具有Ag为1％～4％、Cu为0.1％～1.0％、Ni为0.005％～0.09％、Co为0.0025％～0.1％、P为0.001％～0.015％、以及余量由Sn构成的合金组分，合金组分满足下述(1)式。0.00020＜(Ni/Co)×(1/Ag)×P＜0.025(1)。在上述(1)式中，Ni、P、Ag以及Co分别表示合金组分的含量(质量％)。

Description

焊料合金、以及焊料接头

技术领域

本发明涉及具有较高的拉伸强度、并且抑制Ni侵蚀以及接合界面的气孔(void)的产生的焊料合金、以及焊料接头。

背景技术

近年来，对电子设备要求高集成化、大容量化、高速化。例如使用QFP(Quad FlatPackage，方型扁平式封装)等半导体封装，实现半导体芯片级的高集成化、高功能化。在QFP的制造中，采用了将从硅晶圆切割出的硅片在引线架进行贴片(die bonding)的封装工艺。

在对BGA(Ball Grid Array，球栅阵列)那样的微小电极进行接合的QFP中，利用焊料合金将硅片和引线架进行贴片而形成焊料接头。在硅片中，为了改善与焊料的润湿性并提高粘附强度，例如在最外层形成具备Ni层的背衬金属(back metal)。不过，若最外层的Ni层与熔融焊料接触，则Ni层熔融在熔融焊料中而产生Ni侵蚀。在此，通常在背衬金属中，为了抑制Ni向硅片扩散，而形成Ti等的屏障层。若Ni侵蚀不断深入而Ti层露出，则由于焊料合金向Ti的润湿性非常差，因此背衬金属排斥润湿熔融焊料。另外，即使Ni层残存极少，Ni原子也向熔融焊料中扩散并且Ti也基本不在Ni中扩散。因此，在作为屏障层的Ti层与Ni层的界面处气孔以原子级增加，残存极少的Ni层和与Ti层的界面的粘附强度降到极低。其结果是，贴片后的接合部在耐冲击性、耐热循环性方面变差。这样，使背衬金属的Ni层残存对于贴片是极重要的。

此外，一直以来广泛使用Sn-Ag-Cu焊料合金，在贴片中也有所应用。不过，在使用了该焊料合金的情况下，在近年来的各种的要求中，产生了改善耐热循环性、耐冲击性、耐变色性的需要。因此，关于一直以来被广泛使用的Sn-Ag-Cu焊料合金，为了改善这些特性而进行了各种的研究。

例如在专利文献1中，公开了在Sn-Ag-Cu焊料合金中作为任意元素而含有Co、Ni并且作为选择性必要元素而含有P等的焊料合金。公开了该焊料合金在含有Co、Ni的情况下表现出耐热循环性，在含有P的情况下表现出耐冲击性、耐变色性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特许第4144415号公报

发明内容

发明所要解决的问题

如上所述，专利文献1中公开的焊料合金是能够同时发挥耐冲击性、耐变色性、以及耐热循环性三种效果的优质合金。不过，可以认为在合金设计上还有进一步的改善的余地。

在专利文献1的实施例4中，公开了在Sn-Ag-Cu焊料合金中同时含有P、Co、以及Ni的合金组分。而且，在专利文献1的实施例14中，公开了与实施例4相比较而不含有Co的合金组分。在此，在专利文献1中，如前所述记载有Co、Ni是为了表现出耐热循环性而最好含有的任意元素。这样一来，可以认为同时含有Ni以及Co的两元素的实施例4与仅含有Ni的实施例14相比而耐热循环性得以提高。然而，实施例4和实施例14表现为耐热循环性相同的结果。可以认为这是实施例14的Cu含量为实施例4的1/10、实施例14含有Sb所引起的。

另外，在专利文献1中，记载有Ag是提高焊接性的元素，其意图通过熔融焊料充分地润湿开来而表现出较高的耐冲击性。然而，比实施例4含有更多Ag的实施例3在耐冲击性方面变差。可以认为这是由于实施例3与实施例4相比较而P含量较多、并且不含有Co所引起的。

在焊料合金中，尽管各元素存在固有的添加意义，但焊料合金是将全部的构成元素组合而成的一体的物质，且各构成元素相互产生影响，因此需要作为整体而平衡性良好地含有构成元素。在专利文献1记载的焊料合金中，各构成元素的含量分别被个别优化，可以认为在专利文献1的申请时为了得到专利文献1中记载的效果是足够的。不过，在想要在具有同样的构成元素的焊料合金中提高其他特性以能够应对近年来的要求的情况下，需要在对各构成元素的含量逐个优化的基础上，进一步地平衡性良好地含有构成元素。

在专利文献1记载的发明中，虽然进行了假定BGA那样的微小电极的情况下的合金设计，但由于即使在用作接合面积较大的贴片的情况下也无法忽略外部应力导致的断裂，因此希望提高焊料合金本身的强度。另外，在如贴片那样进行接合面积较大的焊接的情况下，要求在抑制Ni侵蚀、Ni的扩散的基础上，还抑制在接合界面产生气孔。

这样，由于近年来的电子设备的高集成化、大容量化、高速化，需要不仅能够应用于BGA所采用的贴片、而且还能够应用于QFP所采用的贴片中的焊料合金。

本发明的问题在于，提供拉伸强度较高、能够抑制Ni侵蚀并且抑制接合界面的气孔的产生的焊料合金、以及焊料接头。

用于解决问题的手段

焊料合金由两种以上的元素构成，各自单独的效果也会对焊料合金整体的特性产生影响，但如前所述，由于是通过全部的构成元素而形成一体的物质，因此各构成元素相互关联。因此，本发明人着眼于，进行拉伸强度较高且抑制Ni侵蚀、气孔的产生那样的合金设计，以使得即使是与专利文献1中记载的焊料合金相同的构成元素也不限于BGA而也能够应对QFP。具体地，本发明人在对各构成元素的添加意义进行再研究的基础上，为了使拉伸强度较高且抑制Ni侵蚀、气孔的产生，考虑各构成元素的平衡而详细地进行了组分探索。

首先，进行了为了通过Sn-Ag-Cu焊料合金抑制Ni侵蚀的研究。本发明人考虑到如果通过Ni含量的增加而使液相线温度急剧上升，则能对Ni侵蚀进行抑制。即，本发明人尝试了即使在背衬金属的Ni层产生侵蚀的情况下，也能将该侵蚀限制在最小限度那样的合金设计。具体地，为了仅通过熔融焊料的Ni含量稍微增加就使液相线温度急剧地上升，详细地调查了Ni含量、液相线温度的上升开始温度以及上升率之间的关系。其结果是，获知当Co含量在规定的范围内而Ni稍微增加的情况下，液相线温度开始上升并且急剧地上升。因此，本发明人注意到Co和Ni的含有比是为了抑制Ni侵蚀所需要的。

接下来，为了抑制在接合界面产生气孔，本发明人着眼于P的含量。已知P在与Sn共存的情况下，会吸收大气中的氧而形成磷酸锡。虽然磷酸锡在熔融焊料的表面形成为脆弱且较薄的氧化膜，但由于该氧化膜也容易因熔融焊料本身的对流、将芯片载置于熔融焊料上时施加在熔融焊料的外压而发生破坏，因此不会对熔融焊料的对流造成阻碍。因此，含有P的焊料合金能够将在接合界面产生的气孔排出至外部。为了抑制Ni侵蚀和气孔的产生，需要平衡性良好地配合Co、Ni、以及P。

进一步地，由于通过Ag的添加而在结晶粒界析出Ag₃Sn来使焊料合金的强度提高，因此也需要考虑Ag含量的平衡。

因此，针对Sn-Ag-Cu-Ni-Co-P焊料合金，本发明人考虑Co和Ni的含有比、P含量以及Ag含量的整体的平衡而进行了详细研究，其结果是，获知其表现出较高的拉伸强度并且抑制Ni侵蚀以及气孔的产生，从而完成了本发明。

通过这些见解而得到的本发明如下。

(1)一种焊料合金，其特征在于，所述焊料合金以质量％计具有Ag为1％～4％、Cu为0.1％～1.0％、Ni为0.005％～0.09％、Co为0.0025％～0.1％、P为0.001％～0.015％、以及余量由Sn构成的合金组分，合金组分满足下述(1)式。

0.00020＜(Ni/Co)×(1/Ag)×P＜0.025 (1)

在上述(1)式中，Ni、P、Ag以及Co分别表示合金组分的含量(质量％)。

(2)上述(1)所记载的焊料合金，其液相线温度为320℃以下。

(3)上述(1)或者上述(2)所记载的焊料合金，作为液相线温度和固相线温度之差的ΔT为120℃以下。

(4)上述(1)～上述(3)中任一项所记载的焊料合金，合金组分满足下述(2)式。

0.00389≤(Ni/Co)×(1/Ag)×P≤0.00667 (2)

在上述(2)式中，Ni、P、Ag以及Co分别表示合金组分的含量(质量％)。

(5)一种焊料接头，其具有上述(1)～上述(4)中任一项所记载的焊料合金。

附图说明

图1是焊料接头的剖面SEM照片，图1中的(a)是使用了实施例10的合金组分的焊料接头的剖面SEM照片，图1中的(b)是使用了作为比较参考例的Sn-3Ag-0.5Cu的合金组分的焊料接头的剖面SEM照片。

图2是焊料接头的剖面SEM照片，图2中的(a)是使用了实施例10的合金组分的焊料接头的剖面SEM照片，图2中的(b)是使用了比较例2的合金组分的焊料接头的剖面SEM照片。

具体实施方式

以下对本发明进行详细说明。在本说明书中，与焊料合金组分有关的“％”只要不特别指定就是“质量％”。

1.合金组分

(1)Ag：1％～4％

Ag是使细微的Ag₃Sn在结晶粒界析出来提高焊料合金的强度的元素。若Ag含量小于1％，则Ag的添加效果不能充分地发挥。Ag含量的下限是1％以上，优选为1.5％以上，更优选为2％以上。另一方面，若Ag含量过高，则会析出粗大的Ag₃Sn，从而强度会劣化。Ag含量的上限是4％以下，优选为3.5％以下，更优选为3％以下。

(2)Cu：0.1％～1.0％

Cu是能够抑制Cu侵蚀并且实现Cu₆Sn₅引起的析出强化的元素。若Cu含量小于0.1％，则Cu₆Sn₅的析出量较小且析出脆弱的SnNi化合物，因此焊料合金本身变得脆弱。Cu含量的下限为0.1％以上，优选为0.2％以上，更优选为0.3％以上，进一步地优选为0.4％以上，特别优选为0.5％以上。另一方面，若Cu含量超过1.0％，则焊料合金的液相线温度较高而难以熔融。Cu含量的上限为1.0％以下，优选为0.8％以下，更优选为0.7％以下，特别优选为0.6％以下。

(3)Ni：0.005％～0.5％

Ni是与Cu同样地能够对焊料合金的液相线温度进行控制并且抑制Ni侵蚀的元素。若Ni含量小于0.005％，则难以发挥Ni的添加效果。Ni含量的下限为0.005％以上，优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上，进一步地优选为0.03％以上，特别优选为0.04％以上。另一方面，若Ni含量超过0.5％。则焊料合金的液相线温度较高而难以熔融。Ni含量的上限为0.5％以下，优选为0.2％以下，更优选为0.1％以下，进一步地优选为0.09％以下，特别优选为0.07％以下。

(4)Co：0.0025％～0.1％

Co是对焊料合金的液相线温度进行控制并且有助于焊料合金的组织的细微化的元素。若在Ni存在下有Co共存，则即使Ni含量是少量但也会使液相线温度提高而能够抑制Ni侵蚀。若Co含量小于0.0025％，则难以发挥Co的添加效果。Co含量的下限为0.0025％以上，优选为0.005％以上，更优选为0.01％以上。另一方面，若Co含量超过0.1％，则焊料合金的液相线温度较高而难以熔融。Co含量的上限为0.1％以下，优选为0.09％以下，更优选为0.08％以下，进一步地优选为0.05％以下，特别优选为0.04％以下，最优选为0.03％以下，0.02％以下为最佳。

(5)P：0.001％～0.015％

P是为了在以Sn为主成分的焊料合金中形成磷酸锡而阻碍坚固的氧化锡的形成并能够改善润湿性的元素。在不含有P的情况下，氧化锡形成于熔融焊料的表面。由于氧化锡坚固且难以破坏，因此熔融焊料会在氧化锡的内部进行对流，从而难以将在接合界面产生的气孔排除到外部。另一方面，添加到焊料合金中的P与环境中的O以及熔融焊料中的Sn反应，在熔融焊料的表面形成脆弱且较薄的氧化膜。该氧化膜由于较脆弱而容易因熔融焊料本身的对流、载置芯片之时从芯片施加的外力而发生破坏。因此，在接合界面产生的气孔伴随着熔融焊料的对流而被排除到外部。

若P含量小于0.001％，则生成氧化锡，因此难以发挥上述的效果。P含量的下限为0.001％以上，优选为0.002％以上。另一方面，若P含量过多，则液相线温度较高而难以熔融。P含量的上限为0.015％以下，优选为0.01％以下，更优选为0.007％以下，特别优选为0.005％以下。

(6)余量：Sn

本发明所涉及的焊料合金的余量为Sn。除了上述的元素之外可以含有不可避免的杂质。即使在含有不可避免的杂质的情况下，也不会对上述的效果造成影响。

(7)(1)式、(2)式

本发明满足下述(1)式。

0.00020＜(Ni/Co)×(1/Ag)×P＜0.025 (1)

在上述(1)式中，Ni、P、Ag以及Co分别表示合金组分的含量(质量％)。

由于本发明的焊料合金通过满足(1)式对Ni、Co、Ag、以及P含量的平衡进行了优化，因此能够表现出较高的拉伸强度，并且抑制Ni侵蚀以及气孔。

在本发明所涉及的Sn-Ag-Cu-Ni-Co-P焊料合金中，为了兼顾较高的拉伸强度、以及抑制Ni侵蚀以及气孔的产生，需要考虑Ni、Co、Ag、以及P含量的平衡。

更详细地，关于Ni侵蚀，如果仅通过熔融焊料中的Ni含量稍微增加而液相线温度急剧地上升，则能够抑制Ni从Ni层溶出。在Co和Ni共存的情况下，若Ni含量稍微增加，则液相线温度会急剧地增加。如果利用该现象，则即使Ni层的Ni稍微溶出在熔融焊料中，也能够将Ni侵蚀限制在最小限度。因此，从液相线温度的控制这样的观点出发，必须在本发明所涉及的焊料合金中详细地规定两者的含有比。

另外，关于气孔，着眼于在熔融焊料的表面形成的氧化膜的性质，需要发挥熔融焊料的对流带来的气孔的排出功能。虽然可以认为为了维持该气孔排出功能而原本就不该使形成在熔融焊料的表面的氧化膜形成，但由于通常的焊接是在大气中进行的，因此氧化膜的形成本身是难以抑制的。在以Sn为主成分的焊料合金中，熔融时在熔融焊料的表面形成坚固的氧化锡的膜，即使熔融焊料发生对流，氧化锡的膜也会阻碍在接合界面产生的气孔的排出。与之相对，虽然在含有P的焊料合金中在熔融焊料的表面形成磷酸锡的膜，但由于磷酸锡的膜较薄且脆弱而被熔融焊料的对流本身破坏，因此能够维持熔融焊料的对流带来的气孔排出功能。其结果是，能抑制气孔的生成。

进一步地，在本发明中，需要提高焊料合金的强度。通过Ag的添加引起的Ag₃Sn的生成而使焊料合金的强度提高，并且还通过Co引起的合金组织的细微化使焊料合金的强度提高。若一方过多则液相线温度上升，例如在240℃左右不会熔融，从而不能够形成焊料接头。若一方过少则不能够得到焊料合金的强度。在此基础上，本发明所涉及的焊料合金的Ag₃Sn的析出量在Ag含量是上述范围的基础上，在合金的性质方面进一步直接或者间接地取决于这些元素的平衡。此外，在本发明所涉及的焊料合金中，Cu₆Sn₅引起的析出强化不如Ag₃Sn引起的强度提高那样有效，因此在(1)式中可以不考虑Cu。

以上，本发明所涉及的焊料合金兼顾较高的拉伸强度、Ni侵蚀的抑制、以及气孔的产生的抑制三者，因此需要满足(1)式。在即使是Sn-Ag-Cu-Ni-Co-P焊料合金但也不满足(1)式的情况下，无法发挥上述效果中的至少任一效果。

(1)式的下限为大于0.00020，优选为0.00042以上、0.00063以上、0.00074以上、0.00150以上、0.00167以上、0.00208以上、0.00250以上、0.00292以上、0.00333以上、0.00389以上。

另一方面，(1)式的上限为小于0.025，优选为0.01667以下、0.01500以下、0.01333以下、0.01167以下、0.01000以下、0.00833以下、0.00667以下。

为了充分地发挥(1)式的效果，(1)式优选是下述(2)式。

0.00389≤(Ni/Co)×(1/Ag)×P≤0.00667 (2)

在上述(2)式中，Ni、P、Ag以及Co分别表示上述合金组分的含量(质量％)。

(8)焊料合金的液相线温度、固相线温度、ΔT

本发明所涉及的焊料合金即使液相线温度高于Sn-Ag-Cu焊料合金但固相的析出状态也不同，因此在能够抑制熔融焊料的流动性的劣化、通过熔融焊料的对流而将气孔排出至外部这一点上是优选的。在本发明中，液相线温度优选为320℃以下，更优选为290℃以下，进一步地优选为270℃以下，特别优选为250℃以下，最优选为240℃以下。如果液相线温度为240℃以下，则在能够在与一直以来广泛使用的Sn-Ag-Cu焊料合金同等的240℃左右的加热温度下进行焊接这一点上是优选的。

本发明所涉及的焊料合金的固相线温度无特别限定，为了不使作为液相线温度和固相线温度的温度差的ΔT过大，只要是200℃以上即可。

另外，如果ΔT是规定的范围内则固液共存区域变窄，在能够抑制凝固时的合金组织的偏析等这一点上是优选的。ΔT的范围优选为120℃以下、116℃以下、102℃以下、101℃以下、100℃以下、93℃以下、65℃以下、64℃以下、54℃以下、48℃以下、47℃以下、41℃以下、36℃以下、34℃以下、32℃以下、31℃以下、27℃以下、20℃以下。

3.焊料接头

本发明所涉及的焊料接头适合在半导体封装中的IC芯片及其基板(内插器，interposer)的连接、或者半导体封装和印刷配线板的连接中使用。在此，所谓“焊料接头”是指IC芯片和基板的连接部，包括电极的连接部、芯片(die)和基板的连接部。

4.其他

使用了本发明所涉及的焊料合金的接合方法例如使用回流法遵照常法来进行即可。加热温度可以根据芯片的耐热性、焊料合金的液相线温度而适当调整。从将芯片的热损伤抑制得较低的观点出发优选为240℃左右。在进行射流钎焊(flow soldering)的情况下的焊料合金的熔融温度可以是大体比液相线温度高20℃左右的温度。另外，在使用本发明所涉及的焊料合金来进行接合的情况下，考虑凝固时的冷却速度而能够进一步地使组织细微化。例如以2～3℃/s以上的冷却速度对焊料接头进行冷却。其他的接合条件能够根据焊料合金的合金组分适当调整。

本发明所涉及的焊料合金能够通过作为其原材料而使用低α射线量材料来制造低α射线量合金。上述那样的低α射线量合金若用于存储器周边的焊料凸点(bump)的形成，则能够抑制软错误(soft error)。

实施例

针对由在表1中所示的合金组分构成的焊料合金，对液相线温度、固相线温度、Ni侵蚀、气孔的有无如以下这样进行了评价。另外，对拉伸强度也进行了评价。

(1)液相线温度、固相线温度

制作表1的各焊料合金，测定焊料的熔融温度。在测定方法中，固相线温度按照JISZ3198-1进行。液相线温度不采用JIS Z3198-1，而通过与JIS Z3198-1的固相线温度的测定方法同样的DSC的方法来实施。

(2)Ni侵蚀

将板厚为250μm且由表1所示的合金组分所构成的预加工品(preform)搭载于Cu制引线架。之后，将在5mm×5mm×200μm^t的硅片的基板接合面侧具备背衬金属的IC芯片搭载于焊料合金上。背衬金属是作为屏障层而依次层叠了0.05μm的Ti层、0.20μm的Ni层的结构。搭载的朝向设置成在具备该背衬金属的IC芯片中Ni层与焊料合金抵接那样的朝向。将搭载了焊料合金以及IC芯片的基板以峰值温度为240℃的方式在回流炉中加热，进行贴片。

然后，针对得到的引线架的剖面，在SEM的监视器上放大至30000倍，对任意十处计算Ni层的膜厚的平均值。在膜厚的平均值相对于最初的膜厚为40％以上的情况下设为“◎”，在20％以上的情况下设为“○”，在小于10％的情况下设为“×”。

(3)气孔

针对在上述(2)中制作的引线架的剖面，使用X射线观察装置拍摄焊料接合部的透射图像。然后，计算在焊料接头界面产生的气孔的面积率。将气孔面积率的平均值为10％以下设为良好(○)，将10％～25％设为略差(Δ)，将超过25％设为差。

【表1】

下划线表示是在本发明的范围之外。

如表1所示，在实施例1～31中，在任一合金组分中均满足各构成元素的含量以及(1)式，因此看不到Ni侵蚀以及接合界面处的气孔。另外，还确认到与比较例1～7相比而表现出较高的拉伸强度。

另一方面，比较例1由于超过(1)式的上限，因此Ag、Co、P、以及Ni的含量的平衡变差，产生了气孔。比较例2由于小于(1)式的下限，因此Ag、Co、P、以及Ni的含量的平衡变差，Ni侵蚀恶化。

比较例3由于Co含量较多，因此液相线温度较高，没能形成焊料接头而未进行评价。比较例4由于Ag含量较少，因此Ag₃Sn的析出量较小，确认到与实施例1～31相比较而拉伸强度较低。比较例5由于Ag含量过多，因此有粗大的Ag₃Sn析出，从而确认到与实施例1～31相比较而拉伸强度较低。

比较例6由于Ni含量较少，因此无法抑制Ni侵蚀。比较例7由于Ni含量过多因此液相线温度较高，没能形成焊料接头而无法进行评价。

为了从表1的结果明确本发明效果，使用图1以及图2进一步地进行说明。

图1是焊料接头的剖面SEM照片，图1中的(a)是使用了实施例10的合金组分的焊料接头的剖面SEM照片，图1中的(b)是使用了作为比较参考例的Sn-3Ag-0.5Cu的合金组分的焊料接头的剖面SEM照片。各SEM照片的“Si”表示Si芯片，使用了在最表面形成有Ni层的Si芯片。与图1中的(b)比较，可知在图1中的(a)中(Cu，Ni)Sn金属间化合物的析出量较少。可以认为这是由于，因比较参考例的合金组分不含有Ni，并且不满足(1)式，从而Ni层在接合时侵蚀到熔融焊料中。另外，虽然在图1中无法确认，但通过将拍摄的SEM照片放大，也确认到在图1中的(a)中有Ni层残存，与此相对地，在图1中的(b)中基本没有Ni层残存。

图2是焊料接头的剖面SEM照片，图2中的(a)是使用了实施例10的合金组分的焊料接头的剖面SEM照片，图2中的(b)是使用了比较例2的合金组分的焊料接头的剖面SEM照片。SEM照片的倍率是30000倍。可知，在图2中的(a)所示的实施例10中有Ni层残存，另一方面，在图2中的(b)所示的比较例2中，基本没有Ni层残存。在图2中的(a)中可知Ni层的膜厚为0.09μm。由于该膜厚与焊接前的Ni层的膜厚比较而为40％以上，因此可知Ni层基本残存了下来。与之相对，在图2中的(b)中可知Ni层的膜厚为0.015μm。由于该膜厚与焊接前的Ni层的膜厚比较而小于10％，因此可知Ni层侵蚀至熔融焊料中。

通过以上，本发明所涉及的焊料合金拉伸强度较高、能够抑制Ni侵蚀并且抑制接合界面的气孔的产生，因此能够进行高品质的贴片。

Claims (5)

1.一种焊料合金，其特征在于，

所述焊料合金以质量％计具有Ag为1％～4％、Cu为0.1％～1.0％、Ni为0.005％～0.09％、Co为0.0025％～0.1％、P为0.001％～0.015％、以及余量由Sn构成的合金组分，所述合金组分满足下述(1)式：

0.00020＜(Ni/Co)×(1/Ag)×P＜0.025 (1)，

在上述(1)式中，Ni、P、Ag以及Co分别表示所述合金组分的含量(质量％)。

2.根据权利要求1所述的焊料合金，其中，所述焊料合金的液相线温度为320℃以下。

3.根据权利要求1或2所述的焊料合金，其中，作为液相线温度和固相线温度之差的ΔT为120℃以下。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的焊料合金，其中，

所述合金组分满足下述(2)式：

0.00389≤(Ni/Co)×(1/Ag)×P≤0.00667 (2)，

在上述(2)式中，Ni、P、Ag以及Co分别表示所述合金组分的含量(质量％)。

5.一种焊料接头，其具有权利要求1～4中任一项所述的焊料合金。

Images