JP2002307187A - 鉛フリーはんだ及びはんだ継手 - Google Patents
鉛フリーはんだ及びはんだ継手Info
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Abstract
かつ融点が低く、濡れ性が良好であり、ボールグリッド
アレイのボールに特に適したPbフリーはんだ及びはん
だ継手を提供する。 【解決手段】 1.0〜3.5%のAg, 0.1〜0.7%のCu及び0.
1〜2.0%のInを含有し、必要により、さらに0.03 〜0.15
%のNi, 0.01〜0.1%のCo, 及び 0.01〜0.1%のFeのう
ち少なくとも1種を含有し、残部Snからなる鉛フリーは
んだ。はんだのSnマトリックスに固溶した元素が接合界
面の金属間化合物の成長を抑え耐熱疲労性を高める。
Description
するものであり、さらに詳しく述べるならばボールグリ
ッドアレイ(Ball Grid Array)ボールなどに適した鉛フ
リーはんだに関するものである。さらに、本発明は熱疲
労性に優れたはんだ継手に関するものである。
いるSn−Ag二元系合金は、共晶点がAg=3.5質量
%、温度が221℃である。共晶組成を有するSn−Ag二
元系合金の組織はSn初晶粒界にSn-Ag3Sn共晶が分散して
いる。
0.7%Cuを添加したSn-3.5%Ag-0.7%Cuが知られている。こ
の合金の融点はSn−Ag二元系共晶合金より低い217〜
219℃であると言われている。米国特許第55276
28号によるとSn-4.7%Ag-1.7%Cu組成は約217℃の共
晶となり、融点が共晶温度を15℃より高くならない範
囲でSn,Ag,Cu含有量を共晶組成からずらしたはんだが提
案されている。この組織はβSn相中に少なくとも2種の
金属間化合物、例えばCu リッチCu6Sn5 及び Agリッチ
Ag3Snが均一に分散しており、これによって強度及び疲
労強度が高められると説明されている。
頼性Sn−2.5Ag−3.0Bi−1.0In−0.2Cu合金
を開発した(5th Symposium on "Microjoining and Ass
embly Technology in Electronics" February 4-5, 199
9, pages 403 〜 408)。この合金の融点は202〜2
16℃であり、耐熱耐疲労性が優れている。
を高める作用が顕著であるので、PbフリーSn-Ag系はん
だ合金には添加されているものが多い(特許第2805
595号、特開平8−132277号、特開平8−18
7590号、特開平8−206874号、特開平10−
34376号など)。
各構成部品の熱膨張係数の際に起因したひずみが繰り返
して接合部に加えられる。熱疲労特性をひずみ速度変化
引張試験法を用いて評価する研究が「まてりあ」第38巻
第12号(1999)第942〜946頁に発表されてお
り、この研究によると、上記したSn-Ag-Bi-Cu系合金と
ほぼ同じ組成を有する合金の耐熱疲労性が優れていると
評価されている。
4755,1998.8.13)によると、三元共晶Sn
−4.7%Ag−1.7%Cuには金属間化合物層成長の欠
点があるから、Ni,Co,Feなどを添加する。Cu系導体を、N
i,Co,Feなどを添加したSn系はんだではんだ付するとCu6
Sn5などの金属間化合物層が薄くなる。この公報で提案さ
れている理論によると、Niなどの添加により金属間化合
物凝固層は薄くなり、Niなどは金属間化合物層の形態を
その成長を抑制するように変える。
ールと呼ばれる0.1〜1.2mmの微小球を用いる接
合方式は多ピン化に有効な接合方式であるために、近年
適用が増加している。BGA接合用はんだでも鉛フリー
化が進んでおり、Sn-Ag系はんだが使用されている。こ
の接合方式では構成部品の線膨張係数の違いによるひず
みがはんだボールとNiもしくはCuランド部との接合
領域で起こる。
のと接合界面で起こるものがある。例えば前掲「まてり
あ」の解説はバルクについて考察している。一方、Sn-
3.5Ag-5BiはんだではバルクはBi添加により強化されて
いるために、接合界面の金属間化合物で疲労破壊が起こ
るとの研究も発表されている(表面実装ポケットブッ
ク、鉛フリーはんだ技術、須賀唯知著、2000年4月2
8日、初版第2刷、第90〜91行)。本発明者らはBG
Aボールの熱疲労は、接合領域でははんだ接合の際に、
はんだとランドとの間で反応が起こって金属間化合物が
生成し、これが成長する過程と関連していることを究明
した。
だ球の先端部の狭い接合領域に水平方向のひずみが加え
られるために初期熱疲労が非常に起こり易い。すなわ
ち、はんだ接合部で接合時に生成した接合領域に高濃度
で含まれるNiもしくはCuのバルクへの拡散をひずみ
が加速するために、接合時に生成した厚さ以上に金属間
化合物が成長し、この結果金属間化合物の生成領域で疲
労破壊が起こる。したがって、本発明はPbを含まない
はんだ合金において、接合界面からのNi,Cuのバル
クへの拡散を押さえることにより耐熱疲労性を向上させ
た鉛フリーはんだ、耐熱疲労性が優れたはんだ継手を提
供することを目的とする。
んだの第1は、質量百分率で、1.0〜3.5%のAg, 0.1〜0.
7%のCu、及び0.1〜2.0%Inを含有し、残部Sn及び不可避
的不純物から実質的になることを特徴とし、さらに、第
2は、 質量百分率で、1.0〜3.5%のSn, 0.1〜0.7%のA
g、及び0.1〜2.0%Inを含有し、さらに0.03 〜0.15%のN
i, 0.01〜0.1%のCo, 及び 0.01〜0.1%のFe少なくとも
1種を含有し、 残部Snと不可避的不純物から実質的にな
ることを特徴とする。本発明に係るはんだ継手の第1
は、Ni系導体を接合してなるはんだ継手において、はん
だ接合金属が前記Ni系導体との界面に存在するNi-Sn系
金属間化合物層と、バルク部分とからなり、該バルク部
分が請求項1記載の組成を有し、かつAg-Sn系金属間化
合物が分散したSn−Ag共晶組織とCuを固溶したSnマトリ
ックスから実質的になり、また第2はCu系導体を接合し
てなるはんだ継手において、はんだ接合金属が前記Cu系
導体との界面に存在するCu-Sn系金属間化合物層とバル
ク部分とからなり、該バルク部分が請求項1記載の組成
を有し、かつAg-Sn系金属間化合物が分散したSn−Ag共
晶組織とCuを固溶したSnマトリックスから実質的にな
る。以下本発明を詳しく説明する。
より優れたSn−Ag共晶及び亜共晶組成を基本として、バ
ルクとしての機械的特性及び濡れ性がSn−Ag共晶より悪
化せず、かつ界面反応を抑えるように、選択された添加
元素を量を特定して添加した。以下の説明において組成
の百分率は質量%である。
下のために添加される。Ag含有量は1.0%未満であると
融点が上昇し、一方3.5%を超えるとAg3Sn初晶が生
成するので好ましくない。したがって、Agの含有量は
1.0〜3.5%であり、より好ましくは1.0〜3.
0%である。
する。驚くべきことにBGAの凝固速度は速いので多量
のCuが固溶するために、ランド部のCu,Niとの相互拡散
が抑制される。この結果、ランド部の金属がはんだバル
ク中に拡散することが防止される。Cu含有量は0.1%
未満であるとこれらの効果が少なく、一方0.7%を超
えるとCu6Sn5が初晶として析出して、強度や疲労特性を
劣化する。したがってCu含有量は0.1〜0.7%であ
り、好ましくは0.2〜0.5%である。
の低下を招く。Inはこれらの添加元素による伸びと濡れ
性の低下を抑える作用がある。Inの含有量が0.1%未
満であると、これらの効果が少なく2.0%を超える
と、Inの酸化物が増えて逆に濡れ性が低下する。したが
って、Inの含有量は0.1〜2.0%であり、より好ま
しくは0.1〜1.0%である。はんだの延びが高い
と、疲労破壊による亀裂の伝播が阻止され耐熱疲労性が
改良される。なお上述のとおり疲労破壊は金属間化合物
層の成長に起因する。
組成をもつはんだ合金は、室温での引張強さが約42〜
44Mpa、 室温での伸びが約38〜40%、広がり率が
約76〜79%、融点が210〜220℃である。本出
願人らが先に開発したSn−2.5Ag−3.0Bi−1.0
In−0.2Cu合金(以下「開発品」と言う)は室温での
引張強度が約62MPa、室温での伸びが約25%であ
り、融点は202〜216℃、広がり率は約84%であ
る。これら二つの合金を対比すると、本発明はBiを除く
ことにより強度が低下し、伸びが増大していることが分
かる。開発品で耐熱疲労性を評価している冷熱サイクル
試験ではBi添加はバルクの疲労強度を高める効果が認
められるが、はんだボールを用いた本発明の冷熱サイク
ル試験法ではBi添加は接合界面の疲労強度を損なう結
果が得られる。
及び/又はFeを添加することができる。Ni,Co及び/又
はFeは部分的に又は完全にSnマトリックスに固溶しそし
て耐熱疲労性を高める。
の相互拡散を抑制し、Ni,Cuがはんだバルクに拡散する
ことを防止する効果をもっている。Niの含有量が0.0
3%未満であると、これらの効果が少なく、一方0.1
5%を超えるとNi3Sn4が初晶として晶出するためにバル
クの機械的性質が大幅に変化し、さらに濡れ性も低下す
る。したがったNiの含有量は0.03〜0.15%であ
り、好ましくは0.03〜0.1%である。この範囲内
ではNiはSnマトリックス中に一部固溶すると考えられ
る。
の相互拡散を抑制し、Ni,Cuがはんだバルクに拡散する
ことを防止する効果をもっている。Coの含有量が0.0
1%未満ではこれらの効果が少なく、一方0.1%を超
えると融点が急激に上昇するために、Co含有量は0.0
1〜0.1%であり、より好ましくは0.01〜0.0
5%である。この範囲内ではCoはSnマトリックス中に全
体があるいはほぼ全体が固溶すると考えられる。
の相互拡散を抑制し、Ni,Cuがはんだバルクに拡散する
ことを防止する効果をもっている。Feの含有量が0.0
1%未満ではこれらの効果が少なく、一方0.1%を超
えると融点が急激に上昇するために、Feの含有量は0.
01〜0.1%であり、より好ましくは0.01〜0.
05%である。この範囲内ではFeはSnマトリックス中に
一部固溶すると考えられる。
表面実装において接合界面のひずみが大きくなる箇所に
は有効に使用することができる。
る。本発明に係る第1のはんだ継手は、Ni系導体を接合
してなるはんだ継手に関するものである。Ni-Sn系金属
間化合物層がNi系導体との界面に存在する。このNi-Sn
系金属間化合物層はボールのNi系導体との接合部に存在
し、かつボールの周縁表面に存在する。はんだのバルク
はCu-Sn系金属間化合物及びAg-Sn系金属間化合物が分散
したSn−Ag共晶組織を有する。はんだのバルクは第1又
は第2のはんだ組成を有する。第1の組成の場合はCuが
Snマトリックス中に固溶し、また第2の組成の場合は
Fe,Ni,Coのうち添加されているものがSnマトリックス中
に固溶する。
体との界面に存在するNi-Sn系金属間化合物層はNiラ
ンドと本発明のはんだが反応することにより生成したNi
3Sn4などの金属間化合物層から主としてなる。この金属
間化合物は熱サイクルにより成長する。
している。その組織は凝固の過程で生成したものであ
る。すなわちまずCu,Inなどを固溶しながらSnマトリッ
クスが結晶化し、その後共晶反応が起こってSnとAg-Sn
系金属間化合物の共晶組織が生成し、同様に分散する。
共晶点は3.5%Ag、残部Snである。共晶反応後もしく
は同時にさらに晶出反応が起こってCu-Sn 系金属間化合
物が生成する。凝固後のSnマトリックスには、Cu,Fe,
Ni,Co,Agは少量固溶する。固溶したCu,Fe,Ni,Coははん
だマトリックス中のSnが上記金属間化合物層のNiまたは
Cuと相互拡散するのを遅らせ、その結果バルク層に金属
間化合物が発生することを防止する。上記した金属間化
合物は上記した生成過程を反映した分布を呈しており、
微細であるので、バルク層と金属間化合物層は光学顕微
鏡で識別できる。
体を接合してなるはんだ継手に関するものであり、はん
だ接合金属はCu系導体との界面に存在するCu-Sn系金属
間化合物層と、バルク部とから構成される。はんだのバ
ルクはSn-Ag共晶組織を有し、かつCu-Sn系金属間化合物
又はAg-Sn系金属間化合物が分散している。第1の組成
の場合はCuがSnマトリックス中に固溶し、また第2の組
成の場合はFe,Ni,Coのうち添加されているものがSnマト
リックス中に固溶する。この継手においてはバルク部に
固溶したCu,Fe,Ni,Coがランド部からのCuの拡散を阻止
し、金属間化合物層の成長を抑える。その他の点は第1
の継手と同じである。以下実施例により本発明を詳しく
説明する。
試験片に鋳造し、また通常の方法で直径0.3mmのは
んだボール(BGAボール)として成形した。
た後イソプロピルアルコールで洗浄し、150℃×1時
間酸化処理したものにフラックスを塗布し、はんだ供試
材を250℃で溶融させ、30秒保持後高さ変化から求
めた。結果を表1に示す。
mm)にはんだ合金を鋳造し、組織安定化のために10
0℃×24時間の処理を行った。引張試験については、
ひずみ速度1×10-3/sec、試験温度25℃で行い、
n数は3とした。結果を表1に示す。
Aボールをフラックスを用いて接合しさらに、SnAg共晶
はんだペーストを用いて評価基板(FR−4,Cuランド
+Niメッキ)に実装したものを用いた。試験条件は−4
0℃(20min)←→125℃(5min)で100
0サイクルまで行った。評価については、熱衝撃試験に
よる応力が大きい5個のBGAボールについて断面観察
を行い、ランドと接合面長さに対するクラックの進行率
と接合界面における金属間化合物層の厚さで行った。結
果を表2に示す。クラック進行率については5個中最も
高いものを示す。金属間化合物の厚さは5個のBGAボ
ールの平均値を示す。
度、伸び及び広がり率は従来のSn-AgもしくはSn-Ag-Cu
系はんだと同程度であり、一方耐熱疲労特性は著しく改
善されていることが分かる。
Claims (16)
- 【請求項1】 質量百分率で、1.0〜3.5%のAg, 0.1〜
0.7%のCu及び0.1〜2.0%のInを含有し、残部実質的にSn
及び不可避的不純物からなる鉛フリーはんだ。 - 【請求項2】 質量百分率で、1.0〜3.5%のAg, 0.1〜
0.7%のCu及び0.1〜2.0%Inを含有し、さらに0.03 〜0.1
5%のNi, 0.01〜0.1%のCo, 及び 0.01〜0.1%のFeのう
ち少なくとも1種を含有し、残部実質的にSn及び不可避
的不純物からなる鉛フリーはんだ。 - 【請求項3】 ボールグリッドアレイ(BGA)ボール用で
ある請求項1又は2記載の鉛フリーはんだ。 - 【請求項4】 ボールの直径が0.1から1.2mmであ
る請求項3記載の鉛フリーはんだ。 - 【請求項5】 Ni系導体を接合してなるはんだ継手にお
いて、はんだ接合金属が前記Ni系導体との界面に存在す
るNi-Sn系金属間化合物層とバルク部分からなり、該バル
ク部分が、請求項1記載の組成を有し、かつAg-Sn系金
属間化合物が分散したSn-Ag共晶組織とCuが固溶したSn
マトリックスとから実質的になるはんだ継手。 - 【請求項6】 前記バルク部分が請求項2の組成を有す
る請求項5記載のはんだ継手。 - 【請求項7】 前記Fe,Ni及びCoの少なくとも1種が少
なくとも一部Snマトリックス中に固溶した請求項6記載
のはんだ継手。 - 【請求項8】 前記バルク部分がボールグリッドアレイ
のボール状である請求項5又は6項記載のはんだ継手。 - 【請求項9】 前記ボールの直径が0.1〜1.2mm
である請求項8記載のはんだ継手。 - 【請求項10】 前記Ni-Sn系金属間化合物層がボールの
Ni系導体との接合面周縁であってボール先端面に形成
されている請求項9記載のはんだ継手。 - 【請求項11】 Cu系導体を接合してなるはんだ継手に
おいて、はんだ接合金属が前記Cu系導体との界面に存在
するCu-Sn系金属間化合物層とバルク部分からなり、該
バルク部分が、請求項1記載の組成を有し、かつAg-Sn
系金属間化合物が分散したSn-Ag共晶組織とCuが固溶し
たSnマトリックスとから実質的になるはんだ継手。 - 【請求項12】 前記バルク部分が請求項2の組成を有
する請求項11記載のはんだ継手。 - 【請求項13】 前記Fe,Ni及びCoの少なくとも1種が
少なくとも一部Snマトリックス中に固溶した請求項12
記載のはんだ継手。 - 【請求項14】 前記バルク部分がボールグリッドアレ
イのボール状である請求項11又は12記載のはんだ継
手。 - 【請求項15】 前記ボールの直径が0.1〜1.2m
mである請求項14記載のはんだ継手。 - 【請求項16】 前記Ni-Sn系金属間化合物層がボールの
Cu系導体との接合面周縁であってボール先端面に形成さ
れている請求項15記載のはんだ継手。
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