JP5253794B2

JP5253794B2 - 鉛フリー接合用材料およびその製造方法

Info

Publication number: JP5253794B2
Application number: JP2007306122A
Authority: JP
Inventors: 裕樹池田; 勝柳本; 慶明松原
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 2006-12-25
Filing date: 2007-11-27
Publication date: 2013-07-31
Anticipated expiration: 2027-11-27
Also published as: US9157135B2; US20100089498A1; TW200836867A; JP2008178909A; TWI343295B

Description

本発明は、鉛フリー接合用材料およびその製造方法に関するものである。

従来、代表的な接合用はんだ材料であるＳｎ−Ｐｂ系はんだ合金を使用したはんだ付け方法として、半導体装置内部はＰｂ−５Ｓｎはんだ（融点：３１０〜３１４℃）で、はんだ付けした後、半導体装置自身を基板に接続するリフローはんだ付けには半導体装置内部のはんだ付け部を溶かさないために融点の低いＳｎ−３７Ｐｂ共晶はんだ（融点：１８３℃）で接続する温度階層接続が適用されている。

一方、環境の問題からＲｏＨＳ指令を始めとしたＰｂフリー化への対応が求められており、リフロー用はんだとしては、Ｓｎ−Ａｇ−Ｃｕ系共晶系合金が実用化されている。他方、高温はんだについては、Ａｕ−２０Ｓｎ（融点：２８０℃）が知られているが、Ｐｂ−Ｓｎ系はんだに対してコストや機械的特性の点で劣っているため殆ど使用されておらず、他の成分系についても実用化には至っていないため、ＥＵが電子機器などに含まれるＰｂなどの特定有害物質を規制するＲｏＨＳ指令においてもＰｂ高温はんだについては除外項目となっている。

また、高温はんだ合金の開発に関しては、例えば特開２００３−２６０５８７号公報（特許文献１）には、Ｓｎ−Ｃｕ系はんだが記載されている。この方法によると、Ｓｎ粉末とＣｕ粉末とを混合した材料をはんだペーストとして用い、高温はんだ付け時には、Ｓｎ粉末が溶けてはんだ付けに寄与すると同時に、Ｃｕ粉末と反応して高融点のＳｎ−Ｃｕ金属間化合物相が生成する。この化合物相はリフロー時には溶けずにはんだ付け部の強度を保つ働きをするものである。
特開２００３−２６０５８７号公報

しかしながら、上述した特許文献１の発明によると、実用的に使用される粉末は１０μｍ程度の大きさであるため、Ｓｎ粉末とＣｕ粉末との界面に生成する金属間化合物相の組織はＣｕ粉末の表面に形成されるため粗く、強度にばらつきが生じると共に、強度重視のためにはＣｕ粉末を多く使用しなければならないため、Ｓｎ粉末に起因するはんだ付け特性が低下するなどの問題がある。さらに金属間化合物の生成は融液状態のＳｎと固体状態のＣｕとの拡散反応によるため強度維持に寄与するＣｕ₆Ｓｎ₅金属間化合物相の生成速度が遅く反応させるのに時間がかかるなどの問題もある。

上述のような問題を解決するために、発明者らは鋭意開発を進めた結果、２種類の元素Ａ及びＢからなる合金で、元素Ａが元素Ｂより融点が高く、元素Ｂからなる常温安定相と元素Ａ及びＢからなる常温安定相Ａ_mＢ_n（ｍ，ｎは合金系による固有の数値）を有する合金において元素Ａを元素Ｂからなる常温安定相中に過飽和固溶させることによって作製した接合材料を用い、過飽和固溶体が分解して常温安定相Ａ_mＢ_nが析出する温度に保持して溶解接合させることによってリフロー時の接合強度を維持することができることを見出した。

なお、「ｍ，ｎは合金系による固有の数値」とは、状態図で融点や融点近傍から常温まで元素Ａと元素Ｂが一定の比率のままの状態を維持するような配合比を構成する数値であり、一例として前述したＣｕ₆Ｓｎ₅金属間化合物相の場合であれば、元素ＡがＣｕ、元素ＢがＳｎであり、ｍが６、ｎが５である。この「合金系による固有の数値」のｍとｎの値自体は、状態図を見ることでどのような組み合わせがあるのかが分かる。

本発明の一例であるＳｎ−Ｃｕ系はんだ合金を基にして手段の詳細及び目的を説明する。Ｓｎ−Ｃｕ系合金を急冷してＣｕを強制固溶させたＳｎ相を主成分とした合金を作製する。このＳｎ固溶相は２３０℃付近で溶解してはんだ付けされた後の凝固時に安定相であるＳｎ−Ｃｕ相とＳｎ相とに２相分離し、リフローはんだ付け時には高融点のＳｎ−Ｃｕ相が強度を保つ役目をする等、はんだ付け部の強度にばらつきがなく、しかも強度とはんだ付け特性とのバランスに優れた高温鉛フリーはんだ合金およびその製造方法を提供することにある。

その発明の要旨とするところは、
（１）Ｐｂ以外の元素から選択した２種類の元素Ａ及びＢからなる合金で、元素Ａが元素Ｂより融点が高く、元素Ｂからなる常温安定相と元素Ａ及びＢからなる常温安定相Ａ_m Ｂ_n （ｍ，ｎは常温での安定相を構成する合金による固有の数値、ＡはＣｕ，Ｍｎ，Ｎｉの１種、ＢはＳｎ，Ｉｎ，Ｂｉの１種）を有する合金であって、Ｃｕ ₆ Ｓｎ ₅ 、ＭｎＳｎ ₂ 、Ｉｎ ₂₇ Ｎｉ ₁₀ 、ＩｎＭｎ ₃ およびＢｉ ₃ Ｎｉから構成され、それぞれが、Ｃｕ ₆ Ｓｎ ₅ のＣｕ：１４〜４５％、ＭｎＳｎ ₂ のＭｎ：１５〜３５％、Ｉｎ ₂₇ Ｎｉ ₁₀ のＮｉ：５〜２９％、ＩｎＭｎ ₃ のＭｎ：８〜５０％、およびＢｉ ₃ ＮｉのＮｉ：５〜２５％からなり、かつ元素Ｂからなる常温安定相中に元素Ａを過飽和固溶させることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
（２）常温安定相Ａ_m Ｂ_n （ｍ，ｎは常温での安定相を構成する合金による固有の数値、ＡはＣｕ，Ｍｎ，Ｎｉの１種、ＢはＳｎ，Ｉｎ，Ｂｉの１種）の融点が元素Ｂからなる常温安定相の融点より高いことを特徴とする前記（１）記載の鉛フリー接合用材料。
（３）前記（１）に記載の組成からなる溶湯を急冷凝固して、元素Ｂからなる常温安定相中に元素Ａを過飽和固溶させることを特徴とする鉛フリー接合用材料の製造方法にある。

以上述べたように、本発明による合金と急冷を利用することにより、従来のＰｂ−５Ｓｎなどの高温はんだが用いられていた高温はんだ付けに対応でき、高温はんだ付け後のリフロー温度でのはんだ付けでは、はんだ付け部の強度が保たれるＰｂフリーはんだであり、かつ、はんだ付け部の強度にばらつきがなく、しかも強度とはんだ付け特性とのバランスに優れた経済性や高温はんだとしての基本特性に優れた鉛フリーはんだを製造することが出来る極めて優れた効果を奏するものである。また、本発明の範囲で元素を組合わせるによって、従来のはんだ付け温度より高い温度でのろう付けや、従来のはんだ付け温度よりさらに低い温度で接合した後、同様の温度に再過熱した際に接合強度を保ちたい用途にも対応できる接合材料を得ることが可能になる。

以下、本発明の一例であるＳｎ−Ｃｕ系はんだ合金を基にして詳細に説明する。
発明者らは平衡状態図的には存在し得ないＳｎ固溶体が急冷プロセスによって製造できることに着目して鋭意検討を重ねた結果、具体的には平衡状態図において、Ｓｎと隣り合う位置にリフロー温度以上の融点の金属間化合物Ｃｕ₆Ｓｎ₅を示す金属Ｃｕを用いてＳｎ−Ｃｕ合金を製造する。しかも急冷プロセスではない方法を用いた場合、この合金はＣｕ含有量に応じて平衡状態図通りの割合でＳｎとＣｕ₆Ｓｎ₅金属間化合物の二相組織になる。

しかし、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る。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。

そこで、はんだ用材料としては、上記急冷プロセスによって製造された合金は大半がＳｎ固溶体相であり、この状態で提供し、はんだ付けし普通に冷却すれば、急冷プロセスではない方法を用いた合金である固体状態になる。これが本発明の基本的な考え方である。これにより低温（約２５０℃）ではんだ付けができ、その上、そのはんだは高温（約４００℃以上）でもＣｕ₆Ｓｎ₅相によって固体を保持することができる。

上述のように、これら合金を用いてはんだ付けすると、はんだ付け時には多量に存在するＳｎ固溶体相が２３０℃付近で溶融して通常のＰｂはんだを用いた場合と同様に良好なはんだ付けが可能である。そして、はんだ付けされた後の冷却は急冷でないため、溶融後や冷却時には合金中のＳｎとＣｕの比率から計算される理論量通りの高融点相（Ｃｕ₆Ｓｎ₅金属間化合物）が形成される。また、本発明によると高融点相は粉末の内部からも析出するためＳｎ粉末とＣｕ粉末とを混合して反応させる従来発明で記載されていた粒度である１０μｍよりも粗い粒度、例えば標準的なはんだ粉末の粒度である４０μｍ以下の粒度であっても良好なはんだ付けが可能となる。

このＣｕ₆Ｓｎ₅金属間化合物は２５０℃以下であるリフロー温度では溶融しないため、リフローはんだ付け時には当初のはんだ付け部は充分な強度が保たれる。また、この化合物相は急冷されたほぼ均一な組織が完全に溶融した後、平衡状態図に従って凝固した極めて微細均一な組織となり、従来発明のように液相と固相との拡散に頼った組織ではないために化合物生成速度も速く、しかも残留Ｃｕのないため強度のばらつきもない。

さらに、Ｓｎ−Ｃｕ系合金中のＣｕ含有量は１４〜４５％が最適である。その理由は、はんだ付けに寄与するＳｎ固溶体量とはんだ付け後の強度維持に寄与するＣｕ₆Ｓｎ₅金属間化合物量とのバランスで決定される。発明者らはＣｕ含有量の範囲について詳細に検討した結果、Ｃｕ量が４５原子％を超えると急冷法であっても、Ｃｕ₆Ｓｎ₅金属間化合物生成量が大幅に多くなり、はんだ付けに寄与するＳｎ固溶体量が減少し、良好なはんだ付けが困難となるため、その上限を４５原子％とした。また、Ｃｕ量が１４原子％未満では、はんだ付け後の強度維持に寄与するＣｕ₆Ｓｎ₅金属間化合物量が十分に確保できない。以上より、Ｃｕ量の範囲を１４〜４５原子％とした。好ましくは２５〜４５原子％とする。

この特性は元素ＢをＳｎのままで、元素ＡをＭｎとした場合も同様である。Ｓｎ−Ｍｎ系はんだ合金では高融点の金属間化合物としてＭｎＳｎ₂を生成するが、Ｍｎの範囲を１５〜３５原子％とした合金成分にて、急冷プロセスによりＭｎをＳｎ中に過飽和固溶させることにより、良好なはんだ付け性を確保すると共に、はんだ付け後の強度維持に寄与するＭｎＳｎ₂相の析出バランスが良好になり、同様の温度に再加熱した際に接合強度を保つことができる。

同様の知見をＳｎの融点である２３２℃より融点が高いＢｉや融点が低いＩｎを元素Ｂとし、各元素において本発明を適用させることができる元素Ａとの組合わせによって、前述したとおり通常のはんだ付け温度より高い温度でのろう付けや通常のはんだ付け温度より低い温度で接合した後、同様の温度に再加熱した際に接合強度を保ちたい用途にも対応できる接合材料を得ることが可能になる。

例えば融点が２７１℃であるＢｉを元素Ｂとした場合は元素Ａとして、Ｎｉなどがあり、１５６℃であるＩｎを元素Ｂとした場合は元素Ａとして、Ｎｉ，Ｍｎなどがある。なお、ロウ材の融点が接合の容易性を左右するため、これを考慮すると元素Ｂの融点は８１０℃以下とすることが好ましい。

なお、［００１６］に示した考え方と同様、Ｉｎ−Ｎｉ系合金ではＩｎ₂₇Ｎｉ₁₀金属間化合物を利用するためにＮｉ含有量を５〜２９原子％とすることが望ましく、Ｉｎ−Ｍｎ系合金ではＩｎＭｎ₃金属間化合物を利用するためにＭｎ含有量を８〜５０原子％とすることが望ましい。また、Ｂｉ−Ｎｉ系合金ではＢｉ₃Ｎｉ金属間化合物を利用するためＮｉ含有量を５〜２５原子％とすることが望ましい。

本発明の一例であるＳｎ−Ｃｕ系はんだ合金を基にして最良の形態について詳細に説明する。Ｓｎ−Ｃｕ系においては、Ｓｎ−（１４〜４５％）Ｃｕ合金をアトマイズ法やメルトスパン法および水中紡糸法などの急冷法によって作製する。そのときの形状については特に限定するものではなく、粉末、線、棒、薄帯、板等でもよい。本発明の組成範囲のＳｎ−（１４〜４５％）Ｃｕ合金中では、急冷しなければＳｎ相とＣｕ₆Ｓｎ₅金属間化合物が平衡状態図に従った割合で存在する。しかし、急冷することによって相当のＣｕがＳｎ相に強制固溶されたＳｎ固溶体は、本来のＳｎ相とほぼ同等の２３０℃近傍で溶融し、良好なはんだ付けに寄与する。

急冷する方法は上述したように、アトマイズ法やメルトスパン法などがあるが、特に、ヘリウムガスアトマイズ法やメルトスパン法が急冷手段としては有効である。しかし、ディスクアトマイズやアルゴンアトマイズ、窒素ガスアトマイズは、はんだ粉末を量産的に製造する手段としては非常に有効であり、その冷却速度はアトマイズされた後の粉末粒径に依存するため、手段であっても細粒については、本発明の範疇に帰属するものである。また、例えば水中紡糸法によれば線材が得られる。また、中紡糸法と矯正または引抜き加工をすれば棒線が得られる。

図１は、本発明に係るＳｎ−Ｃｕ組成例のはんだ付け前（急冷状態）とはんだ付け後のＸ線回折パターンについて示す図である。この図に示すように、はんだ付け前はＳｎ固溶体相のピークがＣｕ₆Ｓｎ₅金属間化合物相ピークよりも高いが、はんだ付け後のピーク高さは逆転しており、Ｓｎ相に固溶されていたＣｕが、はんだ付け溶融時に吐き出されてＳｎと反応し、金属間化合物相に変化したことを示している。

図２は、本発明に係るＳｎ−Ｃｕ組成例のはんだ付け前後のＤＳＣ曲線との比較を示す図である。この図に示すように、はんだ付け前の急冷状態の合金では、２３０℃付近にＳｎ（Ｓｎ固溶体）の明瞭な吸熱反応（溶解）ピークが認められるのに対し、はんだ付け後の合金を再度ＤＳＣにかけると強度減少の原因となるＳｎの溶解ピークは非常に小さくなっていることがわかる。

図３は、本発明に係るＳｎ−Ｃｕ組成例の合金のはんだ付け前後の組織を示す顕微鏡写真である。この図に示すように、はんだ付け前の急冷状態では、Ｓｎ（Ｓｎ固溶体）とＣｕ₆Ｓｎ₅金属間化合物の二相組織が明瞭に区分できないが、はんだ付け後は明瞭に二相組織が認められ、多くのＣｕ₆Ｓｎ₅金属間化合物が形成されていることが分かる。

図４は、Ｓｎ−Ｍｎ合金組成例のはんだ付け前（急冷状態）とはんだ付け後のＸ線回折パターンについて示す図である。この図に示すように、はんだ付け前はＳｎ固溶体相のピークがＭｎＳｎ₂金属間化合物相ピークよりも高いが、はんだ付け後のピーク高さは、Ｓｎ−Ｃｕ合金と同様に逆転していることが分かる。

図５、図６、図７はＩｎ−Ｎｉ合金、Ｉｎ−Ｍｎ合金およびＢｉ−Ｎｉ合金の組成例でのはんだ付け前（急冷状態）とはんだ付け後のＸ線回折パターンについてそれぞれ示す図である。はんだ付け前は、元素ＢをＩｎとした合金では、Ｉｎ固溶体相のピークが元素ＡをＮｉとした時のＩｎ₂₇Ｎｉ₁₀、および元素ＡをＭｎとしたときのＩｎＭｎ₃金属間化合物相よりも高いが、はんだ付け後は逆転していることが分かる。同様に元素ＢをＢｉとしたＢｉ−Ｎｉ合金では、Ｂｉ固溶相のピークがＢｉ₃Ｎｉ金属間化合物相よりも高いが、はんだ付け後は逆転している。このようにＳｎ−Ｃｕ合金以外も本発明の知見を適用することで、過飽和金属相より、はんだ付け温度によって高融点金属間化合物を形成し、本発明の意図する特性発揮が可能である。

以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。
（実施例１）
表１は、Ｃｕ−Ｓｎ系合金について、はんだ付け時の濡れ性とはんだ付け後の２５０℃再加熱時のはんだ付け部強度を記した組成の比較表である。表中、はんだ付け時の濡れ性の評価については、Ｃｕ板上にはんだを塗布した状態で加熱後のはんだ塗布部の変化を確認し、◎：濡れ性が優れている（はんだが十分に広がる）、○：濡れ性が良い（はんだが広がる）、×：濡れ性が悪い（はんだが塗布状態から広がらない）とした。また、２５０℃再加熱時の強度についての評価については、◎：強度が優れている、○：強度が良い、△：強度がやや劣る、×：強度が劣る。

表１に示すように、Ｎｏ．１〜４が本発明例であり、Ｎｏ．５〜８が比較例である。

比較例Ｎｏ．５はＣｕ含有量が低いために、２５０℃再加熱時の強度が劣る。比較例Ｎｏ．６はＮｏ．５と同様に、Ｃｕ含有量が低いために、２５０℃再加熱時の強度が劣る。比較例Ｎｏ．７はＣｕ含有量が高いために、はんだ付け時の濡れ性が悪い。比較例Ｎｏ．８はさらにＣｕ含有量が高いために、はんだ付け時の濡れ性が悪い。

これに対し、本発明例はいずれも本発明の条件を満たしていることから、はんだ付け時の濡れ性とはんだ付け後の２５０℃再加熱時のはんだ付け部強度が優れていることが分かる。ただ、本発明例Ｎｏ．１は成分バランス的に急冷組織においても強度維持に寄与するＣｕ₆Ｓｎ₅金属間化合物相の固溶した割合が少ないことにより、２５０℃再加熱時の強度がやや落ちた。また、本発明例Ｎｏ．４は成分バランス的に急冷組織においても良好なはんだ付けに寄与するＳｎ固溶体相割合が少ないために、はんだ付け時の溶融量が若干少なく、結果的に濡れ性とはんだ付け後の２５０℃再加熱時のはんだ付け部強度がやや落ちたことを示している。

（実施例２）
表２は、Ｓｎ−Ｍｎ系合金について、はんだ付け時の濡れ性とはんだ付け後の２５０℃再加熱時のはんだ付け部強度を記した組成の比較表である。表中、はんだ付け時の濡れ性の評価については、実施例１と同じ評価で行った。

表２に示すように、Ｎｏ．１〜２が本発明例であり、Ｎｏ．３〜５が比較例である。

比較例Ｎｏ．３はＭｎ含有量が低いために、２５０℃再加熱時の強度が劣る。比較例Ｎｏ．４はＭｎ含有量が高いために、はんだ付け時の濡れ性ならびに２５０℃再加熱時の強度共に劣る。Ｎｏ．５は、成分バランス的に急冷組織においても良好なはんだ付けに寄与するＳｎ固溶体相の割合が少なくはんだ付け時の濡れ性が悪い。これに対し、本発明例はいずれも本発明の条件を満たしていることから、はんだ付け時の濡れ性とはんだ付け後の２５０℃再加熱時の強度が優れていることが分かる。

（実施例３）
表３は、Ｉｎ−Ｎｉ合金について、はんだ付け時の濡れ性とはんだ付け後の２５０℃再加熱時のはんだ付け部強度を記した組成の比較表である。表中、はんだ付け時の濡れ性の評価については、実施例１と同じ評価で行った。

表３に示すようにＮｏ．１〜Ｎｏ．２が本発明例であり、Ｎｏ．３〜Ｎｏ．４が比較例である。

比較例Ｎｏ．３はＩｎによりはんだ付け時の濡れ性は良好なものの、Ｎｉ含有量が低いために、はんだ付け後の２５０℃再加熱時のはんだ付け部強度が低い。比較例Ｎｏ．４はＮｉ含有量が高いためにはんだ付け時の濡れ性が悪い。これに対し、本発明例はいずれの組成も本発明の条件を満たしていることから、はんだ付け時の濡れ性とはんだ付け後の２５０℃再加熱時の強度が優れている事が分かる。

（実施例４）
表４は、Ｉｎ−Ｍｎ合金について、はんだ付け時の濡れ性とはんだ付け後の２５０℃再加熱時のはんだ付け部強度を記した組成の比較表である。表中、はんだ付け時の濡れ性の評価については、実施例１と同じ評価で行った。

表４に示すように、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３が本発明例であり、Ｎｏ．４〜Ｎｏ．５が比較例である。

比較例Ｎｏ．４はＭｎ含有量が低いために、はんだ付け時の濡れ性は良好なものの、２５０℃再加熱時の強度が劣る。比較例Ｎｏ．５はＭｎ含有量が高いために、はんだ付け時の濡れ性が悪い。これに対し、本発明例はいずれの組成も本発明の条件を満たしていることから、はんだ付け時の濡れ性とはんだ付け後の２５０℃再加熱時の強度が優れている事が分かる。

（実施例５）
表５は、Ｂｉ−Ｎｉ系合金について、はんだ付け時の濡れ性とはんだ付け後の３００℃再加熱時のはんだ付け部強度を記した組成の比較表である。なお、Ｂｉは融点が高いためはんだ付け温度、再加熱の温度も３００℃としている。表中、はんだ付け時の濡れ性の評価については、実施例１と同じ評価で行った。

表５に示すように、Ｎｏ．１〜２が本発明例であり、Ｎｏ．３〜４が比較例である。

比較例Ｎｏ．３はＮｉ含有量が低いために、３００℃再加熱時の強度が劣る。比較例Ｎｏ．４はＮｉ含有量が高いために、はんだ付け時の濡れ性が悪い。これに対し、本発明例はいずれの組成も本発明の条件を満たしていることから、はんだ付け時の濡れ性とはんだ付け後の３００℃再加熱時の強度が優れている事が分かる。

本発明に係るＳｎ−Ｃｕ合金組成例のはんだ付け前（急冷状態）とはんだ付け後のＸ線回折パターンについて示す図である。本発明に係るＳｎ−Ｃｕ合金組成例のはんだ付け前後のＤＳＣ曲線との比較を示す図である。本発明に係るＳｎ−Ｃｕ合金組成例の合金のはんだ付け前後の組織を示す顕微鏡写真である。本発明に係るＳｎ−Ｍｎ合金組成例のはんだ付け前（急冷状態）とはんだ付け後のＸ線回折パターンを示す図である。本発明に係るＩｎ−Ｎｉ合金組成例のはんだ付け前（急冷状態）とはんだ付け後のＸ線回折パターンを示す図である。本発明に係るＩｎ−Ｍｎ合金組成例のはんだ付け前（急冷状態）とはんだ付け後のＸ線回折パターンを示す図である。本発明に係るＢｉ−Ｎｉ合金組成例のはんだ付け前（急冷状態）とはんだ付け後のＸ線回折パターンを示す図である。

Claims

Ｐｂ以外の元素から選択した２種類の元素Ａ及びＢからなる合金で、元素Ａが元素Ｂより融点が高く、元素Ｂからなる常温安定相と元素Ａ及びＢからなる常温安定相Ａ_m Ｂ_n （ｍ，ｎは常温での安定相を構成する合金による固有の数値、ＡはＣｕ，Ｍｎ，Ｎｉの１種、ＢはＳｎ，Ｉｎ，Ｂｉの１種）を有する合金であって、Ｃｕ ₆ Ｓｎ ₅ 、ＭｎＳｎ ₂ 、Ｉｎ ₂₇ Ｎｉ ₁₀ 、ＩｎＭｎ ₃ およびＢｉ ₃ Ｎｉから構成され、それぞれが、Ｃｕ ₆ Ｓｎ ₅ のＣｕ：１４〜４５％、ＭｎＳｎ ₂ のＭｎ：１５〜３５％、Ｉｎ ₂₇ Ｎｉ ₁₀ のＮｉ：５〜２９％、ＩｎＭｎ ₃ のＭｎ：８〜５０％、およびＢｉ ₃ ＮｉのＮｉ：５〜２５％からなり、かつ元素Ｂからなる常温安定相中に元素Ａを過飽和固溶させることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
常温安定相Ａ_m Ｂ_n （ｍ，ｎは常温での安定相を構成する合金による固有の数値、ＡはＣｕ，Ｍｎ，Ｎｉの１種、ＢはＳｎ，Ｉｎ，Ｂｉの１種）の融点が元素Ｂからなる常温安定相の融点より高いことを特徴とする請求項１記載の鉛フリー接合用材料。
請求項１に記載の組成からなる溶湯を急冷凝固して、元素Ｂからなる常温安定相中に元素Ａを過飽和固溶させることを特徴とする鉛フリー接合用材料の製造方法。