JP5915204B2 - 電子回路モジュール部品 - Google Patents

Description

本発明は、電子回路モジュール部品に関する。

電子回路モジュール部品は、複数の電子部品をはんだによって回路基板に実装して、ひとまとまりの機能を持った電子部品としたものである。このような電子回路モジュール部品を電子機器の基板（装置基板）に実装する場合、電子回路モジュール部品の端子電極と装置基板の端子電極とをはんだで接合する。従来は、電子部品及び電子回路モジュール部品の接合にＳｎＰｂ系のはんだ材料が使用されてきたが、環境問題を背景としてＰｂフリー化が進み、自動車関連や特殊な場合を除いてＰｂを含まないはんだ、つまりＰｂフリーはんだが使用されている。

はんだを用いて電子回路モジュール部品を装置基板に実装する際、はんだを溶融させるためにリフロー工程が必要になる。このリフロー工程の際に、電子回路モジュール部品内の電子部品と回路基板とを接合しているはんだが溶融して飛散（はんだフラッシュ）したり、移動したりすることがある。その結果、電子回路モジュール部品内での短絡や、電子部品の端子電極と回路基板の端子電極との接触不良を招く恐れがある。これを回避するため、電子回路モジュール部品を装置基板に実装する際のリフロー温度で溶融しない、もしくは溶融しても飛散や移動を起こさない、つまり耐熱性を付与したはんだを用いて電子回路モジュール部品内の電子部品と回路基板とを接合する必要がある。

例えば、特許文献１には、Ａｇを１０質量％〜２５質量％、Ｃｕを５質量％〜１０質量％、残部はＳｎ及び不可避的不純物からなる粉末はんだ材料が記載されている。特許文献１の粉末はんだ材料は、電子回路モジュール部品内の電子部品と回路基板とを接合する工程の熱処理温度で完全に溶融せず、はんだとして固液共存状態を維持する。これにより、リフロー工程時のこのはんだの耐熱性を向上させようとするもの、つまり、電子回路モジュール部品内での短絡や、電子部品の端子電極と回路基板の端子電極との接触不良を抑えようとするものである。

特開２００７−２６８５６９号公報

特許文献１のはんだを用いることにより、リフロー工程の熱処理温度における電子部品の端子電極と回路基板の端子電極との間での耐熱性が向上する。しかしながら、特許文献１の粉末はんだ材料の固液共存状態における固相成分は、当該はんだ材料中の、主にＳｎ、Ａｇ、及びＣｕからなる金属間化合物相（Ａｇ_３Ｓｎ、Ｃｕ_６Ｓｎ_５等）であり、当該金属間化合物相の析出状態を、リフロー工程で制御することが容易でなかった。このため、リフロー工程の熱処理温度における電子部品の端子電極と回路基板の端子電極との間での接合強度が十分には得られなかった。

さらに、電子回路モジュール部品は、組み込まれる電子機器の用途に応じて様々な特性を有することが求められる。例えば、携帯電話など日常的に持ち運びされる電子機器の場合、それらの装置基板に実装、内蔵される電子部品、電子回路モジュール部品、並びにこれらに設けられる端子及びこれらに用いられる接合材料は、落下に伴う衝撃に対して耐久性つまり耐衝撃性を有することが新たに求められてきている。

そこで本発明では、電子回路モジュール部品が有する電子部品の端子電極と回路基板の端子電極とを接合する接合金属の耐熱性及び耐衝撃性を向上させることを目的とする。

上述した課題を解決し、目的を達成する為に、本発明者らはＰｂフリーはんだについて鋭意研究を重ねた結果、電子回路モジュール部品が有する電子部品の端子電極と回路基板の端子電極とを接合する接合金属中に、Ｎｉ−Ｆｅ合金を主成分とするＮｉ−Ｆｅ相が存在することにより、リフロー温度における当該接合金属の流動が抑制され、耐熱性が向上することを見出した。

また、前記Ｎｉ−Ｆｅ相の表面にＮｉ−Ｓｎ相を有すると、落下等の衝撃により前記接合金属中に発生するクラックの伸展を抑制し、耐衝撃性が向上することを見出した。本発明は、かかる知見に基づいて完成されたものである。

本発明に係る電子回路モジュール部品は、電子部品と、当該電子部品が搭載される回路基板と、前記電子部品の端子電極と前記回路基板の端子電極との間に介在し、かつ、Ｎｉ−Ｆｅ相と、前記Ｎｉ−Ｆｅ相の表面に分布するＮｉ−Ｓｎ相と、Ｓｎ相と、を有する接合金属とを含むことを特徴とする電子回路モジュール部品である。

前記Ｎｉ−Ｆｅ相の融点は、Ｐｂフリーはんだのリフロー工程の温度（およそ２６０℃）よりも十分に高い（およそ１４００℃）。このため、異なるリフロー工程の温度条件や、基板内バラツキ等による温度差においても、前記Ｎｉ−Ｆｅ相は、固相状態を維持しながら、前記接合金属中に含まれることで、リフロー工程の温度で溶融状態にある前記Ｓｎ相の流動を抑制する効果を示す。つまり、本発明に係る電子回路モジュール部品では、当該電子回路モジュール部品を装置基板に実装する際の前記接合金属の飛散や移動を抑制する効果が得られる。したがって、前記電子回路モジュール部品が前記装置基板に実装される際のリフロー工程における前記接合金属の耐熱性が向上する。

さらに、前記Ｎｉ−Ｆｅ相の表面に分布する前記Ｎｉ−Ｓｎ相は、落下等の衝撃により発生し、前記接合金属内を伸展するクラックが、当該Ｎｉ−Ｓｎ相に到達した際に、それ以降の伸展を抑制する効果を有する。したがって、前記電子回路モジュール部品が前記装置基板に実装された際の前記接合金属の耐衝撃性が向上する。

さらに、本発明に係る前記Ｎｉ−Ｓｎ相は、前記Ｎｉ−Ｆｅ相の表面から放射方向に１より大きいアスペクト比で延出していることが好ましい。ここでの放射方向とは、前記Ｎｉ−Ｆｅ相を起点として、周囲方向へ広がる方向を示す。

前記Ｎｉ−Ｓｎ相が、前記Ｎｉ−Ｆｅ相の表面から放射方向に１より大きいアスペクト比で延出していると、前記接合金属内に発生するクラックの伸展をＮｉ−Ｓｎ相によって抑制しやすくなる。このため、前記電子回路モジュール部品が、前記装置基板に実装された際の前記接合金属の耐衝撃性がより一層向上する。

さらに、本発明に係る前記Ｎｉ−Ｆｅ相と前記Ｎｉ−Ｓｎ相との間の少なくとも一部に、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相を有することが好ましい。

前記Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相は、前記Ｎｉ−Ｆｅ相と同様にリフロー工程の熱処理温度で溶融しにくい組織である。このため、前記電子回路モジュール部品が前記装置基板に実装される際のリフロー工程において、前記接合金属の耐熱性がさらに向上する。また、前記Ｎｉ−Ｆｅ相と前記Ｎｉ−Ｓｎ相の間の少なくとも一部に前記Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相を有することで、前記Ｎｉ−Ｓｎ相と前記Ｎｉ−Ｆｅ相との接合が強固になり、前記接合金属内で発生するクラックの伸展をさらに抑制する効果を有する。したがって、前記電子回路モジュール部品が前記装置基板に実装される際のリフロー工程において、前記接合金属の耐衝撃性がさらに向上する。

さらに、本発明に係る前記接合金属がＳｎ相を有し、該Ｓｎ相が前記接合金属の全体積に対して６０体積％〜９０体積％であることが好ましい。

このような体積範囲であれば、電子回路モジュール部品の接合金属の耐熱性がさらに向上し、耐衝撃性もより一層得ることができるためより好ましい。

本発明は、電子回路モジュール部品において、その電子回路モジュール部品が有する電子部品の端子電極と、回路基板の端子電極とを接合する接合金属の耐熱性及び耐衝撃性を向上することを特徴とする。

本発明の実施形態に係る電子回路モジュール部品を模式的に示した断面図である。 図１の電子部品と回路基板との接続部を示す拡大図である。 図１の電子回路モジュール部品を装置基板に取り付けた状態を示す側面図である。 本実施形態に係る接合金属の断面組織を示す模式図である。 実施例７及び８の接合金属の断面組織を示す模式図である。 比較例２、３及び４の接合金属の断面組織を示す模式図である。 比較例５の接合金属の断面組織を示す模式図である。

以下、本発明を実施するための実施形態を、図面を参照しつつ詳細に説明する。なお、本発明は、下記の実施形態に限定されるものではない。また、下記の実施形態で開示された構成要素には、当業者が容易に想定できるもの、実質的に同一のもの、いわゆる均等の範囲のものが含まれる。さらに、下記実施形態の構成要素は、適宜組み合わせることが可能である。

図１では、電子回路モジュール部品の断面図を示す。図１における本実施形態に係る電子回路モジュール部品１は、複数の電子部品２を回路基板３に実装して、ひとまとまりの機能を持つ電子部品としたものであり、電子部品２と、電子部品２が実装される回路基板３と、電子部品２を覆う絶縁樹脂４と、を含む。電子部品２は、回路基板３の表面に実装されていてもよいし、回路基板３の内部に実装されていてもよい。

本実施形態において、電子回路モジュール部品１が有する電子部品２としては、例えば、コイルやコンデンサ、あるいは抵抗等の受動素子があるが、ダイオードやトランジスタ等の能動素子やＩＣ（Ｉｎｔｅｇｒａｌ Ｃｉｒｃｕｉｔ）等も電子部品２として回路基板３に実装されてもよい。また、電子部品２は、これらに限定されるものではない。

図２では、電子部品と回路基板との接続部を示す拡大図を示す。図２における実施形態に係る電子回路モジュール部品１に含まれる電子部品２の端子電極２Ｔと回路基板３の端子電極３Ｔとは、接合金属５によって接合される。本実施形態に係る接合金属５は、Ｓｎを主成分とする第１金属粒子及びＮｉ−Ｆｅ合金を主成分とする第２金属粒子を含むＰｂフリーはんだが最初に溶融した後、凝固することにより得られる金属である。

図３では、装置基板を示す。電子回路モジュール部品１の回路基板３は、部品実装面の反対側に、モジュール端子電極６を有する。モジュール端子電極６は、電子回路モジュール部品１が備える電子部品２の端子電極２Ｔ、及び回路基板３の端子電極３Ｔと電気的に接続されるとともに、図３における電子回路モジュール部品１が取り付けられる基板（例えば、電子機器の基板であり、以下、装置基板という）７の装置基板端子電極８とはんだ９によって接合される。このような構造により、電子回路モジュール部品１は、電子部品２と装置基板７との間で電気信号や電力をやり取りする。

本実施形態に係る接合金属５の断面をＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）により分析すると、図４に示すような組織が観察される。すなわち、図１と図２に示す電子部品２の端子電極２Ｔと回路基板３の端子電極３Ｔとの間に介在する接合金属５は、Ｎｉ−Ｆｅ相１０と、Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表層の少なくとも一部に存在するＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２と、Ｎｉ−Ｆｅ相１０及びＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２の表面に分布するＮｉ−Ｓｎ相１３と、これらを含有するＳｎ相１１とで構成された組織を有している。

また、本実施形態に係る接合金属５は、ひとつのＮｉ−Ｆｅ相１０に対して、当該Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表層のＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２と、当該Ｎｉ−Ｆｅ相１０及び当該Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２の表面に分布する複数のＮｉ−Ｓｎ相１３と、をひとつの構造体として、複数の前記構造体がＳｎ相１１に分散した構造を有している。さらに、第２金属粒子の原料由来の被覆層１４も確認される場合もある。

前記Ｓｎ相１１は、Ｓｎを８０質量％以上と、０質量％〜３．５質量％Ａｇと、０質量％〜０．７５質量％Ｃｕと、０質量％〜２０質量％Ｂｉと、を含み、残部が不可避不純物からなる。不可避不純物とは、例えば、製造工程において混入するような不純物、あるいは本実施形態の接合金属５を構成する材料に、すでに含まれていた不純物などを示す。

また、Ｓｎ相１１は、接合金属５の全体積に対して６０体積％〜９０体積％であることが好ましい。Ｓｎ相１１が、接合金属５の全体積に対して６０体積％より少ない場合、接合金属５で電子部品２と回路基板３を接合する際のリフロー工程におけるぬれ性が低下する傾向となり、逆に９０体積％より多い場合は、Ｎｉ−Ｆｅ相１０による耐熱効果が得られにくくなるとともに、Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表面のＮｉ−Ｓｎ相１３が、接合金属５に対して相対的に少なくなり、衝撃によって接合金属５に発生するクラックの伸展を抑制する効果を十分に得ることができない。したがって、このような体積範囲であれば、接合金属５の耐熱性はさらに向上し、耐衝撃性もより一層得ることができるためより好ましい。

前記構造体を構成するＮｉ−Ｆｅ相１０は、５質量％〜１６質量％のＦｅと、残部がＮｉ及び不可避不純物からなるＮｉ−Ｆｅ合金である。Ｎｉ−Ｆｅ相１０の融点はおよそ１４００℃であり、リフロー工程の熱処理温度で溶融しにくい。このため接合金属５は、リフロー工程の熱処理温度で溶融しにくい材料を含有することで、リフロー工程時に溶融状態となるＳｎ相１１の流動を抑える効果が得られる。このため、電子回路モジュール部品１を装置基板７に実装する際の接合金属５の飛散、移動を抑制することができる。したがって、電子回路モジュール部品１の耐熱性が向上する効果が得られる。

また、Ｎｉ−Ｆｅ相１０は、リフロー工程の熱処理温度に対して十分に高い融点を有するため、Ｐｂフリーはんだのリフロー工程で想定される到達温度範囲、基板内温度バラツキ等による条件の違いがあっても、同様の固相状態を安定的に維持し、狙いとする金属組織の構成を維持できる効果がある。

さらに、Ｎｉ−Ｆｅ相１０は、接合金属５の全体積に対して、１０体積％〜４０体積％であることが好ましい。Ｎｉ−Ｆｅ相１０が、接合金属５の全体積に対して１０体積％より少ないと、溶融はんだの飛散、移動を十分に抑制できない傾向がある。また、４０体積％より多いと、接合金属５で電子部品２と回路基板３を接合する際のリフローにおけるぬれ性が低下する傾向にある。したがって、このような範囲であれば、接合金属５のぬれ性を十分に確保しながら、耐熱性がさらに向上する効果を得ることができる。

前記構造体を構成するＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２は、高融点を有する金属間化合物相であり、Ｎｉ−Ｆｅ相１０と同様にリフロー温度で溶融しにくい。したがって、電子回路モジュール部品１が装置基板７に実装される際のリフローにおいて、接合金属５の耐熱性がさらに向上する。また、Ｎｉ−Ｆｅ相１０とＮｉ−Ｓｎ相１３の間の少なくとも一部にＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２を有することで、Ｎｉ−Ｓｎ相１３とＮｉ−Ｆｅ相１０との接合が強固になり、接合金属５の内部で発生するクラックの伸展を抑制する効果が向上する。したがって、電子回路モジュール部品１が装置基板７に実装される際のリフローにおいて、接合金属５の耐衝撃性がさらに向上する。

前記構造体を構成するＮｉ−Ｓｎ相１３は、Ｎｉ_３Ｓｎ_４を主成分とするＮｉ−Ｓｎ系合金からなる金属間化合物相であり、Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表面及びＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２の表面に分布する相（組織）である。Ｎｉ−Ｓｎ相１３は、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２と同様に高融点を有する相であり、リフロー温度で溶融しにくい。したがって、電子回路モジュール部品１が装置基板７に実装される際のリフローにおいて、接合金属５の耐熱性がさらに向上する。また、落下等による衝撃が加えられた際に接合金属５に発生するクラックは、Ｎｉ−Ｆｅ相１０と比較して機械的に強度の弱いＳｎ相１１を伸展する傾向にある。しかしながら、Ｓｎ相１１内に分散する複数の前記構造体のＮｉ−Ｆｅ相１０の表面及びＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相の表面に分布するＮｉ−Ｓｎ相１３が、Ｓｎ相１１を伸展するクラックのさらなる伸展を阻み、接合金属５が破断に至ることを防止する効果を示す。
したがって、電子回路モジュール部品１が装置基板７に実装された際の接合金属５の耐衝撃性が向上する。

Ｎｉ−Ｆｅ相１０は、針状、鱗片形状、又は不定形状など、その形状は特に限定されないが、略球状であると、接合金属５内でのＮｉ−Ｆｅ相１０の分散が容易であり、Ｎｉ−Ｓｎ相１３を接合金属５内に均一に配置する効果を得やすい。したがって、Ｎｉ−Ｆｅ相１０は略球状であることが好ましい。

また、Ｎｉ−Ｓｎ相１３は、Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表面及びＮｉ−Ｆｅ相１０の表層のＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２の表面から、放射方向に延出する組織である。接合金属５に発生するクラックは、主にＳｎ相１１中を伝播するが、特にＳｎ相１１を構成する結晶粒の粒界を伝播して伸展する。したがって、クラックの伸展を抑制するために、Ｎｉ−Ｓｎ相１３はＳｎ相１１を構成する結晶粒の粒界を跨ぐように配置されることが望ましい。Ｎｉ−Ｆｅ相１０の形状を略球状とすることで、その周囲に分布するＮｉ−Ｓｎ相１３は立体的に略全方位に向かって延出するため、付近のＳｎ相１１のあらゆる向きの結晶粒界に対しても、それを跨ぐようにＮｉ−Ｓｎ相１３が配置されやすくなる。したがって、接合金属５に発生するあらゆる方向からのクラックに対しても、その伸展を抑制する効果が発揮されやすくなる。

また、Ｎｉ−Ｓｎ相１３が、前記Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表面から放射方向に１より大きいアスペクト比で延出していると、付近のＳｎ相１１の結晶粒界に対して、より、これを跨ぐように配置されやすくなり、接合金属５に発生するあらゆる方向からのクラックに対しても、その伸展を抑制する効果をさらに発揮できる。

一般的にＮｉ−Ｓｎ合金は硬く、脆い材料である。Ｎｉ−Ｆｅ相１０とＳｎ相１１の界面にＮｉーＳｎ合金の粗大な組織が幅広く分布してしまうと、当該Ｎｉ−Ｓｎ合金自体にクラックが発生しやすくなるため、Ｎｉ−Ｆｅ相１０とＳｎ相１１が剥離する方向に弱い構造となり、接合金属５の耐衝撃性を向上させる効果が十分に得られにくい恐れがある。したがって、接合金属５の強度を維持しながら、Ｓｎ相１１に発生するクラックの伸展を抑制するため、Ｎｉ−Ｓｎ相１３は、Ｎｉ−Ｆｅ相１０から放射方向に１より大きいアスペクト比で延出している形状を有することがより好ましい。図４に示すように、Ｎｉ−Ｓｎ相１３は針状または柱状にＮｉ−Ｆｅ相１０から広がるように配置されるのがより好ましい。

Ｎｉ−Ｓｎ相１３のアスペクト比は、接合金属５の断面観察から得ることができる。
走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、以降、ＳＥＭと表記。）の反射電子像におけるＮｉ−Ｓｎ相１３の輝度は、Ｎｉ−Ｆｅ相１０より高く、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２、Ｓｎ相１１、および被覆層１４より低い。したがって、反射電子像による接合金属５の断面観察からＮｉ−Ｓｎ相１３の領域を識別することができる。また、ＥＰＭＡによる分析でも、接合金属内に含まれる元素の濃度分布からＮｉ−Ｓｎ相の領域を識別することができる。

Ｎｉ−Ｓｎ相１３のアスペクト比の測定方法については、例えば次に示す手順で測定することが出来る。
１．ＳＥＭを用い、２０００倍程度の視野（Ｎｉ−Ｆｅ相１０の大きさに合わせて適宜選択するものとする。）の反射電子像にて、接合金属５の任意の断面の観察写真を得る。
２．観察写真の中の任意のＮｉ−Ｆｅ相１０、および当該Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表面に分布するＮｉ−Ｓｎ相１３において、前記Ｎｉ−Ｆｅ相１０の内接円の中心と、該中心から前記Ｎｉ−Ｓｎ相１３における最も遠い点（最遠点）と、を結ぶ直線と、前記Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表面との交点を得る。前記最遠点と前記交点との間の距離を、当該Ｎｉ−Ｓｎ相１３の放射方向の長さとし、前記直線の直交方向を当該Ｎｉ−Ｓｎ相１３の幅方向としたとき、前記Ｎｉ−Ｓｎ相１３の最大幅に対する前記放射方向の長さの比を、当該Ｎｉ−Ｓｎ相１３の１つのアスペクト比とする。
３．同一のＮｉ−Ｆｅ相１０において、少なくとも５点、最大で２０点まで（識別可能な限り、より多く計測する。）のＮｉ−Ｓｎ相１３のアスペクト比を算出し、上位５点の平均を当該Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表面に分布するＮｉ−Ｓｎ相１３の１つの観察面の平均アスペクト比とする。
４．同一の接合金属５内で少なくとも５点のＮｉ−Ｆｅ相１０について同様に算出し、上述の１つの観察面の平均アスペクト比のさらにその平均を当該接合金属５におけるＮｉ−Ｓｎ相１３のアスペクト比とする。

接合金属５を構成するＳｎ相１１に含有されている複数の前記構造体は、Ｎｉ−Ｆｅ相１０及びＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２の表面であって、Ｎｉ−Ｓｎ相１３を有さない表面の少なくとも一部に、Ｓｎと金属間化合物を形成しない金属を主成分とする被覆層１４を有してもよい。Ｓｎと金属間化合物を形成しない金属としては、例えばＢｉ、Ｚｎ等が挙げられる。このような組織を有することにより、再度のリフロー工程によって接合金属５が加熱され、溶融した際にも、接合金属５の飛散、移動を抑制するとともに、落下等の衝撃により発生するクラックの伸展を抑制する。したがって、接合金属５によって電子部品２が回路基板３に実装された電子回路モジュール部品１は、装置基板７に実装される際に、優れた耐熱性及び耐衝撃性を発揮する。

本実施形態に係る、上述した金属組織を有する接合金属５は、例えば、Ｓｎを主成分とする第１金属粒子及びＮｉ−Ｆｅ合金を主成分とする第２金属粒子を含むＰｂフリーはんだが最初に溶融した後、凝固することにより得られる。以下、前記Ｐｂフリーはんだを用いた実施形態について説明するが、接合金属５を得る方法としては、例えば、第１金属粒子を構成する材料を個別に添加する方法や、第１金属粒子を構成する材料に、第２金属粒子が含まれたバルク材とすることも可能であり、必ずしもこの形態のみによらない。

本実施形態に係る接合金属５を得るための前記Ｐｂフリーはんだは、使用前（最初に溶融する前）において、Ｓｎを主成分とする第１金属粒子と、Ｎｉ−Ｆｅ合金を主成分とする第２金属粒子と、を含み、フラックスに混合され、分散された状態のはんだペーストである。前記Ｐｂフリーはんだは、少なくとも第１金属粒子と、第２金属粒子を含んでいればよく、フラックスは必ずしも必要ではない。

前記第１金属粒子には、ＳｎもしくはＳｎを主成分とする組成であって、その他の代表成分としてそれぞれＡｇ、Ｃｕ及びＢｉを含むＳｎ−Ａｇ系、Ｓｎ−Ｃｕ系及びＳｎ−Ｂｉ系の組成のＰｂフリーはんだを用いることができる。より具体的には、０質量％〜３．５質量％Ａｇと、０質量％〜０．７５質量％Ｃｕと、０質量％〜２０質量％Ｂｉと、を含み、残部がＳｎ及び不可避不純物からなるＰｂフリーはんだを用いることができる。また、前記第１金属粒子は、はんだペーストとしての印刷性を考慮し、平均粒子径が１μｍ〜１００μｍであることが好ましい。

前記第２金属粒子には、５質量％〜１６質量％のＦｅと、残部がＮｉ及び不可避不純物からなる、略球状のＮｉ−Ｆｅ合金粒子を用いる。前記Ｎｉ−Ｆｅ合金粒子は、はんだペーストとしての印刷性を考慮し、平均粒子径が１μｍ〜１００μｍであることが好ましい。また、本実施形態において、第２金属粒子はＮｉ−Ｆｅ合金を主成分としているが、他の成分を含んでいてもよい。具体的には、Ｎｉ−Ｆｅ合金を必須とし、その他にＣｏ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒのうち少なくともひとつを含んでいてもよい。

前記第２金属粒子は、例えば、水アトマイズ法、ガスアトマイズ法などの噴霧法によって得られるが、水アトマイズ法は一般的に粒子表面が酸化されやすい。第２金属粒子表面が酸化していると、溶融状態の前記第１金属粒子とのぬれが悪くなり、はんだペーストとしてリフローを行った際に前記第１金属粒子からなる溶融金属の液面にはじかれてしまうため、第２金属粒子はガスアトマイズ法で得ることが好ましい。しかし、水アトマイズ法で得た第２金属粒子や、本実施形態に至る時点で既に酸化した第２金属粒子であっても、例えば水素雰囲気等の還元雰囲気中で当該第２金属粒子表面の酸化物を還元処理することにより、前記溶融金属の液面にはじかれることなく用いることが可能である。

本実施形態における前記第２金属粒子の表面の少なくとも一部は、０．１μｍ〜１０μｍの厚みの、Ｓｎと金属間化合物を形成しない金属で被覆されていることが好ましい。本実施形態では、めっき法を用いてＢｉ又はＺｎを被覆したが、ほかに前記第２金属粒子の表面に被覆層を形成する方法としては、スパッタ法、蒸着法なども考えられ、必ずしもめっき法によらない。

前記第１金属粒子および前記第２金属粒子からなるＰｂフリーはんだがリフロー工程を経ることで得られる接合金属５は、前記第１金属粒子が溶融し、凝固してなるＳｎ相１１と、前記第２金属粒子を構成するＮｉ−Ｆｅ合金粒子からなるＮｉ−Ｆｅ相１０と、前記第２金属粒子の表面を被覆する金属からなる被覆層１４と、リフロー工程の熱エネルギーによって前記Ｎｉ−Ｆｅ合金と前記第１金属粒子のＳｎとが相互拡散して形成されるＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２と、同じく前記相互拡散によって形成されるＮｉ−Ｓｎ相１３と、からなることが好ましい。また、被覆層１４は、リフロー工程でのこの相互拡散によって、接合部に残らない場合もある。

また、前記リフロー工程において、前記第２金属粒子の表面を被覆する被覆層１４の少なくとも一部は、Ｓｎ相１１へ拡散、若しくはＮｉ−Ｆｅ相１０の表面から離脱した単体の相としてＳｎ相１１中に含まれることがある。したがって、第２金属粒子の表面に被覆層１４を形成する場合、当該第２金属粒子を用いて得られる接合金属のＳｎ相１１の組成には、被覆層１４を構成する元素が含まれることがある。

第２金属粒子由来のＮｉ−Ｆｅ相１０の表面の少なくとも一部に、Ｓｎと金属間化合物を形成しない金属を主成分とする被覆層１４を形成すると、リフロー時の熱によって行われる、Ｎｉ−Ｆｅ相１０とＳｎ相１１との相互拡散によるＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２の形成が、Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表面で不均一に抑制される。このため、Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表面において被覆層１４が存在しない領域、もしくは、当該Ｎｉ−Ｆｅ相１０における被覆層１４の厚みが比較的薄い領域から、放射方向にアスペクト比が１より大きいＮｉ−Ｓｎ相１３が形成される。

Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２は、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｓｎ及び不可避不純物からなる相であり、Ｎｉ−Ｆｅ相１０のＮｉ及びＦｅと、Ｓｎ相１１のＳｎとの相互拡散によって、Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表層に連続して形成される金属間化合物相である。Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２は、ＮｉとＳｎのみ、もしくはＦｅとＳｎのみの拡散反応による金属間化合物相よりも、生成速度が比較的速い。Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表面に被覆層１４を有しない場合、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２はＮｉ−Ｆｅ相１０の表面から同心球状に成長する。しかし、Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表面の少なくとも一部に被覆層１４を有すると、被覆層１４が存在する当該Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表面とＳｎ相１１との間の相互拡散が抑制される。そして、同時に当該Ｎｉ−Ｆｅ相１０における、被覆層１４を有しないＮｉ−Ｆｅ相１０の表面、あるいは、その表層のＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２の表面から、放射方向にアスペクト比が１以上の形状で延出するＮｉ−Ｓｎ相１３が急速に形成される。つまり、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２の化合物生成速度と、Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表面でＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２の生成を不均一に抑制する被覆層１４の２つをもって、本実施形態に係る放射方向にアスペクト比が１より大きいＮｉ−Ｓｎ相１３が容易に形成される。

また、放射方向にアスペクト比が１より大きいＮｉ−Ｓｎ相１３を形成させる上記以外の方法としては、例えば、Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表面を不均一に酸化させることによっても可能である。Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表面の酸化した領域においては、その酸化層によってＮｉ−Ｆｅ相１０とＳｎ相１１の拡散が抑制され、当該Ｎｉ−Ｆｅ相１０の酸化されていない表面でのＮｉ−Ｆｅ相１０とＳｎ相１１との拡散が促進される。したがって、当該Ｎｉ−Ｆｅ相１０の酸化されていない表面から放射方向にアスペクト比が１より大きいＮｉ−Ｓｎ相１３が形成されやすくなる。このように、Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表面で不均一にＳｎ相１１との相互拡散を抑制する作用が得られれば、その方法は必ずしも被覆層１４もしくは酸化層の形成のみによらない。

なお、Ｎｉ−Ｆｅ相１０を構成するＮｉ−Ｆｅ合金において、Ｆｅを５質量％未満、もしくは１６質量％より多くした場合（ただし、Ｎｉ−Ｆｅ合金であるからＦｅが０質量％、及び１００質量％を含まない）、又はＮｉ−Ｆｅ合金のかわりにＮｉ単体の金属とした場合であっても、Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表面にはＮｉ−Ｓｎ相１３が形成される。しかし、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２と比較して化合物生成速度が遅い、ＮｉとＳｎのみ、もしくはＦｅとＳｎのみによる拡散反応の割合が増加するため、Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表層にはＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２が形成されにくくなる。この場合は、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２が存在する場合よりも、Ｎｉ−Ｓｎ相１３の生成速度が遅く、放射方向にアスペクト比が１より大きい組織として形成されにくい。したがって、Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表面の少なくとも一部には、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２が形成されていることが好ましい。また、Ｎｉ−Ｆｅ相１０を構成するＮｉ−Ｆｅ合金において、Ｆｅは５質量％〜１６質量％であることが好ましい。

本実施形態における電子回路モジュール部品１は、図１に示すように電子部品２が実装される回路基板３と、電子部品２を覆う絶縁樹脂４と、を含み、例えば、以下のような手順で製造される。
（１）回路基板３の端子電極３Ｔに本実施形態に係るＰｂフリーはんだを含むはんだペーストを印刷する。
（２）実装装置（マウンタ）を用いて電子部品２を回路基板３に載置する。
（３）電子部品２が搭載された回路基板３をリフロー工程により熱処理（最大温度２６０℃）することにより、前記はんだペーストに含まれる本実施形態に係るＰｂフリーはんだが溶融し、凝固する。そして、凝固後のＰｂフリーはんだ、すなわち接合金属５が、電子部品２の端子電極２Ｔと回路基板３の端子電極３Ｔとを接合する。
（４）電子部品２及び回路基板３の表面に付着したフラックスを洗浄する。
（５）絶縁樹脂４で電子部品２及び回路基板３の電子部品２が実装される側の表面を覆う。
電子部品２及び回路基板３を被覆する絶縁樹脂４には、熱硬化性樹脂（例えば、エポキシ樹脂であるが、これに限定されない）にフィラー（例えば、シリカフィラー）を添加したものを用い、被覆方法は、例えば、真空槽内での熱プレス硬化等によって行う。

図１に示すように、電子回路モジュール部品１に含まれ、回路基板３の表面に実装された電子部品２を覆う絶縁樹脂４は、電子部品２が実装される側の回路基板３の表面（部品実装面）も同時に覆い、回路基板３及び複数の電子部品２を一体化することで、電子回路モジュール部品１の強度を確保するものであり、回路基板３に実装された電子部品２を保護するものである。また、電子回路モジュール部品１は、絶縁樹脂４の表面の少なくとも一部に、電子回路モジュール部品１の外部からの高周波ノイズ、電磁波及び電子部品２から放射される電磁ノイズ等を遮蔽するため、導電性を有する材料を含むシールド層を有する場合もある。

また、本実施形態における電子回路モジュール部品１の回路基板３は、部品実装面の反対側に、端子電極（モジュール端子電極）６を有する。モジュール端子電極６は、電子回路モジュール部品１が備える電子部品２の端子電極２Ｔと電気的に接続されるとともに、電子機器（車載電子機器、携帯電子機器等）に搭載される装置基板７の端子電極（装置基板端子電極）８と、はんだ９によって接合される。このような構造により、電子回路モジュール部品１は、電子部品２と装置基板７との間で電気信号や電力をやり取りする。尚、モジュール端子電極６と装置基板端子電極８との接合には、本実施のようにはんだを用いた方法以外にも、例えば、導電性接着剤等を用いることができ、必ずしもはんだ接合によらない。

本実施形態に係る内容を実施例と比較例を用いてさらに詳細に説明する。ただし、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。

（電子回路モジュール部品の接合金属のＰｂフリーはんだ材料）
本実施形態に係る電子回路モジュール部品の電子部品と回路基板とを接合する接合金属は、第１金属粒子、第２金属粒子、及びフラックスで構成されるＰｂフリーはんだ材料を、前記第１金属粒子の組成、前記第２金属粒子の添加量、及び前記第２金属粒子の被覆層を、表１に示すように調整し、用意した。
第１金属粒子には、表１に示す組成の平均粒子径はいずれも１０〜２５μｍを準備した。なお、表中の組成でＳｎ−３Ａｇ−０．５Ｃｕとは、３質量％Ａｇと、０．５質量％Ｃｕと、残部がＳｎ及び不可避不純物からなることを示し、Ｓｎ−５Ｂｉとは、５質量％Ｂｉと、残部がＳｎと不可避不純物からなることを示している。さらに、第２金属粒子には、１０質量％Ｆｅと残部がＮｉ及び不可避不純物からなる組成で、平均粒子径はいずれも１０〜２５μｍを準備した。
表１の第２金属粒子添加量は、接合金属の全体積における第２金属粒子の割合（質量％）である。すなわち、前記第２金属粒子添加量とは、（第２金属粒子の質量）／（第１金属粒子の質量＋第２金属粒子の質量）×１００である。

（評価方法）
電子回路モジュール部品の接合金属の耐熱性及び耐衝撃性は、次の手法で評価した。
耐熱性には、電子回路モジュール部品をサンプルとしてはんだフラッシュの評価を行った。また、耐衝撃性では、電子回路モジュール部品を実装した評価基板の落下試験による評価を行った。

＜はんだフラッシュ評価＞
はんだフラッシュ評価に供するサンプル（電子回路モジュール部品）は、次のような手順で各水準２０個作製し、評価した。
（１）回路基板の端子電極に、後述する表１に示す各サンプルの組成のＰｂフリーはんだを含むはんだペーストを印刷した。
（２）実装装置を用いて電子部品としてチップ型抵抗素子を回路基板に載置した。
（３）電子部品が搭載された回路基板をリフロー通炉する（リフロー工程にて熱処理をする）ことにより、前記はんだペーストに含まれるＰｂフリーはんだが溶融し、凝固する。そして、凝固後のＰｂフリーはんだ、すなわち接合金属によって、電子部品の端子電極と回路基板の端子電極とを接合させた。
（４）電子部品及び回路基板の表面に付着したフラックスを洗浄した。
（５）絶縁樹脂で電子部品及び回路基板を覆った。電子部品及び回路基板を被覆する絶縁樹脂には、熱硬化性のエポキシ樹脂にシリカフィラーを添加したものを用い、これを電子部品及び回路基板の部品実装面を覆うように塗布し、真空槽内で熱プレス硬化した。
（６）はんだフラッシュ評価用電子回路モジュール部品実施例１〜８、及び比較例１〜５を得た。

そして、得られたはんだフラッシュ評価用電子回路モジュール部品実施例１〜８、及び比較例１〜５を用いて、耐熱性の評価のはんだフラッシュ評価を行なった。
評価に供するサンプル（電子回路モジュール部品）をピーク温度２６０℃のリフロー炉に通炉し、取り出した電子回路モジュール部品内の電子部品と回路基板との接合部におけるはんだの移動を観察した。観察は、透過Ｘ線観察装置およびサンプルの断面研磨により行い、各水準でひとつでも、接合部の接合金属が接合部以外に離散するような状況が観察された場合には×、離散していないが、接合部の基板側との接合面や電子部品端子側の形状に変化が認められるものは○、接合部に変化が見られないものは◎とした。評価の結果を表２に纏めて示す。

＜評価基板の落下試験＞
耐衝撃性評価に供するサンプル（電子回路モジュール部品を実装した評価基板）は、次のような手順で各水準１０枚作製し、評価した。
（１）評価基板の端子電極に、Ｓｎ−３質量％Ａｇ−０．５質量％Ｃｕ組成のＰｂフリーはんだを含むはんだペーストを印刷した。
（２）耐熱性評価（はんだフラッシュ評価）に用いたサンプルと同条件の電子回路モジュール部品を、実装装置を用いて評価基板に載置した。
（３）電子回路モジュール部品が搭載された評価基板をリフロー通炉することにより、モジュール端子電極と評価基板端子電極とを接合した。
（４）電子回路モジュール部品及び評価基板の表面に付着したフラックスを洗浄した。
（５）電子回路モジュール部品を実装した評価基板実施例１〜８、および比較例１〜５を得た。

耐衝撃性は、落下試験を次のように行い評価した。各水準の電子回路モジュール部品が実装された評価基板を、落下試験装置を用いて１基板ずつ落下試験を行った。具体的には、評価基板に、評価基板の接続面に垂直方向の衝撃（衝撃加速度：１４７００ｍ／秒^２）を繰り返して加え、評価基板の端子電極を介して電子部品の端子電極と回路基板の端子電極との間の抵抗値を落下毎に測定した。各水準で、抵抗値が初期抵抗の１００倍以上となるまでの落下回数の平均値を求め、落下回数の平均値が１００回以上のものを「Ｓ」、６０回以上１００回未満のものを「Ａ」、６０回未満のものを「Ｂ」評価とした。評価の結果を表２に纏めて示す。

また、各水準の評価の結果を表２に示す。さらに表２には、各水準の接合金属におけるＮｉ−Ｆｅ相、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相、Ｎｉ−Ｓｎ相の有無、及びＮｉ−Ｓｎ相のアスペクト比もあわせ示す。
Ｎｉ−Ｓｎ相のアスペクト比は、実施例１〜８、及び比較例１〜５の断面のＳＥＭ写真から、１水準あたり５点の平均値から算出した。

実施例１〜８、及び比較例１〜５の接合金属を構成する組織を同定するため、これらの接合金属の断面をＥＰＭＡにより分析した結果、次のような組織が観察された。

実施例１〜６では、図４に示すような略球状のＮｉ−Ｆｅ相１０と、その表層のＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２と、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２の表面に分布するＮｉ−Ｓｎ相１３と、これらを含有するＳｎ相１１と、が観察された。また、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２の表面に形成された複数のＮｉ−Ｓｎ相１３は、放射方向にアスペクト比が１より大きい形状を有していた。さらに実施例１〜４、及び６においては、Ｎｉ−Ｓｎ相１３が存在しないＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２の表面の一部に、原料の第２金属粒子の被覆層に由来の、Ｂｉが９０質量％以上の被覆層１４が観察され、実施例５においては、同じくＺｎが９０質量％以上の被覆層１４が観察された。

尚、アスペクト比は、観察写真の中の任意のＮｉ−Ｆｅ相、及び当該Ｎｉ−Ｆｅ相の表面に分布するＮｉ−Ｓｎ相において、前記Ｎｉ−Ｆｅ相の内接円の中心と、該中心から前記Ｎｉ−Ｓｎ相における最も遠い点（最遠点）と、を結ぶ直線と、前記Ｎｉ−Ｆｅ相の表面との交点を得る。次に前記最遠点と前記交点との間の距離を、当該Ｎｉ−Ｓｎ相の放射方向の長さとし、前記直線の直交方向を当該Ｎｉ−Ｓｎ相の幅方向として、前記Ｎｉ−Ｓｎ相の最大幅に対する前記放射方向の長さの比を、当該Ｎｉ−Ｓｎ相の１つのアスペクト比とした。さらに、同一のＮｉ−Ｆｅ相において、２０点のＮｉ−Ｓｎ相のアスペクト比を算出し、上位５点の平均を当該Ｎｉ−Ｆｅ相の表面に分布するＮｉ−Ｓｎ相の１つの観察面の平均アスペクト比とし、同一の接合金属内で５点のＮｉ−Ｆｅ相について同様に算出して、その平均を当該接合金属におけるＮｉ−Ｓｎ相のアスペクト比とした。各水準で算出したアスペクト比は表２にまとめて示す。

実施例７、および８は、図５に示すような略球状のＮｉ−Ｆｅ相１０と、その表層のＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２と、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２の表面に分布する複数のＮｉ−Ｓｎ相１３と、これらを含有するＳｎ相１１と、が観察され、Ｎｉ−Ｓｎ相１３は、放射方向にアスペクト比が１以下の形状を有していた。また、Ｎｉ−Ｓｎ相１３が存在しないＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２の表面の一部には、原料の第２金属粒子の被覆層に由来の、Ｂｉが９０質量％以上の被覆層１４の相が観察された。

比較例１は、実施例１のＳｎ相１１と同様の組織による単一相であり、Ｎｉ−Ｆｅ相１０、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２、及びＮｉ−Ｓｎ相１３で構成される前記構造体及び被覆層１４は観察されなかった。

比較例２、および３は、図５に示すような略球状のＮｉ−Ｆｅ相１０と、Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表層のＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２と、これらを含有するＳｎ相１１と、が観察され、Ｎｉ−Ｓｎ相１３及び被覆層１４は観察されなかった。また、比較例３は、比較例２と比較して第２金属粒子の添加量が多いため、接合金属の全体積におけるＮｉ−Ｆｅ相１０及びＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２の体積率が高い。

比較例４において観察された断面組織は、比較例２及び３と同様の、Ｓｎ相１１と、表層にＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２を形成した略球状のＮｉ−Ｆｅ相１０と、を有する組織であり、Ｎｉ−Ｓｎ相１３及び被覆層１４は観察されなかった。

比較例５は、図７に示すような略球状のＮｉ−Ｆｅ相１０と、Ｎｉ−Ｆｅ相１０の表層のＣｕ−Ｓｎ相１５と、これらを含有するＳｎ相１１と、が観察された。Ｃｕ−Ｓｎ相１５は、Ｃｕ_６Ｓｎ_５もしくはＣｕ_３Ｓｎを主成分とするＣｕ−Ｓｎ系合金からなる金属間化合物相である。尚、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相１２、Ｎｉ−Ｓｎ相１３、及び被覆層１４は観察されなかった。

尚、実施例１〜８、及び比較例２〜５の各サンプルにおけるＳｎ相１１、並びに比較例１の組織の組成は、各サンプルの原料である第１金属粒子に由来の成分、第２金属粒子の被覆層に由来の金属、及び不可避不純物と、で構成されていた。

実施例１〜６は、耐熱性、耐衝撃性ともに優れた結果となった。実施例１〜６の接合金属は、略球状のＮｉ−Ｆｅ相と、前記Ｎｉ−Ｆｅ相の表層のＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相と、その表面に分布する複数のＮｉ−Ｓｎ相と、これらを含有するＳｎ相と有し、当該Ｎｉ−Ｓｎ相は放射方向にアスペクト比が１より大きい形状で延出している。これにより、前記Ｎｉ−Ｓｎ相は前記Ｓｎ相の結晶粒界を十分に跨ぐように配置され、前記接合金属内に発生したクラックが、当該接合金属を構成するＳｎ相の結晶粒界を伝播し伸展する際に、前記Ｎｉ−Ｓｎ相によってそれ以降の伸展を抑制されたことで、当該接合金属の耐衝撃性を向上できたことが認められた。

また、実施例１〜６の接合金属には十分な量の第２金属粒子が添加されている、すなわち、十分な量のＮｉ−Ｆｅ相が含まれているため、リフロー工程において固相状態を維持するＮｉ−Ｆｅ相が、同じリフロー工程において溶融するＳｎ相の流動を十分に抑制できており、当該接合金属の耐熱性を向上できたことが認められた。

実施例７及び８は、耐熱性では優れた結果となり、耐衝撃性においても比較例１〜５に対し優れた結果を示した。実施例７及び８の接合金属は、実施例１〜６と同様に十分な量のＮｉ−Ｆｅ相を有しているため、リフロー工程において溶融したＳｎ相の流動を十分に抑制した、すなわち当該接合金属の耐熱性は向上した。しかしながら、実施例７及び８の原料である第１金属粒子は、Ｂｉをそれぞれ１８質量％および２０質量％含んでいる。Ｓｎ相中のＢｉ量が多いと、リフロー工程における第２金属粒子のＮｉと拡散するＳｎの量が相対的に減少し、放射方向にアスペクト比が１より大きいＮｉ−Ｓｎ相の形成は遅い傾向にある。これにより、実施例７および８の接合金属が有する略球状のＮｉ−Ｆｅ相と、前記Ｎｉ−Ｆｅ相の表層のＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相と、その表面に分布するＮｉ−Ｓｎ相と、これらを含有するＳｎ相と、の構造において、当該Ｎｉ−Ｓｎ相の形状は放射方向にアスペクト比が１以下となり、当該Ｎｉ−Ｓｎ相が十分にＳｎ相の結晶粒界を跨いで配置されなかった。したがって、クラックの伸展を抑制する効果は実施例１〜６より少し低いものの、Ｎｉ−Ｓｎ相を有さない比較例１〜５と比較してその効果は十分に発揮されており、耐衝撃性として十分な効果が得られた。

比較例１は、第１金属粒子のみからなる接合金属であり、第２金属粒子が含まれない、つまり接合金属内にＮｉ−Ｆｅ相を有さない構造である。したがって、リフロー工程において接合金属が溶融した際に、当該接合金属の流動を抑制するものが存在しないため、はんだフラッシュが発生し、耐熱性に劣る結果となった。また、落下衝撃に関しても、接合金属内に放射方向に延出するＮｉ−Ｓｎ相を有さないことから、接合金属内を伸展するクラックの伸展を抑制することが出来ず、接合金属の耐衝撃性を向上できなかった。

比較例２は、第２金属粒子の添加量が少なすぎる、すなわち、接合金属に十分な量のＮｉ−Ｆｅ相がないため、リフロー工程において溶融したＳｎ相の流動を十分に抑制できず、接合金属の飛散、移動を十分に抑制できないことが認められた。また、比較例２の原料である第２金属粒子は、その表面に被覆層を有していない。そのため比較例２の接合金属は、略球状のＮｉ−Ｆｅ相と、Ｎｉ−Ｆｅ相の表層のＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相と、これらを含有するＳｎ相と、を有しているが、当該Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相の表面に放射方向に延出するＮｉ−Ｓｎ相を有しておらず、接合金属内に発生したクラックの伸展を抑制する効果を十分に得られなかったことにより、当該接合金属の耐衝撃性を向上できなかった。

比較例３は、耐熱性では優れた結果となったが、実施例１〜８と比較して耐衝撃性に劣る結果となった。比較例３の接合金属には十分な量のＮｉ−Ｆｅ相が含まれているため、リフロー工程において溶融したＳｎ相の流動を十分に抑制し、はんだフラッシュを発生させなかった、つまり接合金属の耐熱性が向上したことが認められた。しかしながら、比較例３の原料である第２金属粒子は、その表面に被覆層を有していない。そのため比較例３の接合金属は、略球状のＮｉ−Ｆｅ相と、Ｎｉ−Ｆｅ相の表層のＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相と、これらを含有するＳｎ相と、を有しているが、当該Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相の表面に放射方向に延出するＮｉ−Ｓｎ相を有しておらず、接合金属内に発生したクラックの伸展を抑制する効果を十分に得られなかったことにより、当該接合金属の耐衝撃性を向上できなかった。

比較例４は、耐熱性では優れた結果となったが、実施例１〜８と比較して耐衝撃性に劣る結果となった。比較例４の接合金属には十分な量のＮｉ−Ｆｅ相が含まれているため、リフロー工程において溶融したＳｎ相の流動を十分に抑制し、はんだフラッシュを発生させなかった、つまり接合金属の耐熱性が向上したことが認められた。また、比較例４の原料である第２金属粒子は、その表面に被覆層を有している。しかしながら、同じく原料である第１金属粒子の組成には、Ｂｉが３０質量％含まれており、リフロー工程において第２金属粒子に由来のＮｉ−Ｆｅ合金のＮｉと拡散するＳｎの量が相対的に少なくなるため、Ｎｉ−Ｓｎ相の形成が抑制される。したがって比較例４の接合金属は、略球状のＮｉ−Ｆｅ相と、Ｎｉ−Ｆｅ相の表層のＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相と、これらを含有するＳｎ相とを有するが、当該Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相の表面にはＮｉ−Ｓｎ相を有しておらず、接合金属内に発生したクラックの伸展を抑制する効果を十分に得られなかったことにより、当該接合金属の耐衝撃性を向上できなかった。

比較例５は、耐熱性では優れた結果となったが、実施例１〜８と比較して耐衝撃性に劣る結果となった。比較例５の接合金属には十分な量のＮｉ−Ｆｅ相が含まれているため、リフロー工程において溶融したＳｎ相の流動を十分に抑制し、はんだフラッシュを発生させなかった、つまり接合金属の耐熱性が向上したことが認められた。しかしながら、比較例５の原料である第１金属粒子の組成にはＣｕが５質量％含まれている。リフロー工程において、Ｓｎ相中のＣｕ量が過剰であるとＣｕ−Ｓｎ合金相の析出が著しく、第２金属粒子の表面にもＣｕ−Ｓｎ相が析出しやすくなる。比較例５においては、第２金属粒子の表面が、析出したＣｕ−Ｓｎ相によって被覆され、Ｎｉ−Ｓｎ相の形成が抑制された。したがって比較例５の接合金属は、略球状のＮｉ−Ｆｅ相と、Ｎｉ−Ｆｅ相の表面に析出したＣｕ−Ｓｎ相と、これらを含有するＳｎ相とを有するが、当該Ｎｉ−Ｆｅ相の表層にはＮｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相は存在せず、またＮｉ−Ｓｎ相も有していない。したがって、比較例５の接合金属内に発生したクラックの伸展を抑制する効果を十分に得られず、当該接合金属の耐衝撃性を向上できなかった。

したがって、電子回路モジュール部品内の接合金属中に、Ｎｉ−Ｆｅ相と、前記Ｎｉ−Ｆｅ相の表面に分布するＮｉ−Ｓｎ相と、Ｓｎ相とを有することによって、電子回路モジュール部品内の接合金属の耐熱性及び耐衝撃性が向上することがわかった。さらに、前記Ｎｉ−Ｓｎ相は、前記Ｎｉ−Ｆｅ相の表面から放射方向に１より大きいアスペクト比で延出していることが好ましいことがわかった。そして、さらに、前記Ｎｉ−Ｆｅ相と前記Ｎｉ−Ｓｎ相との間の少なくとも一部に、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相を有することが、より好ましいことがわかった。

以上のように、本発明に係る電子回路モジュール部品は、日常的に持ち運びされ、落下等による衝撃を受ける可能性のある電子機器へ内蔵する電子回路モジュール部品として有用である。

１ 電子回路モジュール部品
２ 電子部品
２Ｔ、３Ｔ 端子電極
３ 回路基板
４ 絶縁樹脂
５ 接合金属
６ モジュール端子電極
７ 装置基板
８ 装置基板端子電極
９ はんだ
１０ Ｎｉ−Ｆｅ相
１１ Ｓｎ相
１２ Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相
１３ Ｎｉ−Ｓｎ相
１４ 被覆層
１５ Ｃｕ−Ｓｎ相

Claims (5)

1. 電子部品と、
   当該電子部品が搭載される回路基板と、
   前記電子部品の端子電極と前記回路基板の端子電極との間に介在し、Ｓｎ相と、前記Ｓｎ相内に分散する複数のＮｉ−Ｆｅ相と、前記複数のＮｉ−Ｆｅ相それぞれの表面に分布する複数のＮｉ−Ｓｎ相と、を有する接合金属と、
   を含み、
   前記Ｎｉ−Ｆｅ相は、５質量％〜１６質量％のＦｅと、残部がＮｉ及び不可避不純物からなるＮｉ−Ｆｅ合金であることを特徴とする電子回路モジュール部品。
2. 前記複数のＮｉ−Ｆｅ相の少なくとも一部は略球状である請求項１に記載の電子回路モジュール部品。
3. 前記Ｎｉ−Ｓｎ相は、前記Ｎｉ−Ｆｅ相の表面から放射方向に１より大きいアスペクト比で延出していることを特徴とする請求項１または２に記載の電子回路モジュール部品。
4. 前記Ｎｉ−Ｆｅ相と前記Ｎｉ−Ｓｎ相との間の少なくとも一部に、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｓｎ相を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の電子回路モジュール部品。
5. 前記Ｓｎ相が前記接合金属の全体積に対して６０体積％〜９０体積％であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の電子回路モジュール部品。

Images