KR20090094019A - 무연 접합용 재료 및 그것의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 납땜 부분의 강도에 변화가 없고 강도와 솔더링 특성간에 뛰어난 균형이 있는 고온 무연 납땜 합금 및 합금의 제조방법을 제공한다. 본 발명은 Pb 이외의 원소로부터 선택된 두 개의 원소 A 및 B의 합금으로 제조된 무연 접합용 재료에 관한 것으로, 여기서 원소 A는 원소 B의 녹는점보다 높은 녹는점을 갖고, 상기 합금은 원소 B로 구성된 실온 안정상 및 원소 A와 B로 이루어진 실온 안정상 A_mB_n(m과 n은 실온에서 안정한 상을 구성하는 합금에 따른 고유 수치이다)을 갖고 A_×B_1-×(0<×<m/(m+n))를 만족시키는 합금이고, 그리고 원소 A는 원소 B로 구성된 실온 안정상에 과포화적으로 용해된다.

Description

무연 접합용 재료 및 그것의 제조방법{LEAD-FREE SOLDER MATERIAL AND METHOD OF PRODUCING THE SAME}

본 발명은 무연 접합용 재료 및 그 재료의 제조방법에 관한 것이다.

과거, 반도체 장비 제작 공정에서, 통상의 납땜 접합용 재료인 Sn-PB 기재 땜납 합금을 이용한 솔더링 방법에 따라 두-단계 솔더링 공정이 수행되었다. 특히, 기존의 솔더링 공정에서, Pb-5Sn 땜납(녹는점: 310~314℃)은 솔더링을 수행하기 위한 기존의 반도체 장비에 먼저 사용되고 그리고 반도체를 기질에 그 자체로 연결하기 위한 이어지는 리플로우 솔더링에서, 반도체 장비에 이미 접합된 납땜 부분이 녹지 않도록 낮은 녹는점(녹는점 183℃)을 갖는 Sn-37PB 공융 땜납으로 접합을 수행하는 과정을 포함하여 온도-층상 접합이 사용된다.

한편, 환경 문제의 관점에서, 전기 및 전자 설비 등에서의 특정 유해 물질 사용의 제한에서(RoHS), 납땜이 Pb-프리가 되도록 하는 단계를 택할 것이 요구되고, 실재로 Sn-Ag-Cu 기재 공융 합금이 리플로우 땜납으로 사용되고 있다. 한편, 고온 땜납에 관하여, Au-20Sn 땜납(녹는점: 280℃)이 알려져 있지만, Au-20Sn 땜납은 Pb-Sn 기재 납땜보다 비용과 기계적 특성 면에서 열등하여 거의 사용되지 않는다. 다른 부품 시스템들은 실제 사용에 아직 적용되고 있지 않으므로, Pb 함유 고온 땜납은 RoHS에서 여전히 예외로 남아있다.

고온 땜납 합금의 개발에 관하여, 예를 들면, 일본 특허 공개공보 제2003-260587호는 Sn-Cu 기재 땜납을 기재한다. 이 기술은 솔더링 페이스트로서 Sn 분말과 Cu 분말을 함께 혼합하고, 그리고 고온-솔더링 후, Sn 분말을 녹여 솔더링에 기여하고 Cu 분말과 반응하여 높은 녹는점을 갖는 Sn-Cu 금속간 화합물 상을 형성하도록 하는 것을 포함하는 방법을 제안한다. 이 화합물 상은 리플로우 후, 녹아짐 없이 납땜된 부분의 강도를 유지하는 작용을 한다.

그러나, 상기 종래의 기술은 Sn 분말과 Cu 분말 사이의 상 경계에 형성된 금속간 화합물 상의 구조물이, 약 10㎛의 실제 사용된 분말의 크기로 인해 Cu 분말의 표면에 형성되어 조악한 구조 및 강도 변화를 가져오고, 그리고 강도를 증가시키기 위해 다량의 Cu 분말이 사용됨으로써 Sn 분말에 의해 제공된 솔더링 특성이 열화되는 문제가 있다. 더우기, 금속간 화합물의 형성은 용융 액체 상태의 Sn과 고체 상태의 Cu 간의 확산 반응에 의존하기 때문에, 강도 유지에 기여하는 Cu₆Sn₅ 금속간 화합물 상의 느린 형성으로 인해 이 반응이 수행되기에는 시간이 걸리고, 생산 공정에 불리함을 야기한다.

도 1A 및 도 1B는 각각 본 발명에 따른 Sn-Cu 기재 합금의 예시적 조성물의 솔더링 전(급랭 단계) 및 솔더링 후 X 선 회절 패턴을 나타내는 그래프이다.

도 2A 및 도 2B는 각각 본 발명에 따른 Sn-Cu 기재 합금의 예시적 조성물에서 솔더링 전 및 솔더링 후의 DSC 곡선을 나타내는 그래프이다.

도 3A 및 도 3B는 각각 본 발명에 따른 Sn-Cu 기재 합금의 예시적 조성물에서 솔더링 전 및 솔더링 후의 구조를 나타내는 현미경사진이다.

도 4A 및 도 4B는 각각 본 발명에 따른 Sn-Mn 기재 합금의 예시적 조성물에서 솔더링 전(급랭 단계) 및 솔더링 후의 X 선 회절 패턴을 나타내는 그래프이다.

도 5A 및 도 5B는 각각 본 발명에 따른 In-Ni 기재 합금의 예시적 조성물에서 솔더링 전(급랭 단계) 및 솔더링 후의 X 선 회절 패턴을 나타내는 그래프이다.

도 6A 및 도 6B는 각각 본 발명에 따른 In-Mn 기재 합금의 예시적 조성물에서 솔더링 전(급랭 단계) 및 솔더링 후의 X 선 회절 패턴을 나타내는 그래프이다.

도 7A 및 도 7B는 각각 본 발명에 따른 Bi-Ni 기재 합금의 예시적 조성물에서 솔더링 전(급랭 단계) 및 솔더링 후의 X 선 회절 패턴을 나타내는 그래프이다.

본 발명자들은 놀랍게도 리플로우 후 접합 강도가, 두 원소 A와 B로 이루어지고 (여기서 원소 A는 원소 B보다 녹는점이 높다), 원소 B로 이루어진 실온안정상과 원소 A와 B로 이루어진 실온안정상 A_mB_n(m과 n은 합금계에 따른 고유 수치이다)를 갖는 합금에서 원소 A가 원소 B로 이루어진 상온안정상으로 과포화 해리됨으로써 제조된 접합재를 사용함에 의해, 그리고 실온안정상 A_mB_n의 용융과 접합을 촉진하도록 과포화 고체 용액이 분해되는 온도를 유지함에 의해 효율적으로 지속될 수 있다는 것을 발견하였다.

"m과 n은 합금계에 따른 고유 수치이다"는 원소 A와 원소 B가 평형도에서 녹는점 또는 그 근처에서 실온까지 일정 비율을 가지면서 그들의 상태를 유지하는 배합비를 구성하는 수치를 말한다는 것을 명심하여야 한다. 예를 들면, 상기 Cu₆Sn₅ 금속간 화합물상의 경우, 원소 A와 B는 각각 Cu와 Sn이고 m과 n은 각각 6과 5이다. "합금계에 따른 고유 치수"에서 m과 n 자체의 값의 조합은 평형도를 통해 해석할 수 있다.

이하 본 발명의 예로서 Sn-Cu 기재 땜납 합금을 기준으로 설명한다. Sn-Cu 기재 합금은 급랭되어 주로 Sn 상으로 이루어지고 여기에 Cu가 강력하게 용해된 합금을 생성한다. 이 Sn 고체용액 상은 약 230℃에서 녹고 Cu₆Sn₅상과 Sn상의 두 상으로 분리되고, 이것은 납땜 후 고체화에서 안정한 상이고, 반면 높은 녹는점을 갖는 Cu₆Sn₅상은 리플로우 솔더링에서 강도를 유지하는 작용을 한다. 이 방법으로, 본 발명은 납땜 부분의 강도에 변화가 없고 강도와 솔더링 특성 간에 뛰어난 균형을 갖는 고온 무연 납땜 합금, 및 그 합금을 생산하는 방법을 제공할 수 있다.

즉, 본 발명에 따른 무연 접합재는 Pb 이외의 원소에서 선택되는 두 개의 원소 A와 B의 합금으로 제조되고, 여기서 원소 A의 녹는점은 원소 B의 녹는점보다 높고, 상기 합금은 원소 B로 구성된 실온안정상과 원소 A와 B로 구성된 실온안정상 A_mB_n(여기서 m과 n은 실온에서 안정한 상을 구성하는 합금에 따른 고유 치수이다)을 갖고 그리고 A_×B_1-×(0<×<m/(m+n))를 만족하는 합금이고, 여기서 원소 A는 원소 B로 구성된 실온안정상에 과포화적으로 용해된다.

더우기, 본 발명의 바람직한 면은 무연 접합재료를 포함하고, 여기서 실온안정상 A_mB_n의 녹는점은 원소 B로 구성된 실온안정상의 녹는점보다 높다.

본 발명은 또한 원소 B로 구성된 실온안정상에 원소 A를 과포화적으로 용해시키기 위해 A_×B_1-×의 조성을 갖는 합금의 용융 금속을 신속히 고형화시키는 단계를 포함하는, 무연 접합재료의 제조방법을 제공한다.

상기와 같이, 본 발명에 따른 합금의 배열과 담금질의 이용은 합금이 Pb-5Sn과 같은 기존의 고온 납땜이 사용되는 고온 솔더링에 효율적으로 적용될 수 있도록 한다. 특히, 본 발명에 따라, 고온 솔더링 후 리플로우 온도에서의 솔더링에서, 납땜된 부분의 강도를 유지하는 Pb-프리 납땜을 제공하는 것이 가능하다. 더우기, 본 발명은 납땜 부분의 강도에 변화가 없고, 강도와 솔더링 특성 간에 뛰어난 균형을 갖고 그리고 고온 납땜에 따른 경제적 효율성과 기본적 특성이 뛰어난 무연 납땜을 제공할 수 있다는 점에서 산업적으로 유용하다.

또한, 본 발명에 따라, 본 발명의 범위 내의 원소들의 결합은, 기존의 솔더링 온도보다 높은 온도에서의 솔더링 및 기존의 솔더링 온도보다 훨씬 낮은 온도에서 접합 후 유사한 온도로의 재가열에서 접합 강도의 유지가 요구되는 적용에 적용할 수 있는 접합재료를 제공할 수 있도록 한다.

본 발명은 본 발명의 실시예에 따른 Sn-Cu 기재 합금을 참조로 아래에 설명되지만, 그 실시예로 한정되는 것은 아니다.

본 발명자들은 급랭과정이 평형 다이아그램의 관점에서는 존재할 수 없는 Sn 고체 용액을 생성할 수 있다는 사실에 집중한다. 특히, Sn-Cu 기재 합금은 평형 다이아그램에서 Sn에 인접한 위치에서 리플로우 온도보다 낮지 않은 녹는점을 갖는 금속간 화합물 Cu₆Sn₅를 나타내는 금속 Cu를 사용함에 의해 제조된다. 급랭과정 이외의 방법을 사용하는 경우, 이 합금은 Cu 함량에 따라 평형 다이아그램에 따른 비율에서 Sn과 Cu₆Sn₅ 금속간 화합물의 2-상 구조를 가져온다.

그러나, 합금이 원자화법 또는 용융-스핀법과 같은 급랭공정에 의해 생산되면, 본질적으로 Cu₆Sn₅ 금속간 화합물을 형성하여야 하는 Cu는 Sn에 강하게 용해되어 Sn 고체 용액으로서의 Sn 상과 유사한 상이 되고, 그러므로, 급랭 합금에서, 고-녹는점 상인 Cu₆Sn₅ 금속간 화합물의 양은 합금에서 Sn과 Cu의 비율로부터 이론적으로 계산된 양과 비교하여 상당히 감소된다. 반대로, 솔더링에 기여하는 Sn 상은 Sn 고체 용액으로 존재하므로, 그의 함량은 이론적인 양보다 상당히 증가한다.

이러한 발견으로부터, 본 발명자들은 상기 급랭 공정을 통해 생산된 합금이 주로 Sn 고체 용액상으로 구성되고, 이 상태의 합금이 납땜 재료로서 솔더링에 사용되고 그리고 나서 정상적인 방법으로 냉각된다면, 급랭 과정 이외의 방법으로 제조된 합금의 고체상태를 형성한다는 것을 더욱 발견하였다.

이것은 비교적 낮은 온도(약 230℃)의 온도 조건에서의 솔더링을 가능하게 하고, 이 납땜은 Cu₆Sn₅ 상의 존재로 인해 고온(약 400℃ 이상)에서도 양호한 고체상태를 보유할 수 있다.

상기와 같이, 솔더링이 본 발명의 합금 재료를 사용하여 수행될 때, 솔더링 상에 많은 양으로 존재하는 Sn 고체 용액 상은 대략 230℃에서 용해되고, 이것은 정상 Pb 공융 납땜을 사용한 경우만큼 양호한 솔더링일 수 있다. 솔더링 후 냉각은 급랭이 아니므로, 합금 중 Sn과 Cu 간의 비율로 계산된 이론적인 양의 고-녹는점 상 (Cu₆Sn₅ 금속간 화합물)이 용융 후 또는 냉각시에 형성된다.

본 발명에 따르면, 고-녹는점 상은 분말의 내부로부터도 촉진되므로, 분말의크기가, Sn 분말과 Cu 분말을 반응을 위해 혼합하는 것과 같은 통상의 기술에 사용되는 입자크기인 10㎛보다 더 조악한 입자크기, 예를 들면, 표준 납땜 분말의 크기인 40㎛ 이하인 경우에도 만족스런 솔더링이 가능하다.

상기와 같은 Cu₆Sn₅ 금속간 화합물은 250℃ 이하의 리플로우 온도에서 녹지 않으므로, 초기 납땜된 부분은 리플로우 솔더링에서 충분한 강도를 유지할 수 있다. 이에 더하여, 이 화합물상은 급랭되었던 실질적으로 균일한 구조가 완전히 녹은 후, 평형 다이아그램에 따라 고체화된 극히 미세한 균질 구조가 된다. 이 구조는 통상적인 재료에서와 같은 액체상 및 고체상의 융해에 의존하는 구조가 아니므로, 화합물 상은 화합물의 높은 형성 속도로 인한 강도의 변화가 없고 남은 Cu가 없다는 장점을 갖는다.

더우기, Sn-Cu 기재 합금의 경우, 합금에서의 Cu 함량은 바람직하기는 14~45%이다. 이것은 솔더링에 기여하는 Sn 고체 용액의 양과 솔더링 후 강도 유지에 기여하는 Cu₆Sn₅ 금속간 화합물의 양이 최적으로 균형되기 때문이다. 본 발명자들은 Cu 함량의 범위를 상세히 연구하였다. 그 결과, Cu의 양이 45 원자%를 초과하면, 형성될 Cu₆Sn₅ 금속간 화합물의 양은 급랭법에서도 솔더링에 기여하는 Sn 고체 용액의 양의 감소와 더불어 상당히 증가하고, 이것은 만족스런 솔더링의 수행을 어렵게 한다. 그러므로, Cu 양의 상한은 45 원자%가 바람직하다. Cu의 양이 14 원자% 미만이면, 솔더링 후 강도 유지에 기여하는 Cu₆Sn₅ 금속간 화합물의 충분한 양을 확보하는 것이 어렵다. 상기 면에서, Cu의 양은 14~45 원자%, 더욱 바람직하기는 25~45 원자%의 범위로 맞춰지는 것이 바람직하다.

이 특징은 원소 B는 Sn으로 유지되면서 원소 A가 Mn으로 제조되는 경우에도 동등하게 적용된다. Sn-Mn 기재 땜납 합금에서, MnSn₂는 높은 녹는점을 갖는 금속간 화합물로 형성되는 반면, Mn의 양이 15~35 원자%인 합금 조성물에서 급랭 과정을 통한 Sn으로의 Mn의 과포화 용해는 양호한 솔더링 특성을 보장하고, 솔더링 후 강도 유지에 기여하는 MnSn₂ 상의 촉진을 적절히 균형잡고, 그러므로 유사 온도에서 재가열될 때 조합 강도를 유지할 수 있다.

유사한 발견이 원소 B가 Sn의 녹는점인 232℃보다 높은 녹는점을 갖는 Bi, 또는 232℃보다 낮은 녹는점을 갖는 In이고, 본 발명의 범위에 속하는 원자 A가 각각의 원소와 결합 될 때 적용된다. 이들 원소 A와 B를 결합함에 의해, 정상 솔더링 온도보다 높은 온도에서의 솔더링 또는 정상 솔더링 온도보다 휠씬 낮은 온도에서 접합 후 유사한 온도로의 재가열에서 조합 강도의 유지가 요구되는 적용에 적용할 수 있는 접합재료를 제공하는 것이 가능하다.

예를 들면, Ni는 녹는점이 271℃인 Bi가 원소 B로 사용될 때 원소 A로서 사용될 수 있고, 반면, Ni, Mn 등은 녹는점이 156℃인 In이 원소 B로 사용될 때 원소 A로서 사용될 수 있다. 납땜 필터 재료의 녹는점은 접합 용이성에 영향을 미치므로, 원소 B의 녹는점은 810℃ 이하가 되도록 하는 것이 바람직하다.

상기와 유사한 방법에서, In-Ni 기재 합금에 In₂₇Ni₁₀ 금속간 화합물을 사용하기 위해 Ni 함량은 5~29 원자%의 범위인 것이 바람직하고, 반면 In-Mn 기재 합금에서 InMn₃ 금속간 화합물을 사용하기 위해 Mn의 함량은 8~50 원자%인 것이 바람직하다.

본 발명은 본 발명의 구현예에 따른 실시예에서 Sn-Cu 기재 땜납 합금을 참조로 더욱 상세히 설명될 것이다.

Sn-Cu 기재 합금에서, Sn-(14~45%)Cu 합금은 원자화법, 용융-스핀법 및 회전수중방사법(In-Rotating-Water Spinning)과 같은 급랭법을 통해 생산된다. 이 경우의 외형은 특별히 제한되지 않고 분말, 와이어, 막대, 리본, 플레이트 등의 형태일 수 있다. 본 발명의 조성 범위 내의 Sn-(14~45%)Cu 합금에서, Sn 상과 Cu₆Sn₅ 금속간 화합물은 급랭되지 않는 한, 평형 다이아그램에 따른 비율로 존재한다. 그러나, Cu의 상당한 양이 급랭에 의해 Sn 상에 강하게 용해되는 Sn 고체 용액은 원래의 Sn 상의 녹는점과 실질적으로 같은 대략 230℃에서 녹고, 그러므로 만족스런 솔더링에 기여한다.

급랭법이 상기와 같은 원자화법과 용융-스핀법을 포함하는 반면, 헬륨 가스 원자화법과 용융-스핀법은 급랭 수단으로서 특히 유용하다. 그러나, 디스크 원자화, 아르곤 원자화 및 질소-기체 원자화는 고체 분말의 대량 생산을 위한 수단으로 매우 효과적이고, 냉각 속도는 원자화 후 분말의 입자 크기에 의존한다. 그러므로, 이들 방법으로 생산된 미세 분말은 본 발명의 범위에 속한다.

이에 더하여, 예를 들면, 와이어 로드는 회전수중방사법으로 얻을 수 있다. 막대는 회전수중방사법 및 직선화 또는 연신 과정으로 얻을 수 있다.

도 1A 및 도 1B는 각각 본 발명에 따른 Sn-Cu 기재 합금의 조성물 예에서 솔더링 전(급랭 단계) 및 솔더링 후의 X 선 회절 패턴을 나타내는 그래프이다. 도 1A 및 1B에 나타낸 바와 같이, Sn 고체 용액 상의 피크는 솔더링 전 Cu₆Sn₅ 금속간 화합물의 피크보다 높고, 반면 이와 같은 피크 높이의 관계는 솔더링 후 반대이다. 이것은 Sn 상에 용해된 Cu가 솔더링 동안 용융될 때 분리되고 그리고 Sn와 반응하여 금속간 화합물이 되는 것을 나타낸다.

도 2A 및 2B는 본 발명에 따른 Sn-Cu 기재 합금의 조성물 예에서 솔더링 전 및 솔더링 후의 DSC 곡선을 비교하여 나타낸다. 도 2A 및 2B에 나타낸 바와 같이, Sn의 명백한 흡열 반응(녹는) 피크가 솔더링 전에 급랭 상태의 합금에서 230℃ 근처에서 관찰되고, 반면 솔더링 후 합금을 DSC하면 Sn의 매우 작은 녹는 피크를 가져오고, 이것은 고온 강도 감소를 야기한다.

도 3A 및 3B는 각각 본 발명에 따른 Sn-Cu 기재 합금의 조성물 예에서 솔더링 전 및 솔더링 후의 구조를 나타내는 현미경사진이다. 도 3A 및 3B에 나타낸 바와 같이, Sn(Sn 고체 용액)의 2-상 구조와 Cu₆Sn₅ 금속간 화합물은 솔더링 전 급랭된 상태에서 명백히 구별할 수 없고, 반면 2-상 구조는 솔더링 후 명백히 인식되며, 이것은 Cu₈Sn₅ 금속간 화합물이 다량 생성되었음을 나타낸다.

도 4A 및 4B는 각각 본 발명에 따른 Sn-Mn 기재 합금의 조성물 예에서 솔더링 전(급랭 상태) 및 솔더링 후의 X 선 회절 패턴을 나타내는 그래프이다. 도 4A 및 4B에 나타낸 바와 같이, Sn 고체용액 상의 피크는 MnSn₂ 금속간 화합물의 피크보다 높고, 반면 이러한 피크 높이의 관계는 Sn-Cu 기재 합금에서와 같이 솔더링 후 반대이다.

도 5A-5B, 6A-6B 및 7A-7B는 각각 In-Ni 기재 합금, In-Mn 기재 합금 및 Bi-Ni 기재 합금의 조성물 예에서 솔더링 전(급랭 상태) 및 솔더링 후 X 선 회절 패턴을 나타내는 도면이다. 솔더링 전, 원소 B가 In인 합금에서, In 고체 용액 상의 피크는 원소 A가 Ni인 In₂₇Ni₁₀ 금속간 화합물 상의 피크와 원소 Mn인 InMn₃ 금속간 화합물 상의 피크 보다 높고, 그러나 이 관계는 솔더링 후 반대된다. 한편, 원소 B가Bi인 Bi-Ni 기재 합금에서, Bi 고체 용액의 피크는 Bi₃Ni 금속간 화합물 상의 피크보다 높지만, 이 관계는 솔더링 후 반대된다. 이 방법에서, Sn-Cu 기재 합금 이외의 합금에 본 발명의 발견을 적용함에 의해, 높은 녹는점 금속간 화합물이 과포화 금속상으로부터 솔더링 온도에서 형성되고, 본 발명에서 의도된 특성을 달성하는 것을 가능하게 한다.

실시예

본 발명은 아래에서 실시예들을 참조로 하여 더욱 상세히 설명될 것이다.

실시예 1

표 1은 Cu-Sn 기재 합금의 조성과 관련하여 솔더링에서의 습윤도 및 솔더링 후 250℃에서 재가열에 대한 납땜 부분의 강도를 나타내는 비교 표이다. 표에서, 솔더링에 대한 습윤도의 평가는 Cu 판에 납땜이 적용된 상태에서 가열된 후 납땜된 부분의 변화를 확인하는 것으로 다음 기준에 따라 수행되었다:

A: 습윤도가 뛰어남(납땜이 성공적으로 확장됨)

B: 습윤도가 양호함(납땜이 확장됨)

C: 습윤도가 불량함(납땜이 적용 상태로부터 확장되지 않음)

250℃에서 재가열시의 강도 평가는 다음의 기준에 따른다:

A: 강도가 뛰어남

B: 강도가 양호함

C: 강도가 약간 불량함

D: 강도가 불량함

비고) 밑줄친 숫자는 본 발명의 범위 밖이다.

도 1에 나타난 바와 같이, 번호 1~4는 본 발명의 예이고 번호 5~8은 비교예이다.

비교예 5는 낮은 Cu 함량으로 인해 250℃에서 재가열후 강도가 불량했다. 비교예 6은 비교예 5에서와 마찬가지로 낮은 Cu 함량으로 인해 250℃에서 재가열후 강도가 불량했다. 비교예 7은 높은 Cu 함량으로 인해 납땜 되었을 때 습윤도가 불량했다. 비교예 8은 훨씬 높은 Cu 함량으로 인해 납땜 될 때 습윤도가 불량했다.

반대로, 본 발명의 조건을 만족하는 본 발명의 예에서, 솔더링에서의 습윤도와 솔더링 후 250℃에서 재가열에서의 납땜 부분의 강도는 뛰어났다. 그러나, 본 발명의 예 1에서, 250℃에서 재가열에서의 강도는 강도 보유에 기여하는 Cu₆Sn₅ 금속간 화합물 상의 해리율이 구성 균형의 면에서 급랭 구조에서도 작기 때문에 약간 낮아진다. 본 발명의 예 4에서, 솔더링에서의 용융된 양은 약간 작아지고, 습윤도 및 솔더링 후 250℃에서 재가열시 납땜된 부분의 강도의 감소를 가져오고, 이것은 양호한 솔더링 특성에 기여하는 Sn 고체 용액 상의 비가 구성 균형의 면에서 급랭 구조에서도 작기 때문이다.

실시예 2

표 2는 Sn-Mn 기재 합금의 조성에 관하여 솔더링에서의 습윤도 및 솔더링 후 250℃에서 재가열에서의 납땜 부분의 강도를 나타내는 비교표이다. 표에서, 솔더링에서의 습윤도의 평가는 실시예 1과 동일한 방법으로 이루어졌다.

비고: 밑줄친 숫자는 본 발명의 범위 밖이다.

표 2에 나타낸 바와 같이, 번호 1과 2는 본 발명의 예이고 번호 3 내지 5는 비교예이다.

비교예 3은 Mn의 함량이 낮으므로 250℃에서 재가열 시 강도가 불량하다. 비교예 4는 Mn 함량이 높으므로 솔더링에서의 습윤도 및 250℃에서 재가열시 강도가 불량하다. 비교예 5는 양호한 솔더링 특성에 기여하는 Sn 고체 용액 상의 비가 구성 균형의 면에서 급랭 구조에서도 작기 때문에 솔더링에서의 습윤도가 불량하다. 반대로, 본 발명의 조건을 만족하는 본 발명의 예에서 솔더링에 대한 습윤도 및 솔더링 후 250℃에서 재가열에서의 강도는 뛰어나다.

실시예 3

표 3은 In-Ni 기재 합금의 조성에 관한 솔더링에서의 습윤도 및 솔더링 후 250℃에서 가열시 납땜 부분의 강도를 나타내는 비교표이다. 표에서, 솔더링에서의 습윤도의 평가는 실시예 1과 동일한 방법으로 이루어졌다.

비고: 밑줄친 숫자는 본 발명의 범위 밖이다.

표 3에 나타낸 바와 같이, 번호 1과 2는 본 발명의 예이고, 반면 번호 3 및 4는 비교예이다.

비교예 3은 In으로 인해 솔더링에서의 습윤도가 양호하지만, Ni 함량이 낮기 때문에 솔더링 후 250℃에서 재가열시 강도가 불량하다. 비교예 4는 Ni 함량이 높으므로 솔더링에서 습윤도가 불량하다. 반대로, 본 발명의 조건을 만족시키는 본 발명의 예에서, 솔더링에서의 습윤도 및 솔더링 후 250℃에서 재가열시 강도는 우수하였다.

실시예 4

표 4는 In-Mn 기재 합금의 조성에 관하여 솔더링에서의 습윤도 및 솔더링 후 250℃에서 재가열시 납땜 부분의 강도를 나타내는 비교표이다. 표에서, 솔더링에 대한 습윤도의 평가는 실시예 1과 동일한 방법으로 이루어졌다.

비고: 밑줄친 숫자는 본 발명의 범위 밖이다.

표 4에 나타낸 바와 같이, 번호 1 내지 3은 본 발명의 예이고, 반면 번호 4 및 5는 비교예이다.

비교예 4는 Mn 함량이 낮기 때문에 솔더링에서의 습윤도가 양호하지만, 250℃에서 재가열시 강도는 불량하였다. 비교예 5는 Mn 함량이 높기 때문에 솔더링에 대한 습윤도가 불량하였다. 반대로, 본 발명의 조건에 맞는 본 발명의 예에서, 솔더링에서의 습윤도 및 솔더링 후 250℃에서 재가열시의 강도는 우수하였다.

실시예 5

표 5는 Bi-Ni 기재 합금의 조성에 관하여 솔더링에서의 습윤도 및 솔더링 후 250℃에서 재가열시 납땜 부분의 강도를 나타내는 비교예이다. 명심할 것은 Bi의 녹는점이 높으므로, 솔더링 온도와 재가열 온도가 300℃로 조절되었다는 것이다. 표에서, 솔더링에 대한 습윤도의 평가는 실시예 1과 동일한 방법으로 이루어졌다.

비고: 밑줄친 숫자는 본 발명의 범위 밖이다.

표 5에 나타낸 바와 같이, 번호 1 및 2는 본 발명의 예이고 번호 3 및 4는 비교예이다.

비교예 3은 Ni 함량이 낮으므로 300℃에서 재가열시 강도가 불량하였다. 비교예 4는 Ni 함량이 높기 때문에 솔더링에서의 습윤도가 불량하였다. 반대로, 본 발명의 조건에 맞는 본 발명의 예에서, 솔더링에서의 습윤도 및 솔더링 후 300℃에서 재가열시의 강도는 우수하였다.

Claims (3)

1. Pb 이외의 원소들로부터 선택된 두 개의 원소 A 및 B의 합금으로 제조된 무연 접합용 재료로,

   원소 A는 원소 B의 녹는점보다 높은 녹는점을 갖고,

   합금은 원소 B로 구성된 실온 안정상 및 원소 A와 B로 이루어진 실온 안정상 A_mB_n(m과 n은 실온에서 안정한 상을 구성하는 합금에 따른 고유 수치이다)을 갖고 A_×B_1-×(0<×<m/(m+n))를 만족시키는 합금이고, 그리고

   원소 A는 원소 B로 구성된 실온 안정상에 과포화적으로 용해되는 것인 무연 접합용 재료.
2. 제1항에 있어서, 실온 안정상 A_mB_n은 원소 B로 구성된 실온 안정상의 녹는점보다 높은 녹는점을 갖는 것인 무연 접합용 재료.
3. 제1항 또는 제2항에 따른 무연 접합용 재료의 제조방법으로, A_xB_{1 -x}의 조성을 갖는 합금의 용융 금속을, 원소 B로 구성된 실온 안정상에 원소 A를 과포화적으로 용해시키기 위해 빠르게 고체화하는 단계를 포함하는 제조방법.