TW201702183A - 金屬粒子及其製造方法、經被覆之金屬粒子、金屬粉體 - Google Patents

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Abstract

本發明係一種金屬粒子，其係粒徑為10μm以上且1000μm以下，包含Cu與微量元素，由GDMS分析所得之Cu之質量比率超過99.995%，且上述微量元素中之P與S之質量比率之合計為3ppm以上且30ppm以下。又，本發明係一種製造方法，其包括以下步驟：將於GDMS分析中Cu超過99.995%、且P與S之合計為3ppm以上且30ppm以下之金屬材料於坩堝內熔解，製作熔融金屬材料；對坩堝內施加0.05MPa以上且1.0MPa以下之壓力，使熔融金屬材料自直徑5μm以上且1000μm以下之孔口滴下而製作熔融金屬液滴；及利用氧濃度為1000ppm以下之惰性氣體使熔融金屬液滴急冷凝固，製作粒徑為10μm以上且1000μm以下之金屬粒子。

Description

金屬粒子及其製造方法、經被覆之金屬粒子、金屬粉體
本發明係關於一種金屬粒子及其製造方法、經被覆之金屬粒子、金屬粉體。
隨著小型資訊設備之發展，積體電路或大規模積體電路等電子零件之急速之小型化不斷進步。於此種電子零件中，例如有於封裝之側面具有多數個外引線之雙列直插封裝(DIP，Dual In-line Package)、四方扁平封裝(QFP，Quad Flat Package)、或小尺寸封裝(SOP，Small Outline Package)等。該等電子零件於其周圍設置有針狀之連接端子(外引線)，且該連接端子與基板等係經由焊錫而連接。因此，若因積體化而設置於周圍之連接端子之個數增加，則封裝大型化，難以提高封裝密度。
針對此種問題，正推進如下封裝(BGA封裝)，該封裝(BGA封裝)係使用小球狀之不具有核(芯)之焊錫球、或者於核(芯)中具有主成分為Cu(銅)之金屬粒子且最表面由焊錫層被覆之經焊錫被覆之Cu芯球(經被覆之金屬粒子)等而構成連接端子。進而，亦不斷推進如下封裝之研究，即，使用該焊錫球或經焊錫被覆之Cu芯球構成連接端子、並且將被連接體於高度方向上堆積之疊合式封裝(POP)或多晶片模組(MCM)等三維高密度封裝。根據此種 BGA封裝或三維高密度封裝，可抑制封裝之大型化，並且實現封裝密度之大幅提高。
近年來，伴隨著由BGA封裝或三維高密度封裝所得之高密度化或高性能化之發展，業界正在研究連接端子部分之進一步之小型化，謀求上述焊錫球或經焊錫被覆之Cu芯球之進一步之小徑化。然而，若單純地使該焊錫球或經焊錫被覆之Cu球小徑化，則有助於連接端子部之接合之面積(接合面積)減小。若連接端子部之接合面積減小，則電阻(體積電阻率)增大，即便於與以往同等之電場中，連接端子部之電流密度亦增大。該電流密度之增大使焊錫部分中產生由電遷移所致之孔隙，因該孔隙之成長而導致連接端子部損壞之可能性提高。又，暴露於強電場中之連接端子部因自身之電阻(體積電阻率)而發熱，將焊錫部分熔融，產生該熔融焊錫與鄰接之連接端子接觸之短路不良之可能性提高。
作為解決此種因電流密度之增加所致之問題的方法之一，尤其正在研究：著眼於經焊錫被覆之Cu芯球，將成為核(芯)之金屬粒子之硬度或變形阻力值設為既定之範圍而使塑性變形容易，於形成連接端子部時，使金屬粒子以破碎之方式變形而提高接觸面積。關於適於該用途之金屬粒子，例如於專利文獻1中揭示有如下Cu球(金屬粒子)，該Cu球係藉由均勻液滴振動造粒法(Uniform Droplet Spray，以下稱為「UDS法」)而製造，純度以質量基準計為99.9%以上且99.995%以下，真球度為0.95以上，維氏硬度為20HV以上且60HV以下。UDS法係使連續滴下之熔融金屬液滴急冷凝固，穩定地抑制粒徑不均並且能以高效率製造具有較高真球度之金屬粒子之急冷造粒法。又，於專利文獻1中記載有：因高純度化而 金屬粒子之結晶組織之微細化受到抑制，金屬粒子之硬度降低，並且真球度降低。再者，為了抑制使焊錫回流進行連接時之金屬粒子之位置偏移或提高自對準性，減小金屬粒子之連接間隙之不均，或抑制由反覆剪切應力所致之連接端子之龜裂等，對連接端子所使用之金屬粒子要求較高之真球度。
針對由高純度化所致之真球度降低之問題，於專利文獻1中揭示有：藉由UDS法將雜質(微量元素)之質量比率為0.005%(50ppm)以上且Pb(鉛)與Bi(鉍)之合計(Pb+Bi)成為既定以上之Cu球急冷凝固，確保適宜之真球度，其後藉由保持溫度700℃之退火處理使Cu球適宜地軟質化。並且，具體而言明確記載有：Cu為99.995%以下且Pb+Bi為27.0ppm、維氏硬度為67.5HV且真球度為0.991682之Cu球(參照比較例2)藉由退火處理而形成維氏硬度為55.8HV且真球度為0.984764之Cu球(參照實施例2)。再者，作為其他雜質(微量元素)，可列舉Sn、Sb、Zn、As、Ag、Cd、Ni、Au、P、S、U、Th等，作為金屬粒子之成分分析法，有利用高頻感應耦合電漿發射光譜分析(ICP-AES分析)之記載。
[先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本專利第5585751號公報
自雜質(微量元素)中選定Pb與Bi、且將Pb+Bi設為27.0ppm而確保真球度之Cu球係藉由對Cu材進行以往未進行之 退火處理，而以維氏硬度成為所需之範圍之方式經軟質化。然而，對金屬粒子之退火處理除了上述真球度降低之問題以外，亦存在因形成較一般為厚之表面氧化膜之去除處理等所導致的生產效率降低或高成本化之問題。
本發明之目的在於提供一種金屬粒子及其製造方法、作為該金屬粒子之集合體之金屬粉體，上述金屬粒子即使不進行退火處理亦具有如專利文獻1中所記載般之適宜之真球度或維氏硬度。
本發明者發現：於提高金屬粒子之主成分(Cu)之質量比率而適宜地減小維氏硬度時，藉由在應用輝光放電質譜分析(Glow Discharge Mass Spectrometry，以下稱為「GDMS分析」)代替習知之ICP-AES分析之基礎上，自多種元素中指定微量元素，並適當地決定其質量比率，可解決上述問題，從而想到了本發明。
本發明之實施形態之金屬粒子係粒徑為10μm以上且1000μm以下，由GDMS分析所得之Cu之質量比率超過99.995%，且P與S之質量比率之合計為3ppm以上且30ppm以下。
本發明之實施形態之金屬粒子可藉由以Ni層被覆其表面而製成經被覆之金屬粒子。本發明之實施形態之經被覆之金屬粒子係於核(芯)中具有上述本發明之實施形態之金屬粒子，且於最表面具有Ni層之經Ni被覆之Cu芯球。
又，藉由以焊錫層被覆上述Ni層之表面，可製成經被覆之金屬粒子。本發明之另一實施形態之經被覆之金屬粒子係於核(芯)中具有上述任一金屬粒子，中間層具有Ni層，且於最表面具 有焊錫層之經焊錫被覆之Cu芯球。本發明之實施形態之金屬粉體係上述任一金屬粒子或上述任一經被覆之金屬粒子之集合體。
上述本發明之實施形態之金屬粒子可藉由包括以下步驟之製造方法而製作：步驟a，其係使由GDMS分析所得之Cu之質量比率超過99.995%、且P與S之質量比率之合計為3ppm以上且30ppm以下之金屬材料於坩堝內熔解，製作熔融金屬材料；步驟b，其係對上述坩堝內施加0.05MPa以上且1.0MPa以下之壓力，使上述熔融金屬材料自直徑5μm以上且1000μm以下之孔口滴下而製作熔融金屬液滴；及步驟c，其係利用氧濃度為1000ppm以下之惰性氣體使上述熔融金屬液滴急冷凝固，藉此製作粒徑為10μm以上且1000μm以下之金屬粒子。
於本發明之實施形態之製造方法中，較佳為於上述步驟c之後，不包括以700℃以上之溫度對上述金屬粒子進行退火之步驟。
根據本發明，可獲得即使不進行退火處理亦具有適宜之真球度或維氏硬度之金屬粒子。又，提供一種作為該金屬粒子之集合體之金屬粉體。
1‧‧‧金屬粒子
2‧‧‧Ni層
3‧‧‧焊錫層
4‧‧‧壓電元件
5‧‧‧桿
6‧‧‧振動單元
7‧‧‧坩堝
8‧‧‧熔融金屬材料
9‧‧‧腔室
10‧‧‧孔口
11‧‧‧箭頭
12‧‧‧金屬粉體(金屬粒子之集合體)
13‧‧‧針筒
14‧‧‧銅製治具
15‧‧‧銅製活塞
16‧‧‧箭頭(負重方向)
17‧‧‧壓頭
18‧‧‧箭頭(加壓方向)
19‧‧‧平板
B‧‧‧經焊錫被覆之球
Ba‧‧‧箭頭
圖1係表示於核(芯)中具有本發明之實施形態之金屬粒子的經被覆之金屬粒子(經焊錫被覆之Cu芯球)之構成例的圖。
圖2係表示應用本發明之實施形態之金屬粒子之製造方法的金屬粒子製造裝置之構成例的圖。
圖3係本發明例(No.3)之金屬粒子之由掃描式電子顯微鏡(SEM，Scanning Electron Microscope)所得之表面觀察影像。
圖4係比較例(No.6)之金屬粒子之由SEM所得之表面觀察影像。
圖5係比較例(No.9)之金屬粒子之由SEM所得之表面觀察影像。
圖6係將(P+S)之質量含有比率設為橫軸、將維氏硬度及真球度設為縱軸之分散圖，且對維氏硬度一併記載對數近似之曲線、對真球度一併記載四次多項式近似之曲線而表示之圖。
圖7係表示金屬粒子之體積電阻率之測定方法之圖。
圖8係表示金屬粒子之變形阻力值之測定方法之圖。
圖9係於核(芯)中具有本發明之實施形態之金屬粒子、中間層具有Ni層、且於最表面具有焊錫層之經被覆之金屬粒子(經焊錫被覆之Cu芯球)的由SEM所得之剖面觀察影像。
圖10係圖9所示之經被覆之金屬粒子(經焊錫被覆之Cu芯球)之一部分的由SEM所得之剖面放大觀察影像。
以下，參照圖式對本發明之實施形態之金屬粒子、經被覆之金屬粒子及金屬粉體、以及該等之製造方法進行說明，但本發明之實施形態不限定於所例示者。
本發明之實施形態之金屬粒子係粒徑為10μm以上且1000μm以下，包含Cu(銅)與微量元素，由GDMS分析所得之Cu之質量比率超過99.995%，且上述微量元素中之P(磷)與S(硫)之質量比率之合計為3ppm以上且30ppm以下。因此，於假定金 屬粒子所含之除Cu以外之元素僅為P與S之情形時，該金屬粒子之Cu之質量比率成為99.9970%(P+S=30ppm)以上且99.9997%(P+S=3ppm)以下。再者，本發明之實施形態之金屬粒子無法藉由現有之技術而防止P與S以外之元素之混入，故而實質上含有P與S以外之其他微量元素。作為容易混入之元素，例如可列舉：Pb、Bi、Sn、Sb、Zn、As、Ag、Cd、Ni、Au、U、Th、Si、Al、Cr、Se、Ca、Co、Mo、Fe等。又，由表面氧化所致之氧可利用氧化被膜去除劑而去除，故而並非金屬粒子所含之微量元素，但若表面氧化層變厚，則需注意其影響亦不可忽視。又，本發明之實施形態之金屬粒子不限於上述連接端子之用途，例如亦可應用於與黏合劑混合而製成漿料之用途、或混合至樹脂或橡膠中而製成薄片之用途、或者鍍敷處理等電極用途等。
將使用本發明之實施形態之金屬粒子之構成例示於圖1。
經焊錫被覆之球B係經焊錫被覆之Cu芯球，其係將本發明之實施形態之金屬粒子1用於核(芯)，以Ni(鎳)層2被覆其表面而製成經Ni被覆之金屬粒子，進而以焊錫層3被覆該Ni層2之表面而製成經焊錫被覆之金屬粒子。成為核(芯)之金屬粒子1係粒徑為10μm以上且1000μm以下，包含Cu與微量元素，由GDMS分析所得之Cu之質量比率超過99.995%，且微量元素中之P與S之質量比率之合計(P+S)為3ppm以上且30ppm以下。
具有焊錫層3之經焊錫被覆之球B係藉由加熱而焊錫層3成為熔融焊錫，故而容易形成上述連接端子，方便性高而較佳。作為於金屬粒子1之表面形成該焊錫層3之方法，例如可應用：熔 融焊錫中之浸漬、滾筒中之電解鍍敷、利用置換反應之無電鍍敷等。又，作為含Sn(錫)之焊錫層3之基底，較佳為於金屬粒子1之表面具有Ni層2。於在金屬粒子1之表面直接具有焊錫層3，且於兩者中間不具有Ni層2之情形時，存在於焊錫層3成為熔融焊錫時Cu自金屬粒子1中溶出，形成例如Cu3Sn或Cu6Sn5等CuSn合金相之可能性。其原因在於具有此種CuSn合金相之連接端子存在如下傾向：容易因硬化而脆化，故而若處於反覆使溫度變化般之環境下，則容易產生龜裂或斷裂。
本發明之實施形態之金屬粒子1的特徵之一為金屬粒子1中之Cu之質量比率超過99.995%。由GDMS分析所得之Cu之質量比率為99.995%以下的習知之金屬粒子因混入之微量元素之影響而使表面之結晶組織微細化，進行金屬粒子之圓球化及硬質化。可認為，若如本發明之金屬粒子1般Cu之質量比率超過99.995%而成為高純度，則雖亦與微量元素之種類或含有比率有關，但其影響減小而結晶組織之微細化受到抑制。因此，於進行Cu之質量比率超過99.995%般之金屬粒子之高純度化時，重要的是自多種元素中選定特定之微量元素，適當地決定其質量比率，產生適度之微細化而使圓球化與軟質化之平衡變得適宜。
於上述觀點下，本發明之實施形態之金屬粒子1指定P與S作為微量元素，且將P與S之質量比率之合計(P+S)決定為3ppm以上且30ppm以下。若P+S為3ppm以上且30ppm以下，則於形成金屬粒子1時，P與S容易形成凝固核而使表面組織適度地微細化。因此，金屬粒子之硬質化不會過度地進行而圓球化適宜地進行。其結果為，金屬粒子可獲得適宜之真球度與表面之硬度。 因此，無需為了使因急冷凝固而過度地硬質化之金屬粒子適宜地軟質化而進行之習知之退火處理。再者，若P+S未滿3ppm，則未充分地形成凝固核，金屬粒子之真球度容易降低。又，若P+S超過30ppm，則未適度地抑制結晶組織之微細化，表面之凹凸增加而真球度降低，進而金屬粒子之硬度亦容易增大。
又，若金屬粒子1之Cu之質量比率超過99.995%，則體積電阻率大於Cu之其他元素之質量比率相對地減小，故而藉由減小體積電阻率高於Cu之元素之質量比率，能以該減小程度而減小金屬粒子1之體積電阻率。若適當地調整微量元素之種類及其含有比率、或金屬粒子之製造條件等，則可獲得具有例如4.0×10-5Ωm以下、3.0×10-5Ωm以下、2.0×10-5Ωm以下、或1.0×10-5Ωm以下等所需水準之體積電阻率的金屬粒子1。其結果為，即使於與以往同等之電場中，亦以金屬粒子1之體積電阻率較以前減小之程度而抑制電流密度之增加，抑制由電遷移所致之孔隙之產生。又，即使暴露於強電場中，亦以金屬粒子1之體積電阻率較以往減小之程度而抑制發熱，抑制連接後之焊錫部分之熔融。此種體積電阻率較小之金屬粒子1於因金屬粒子1之小徑化所致之小型化而使接合面積減小之連接端子中，有效地抑制電流密度之增加。
於進行上述金屬粒子1之高純度化時，亦重要的是對構成金屬粒子1之Cu或微量元素之質量比率著眼於小數點後第3位，具有至少小數點後第3位之數值較高之可靠性，即，可高精度地進行分析。因此，於本發明中，應用GDMS分析代替習知之ICP-AES分析。關於GDMS分析之原理，於Ar(氬)氣體氛圍下將試樣作為陰極產生輝光放電，於電漿內濺鍍試樣表面，利用質譜儀測 定電離之構成元素。可將週期律上具有穩定同位素之大部分元素(Li~U)作為對象，對多種元素以質量比率進行十億分率(ppb，parts per billion)水準之測定。
根據此種GDMS分析，可較ICP-AES分析更高精度地測定金屬材料中所含之化學成分。具體而言，能以0.0001%(1ppm)以下之解析度測定金屬粒子1中之Cu之質量比率。因此，藉由使用由GDMS分析所得之測定值進行金屬粒子1之化學成分之管理，能以較高之可靠性提供金屬粒子1。再者，GDMS分析係將Ar氣體用於試樣之濺鍍，於產生輝光放電之壓力下進行分析，故而受到殘留於Ar氣體內等之例如C(碳)、N(氮)、O(氧)等大氣成分元素之影響。因此，難以區分該等元素係試樣所含者，還是由背景之影響所致。因此，表面易氧化之以例如Cu為主成分之金屬粒子1較佳為於實施試樣(金屬粒子1)之表面氧化層之去除處理後，迅速進行GDMS分析。
本發明之實施形態之金屬粒子1係如上所述，粒徑為10μm以上且1000μm以下。例如，於將金屬粒子1用於上述連接端子部之情形時，若金屬粒子1之粒徑為10μm以上且1000μm以下，則於POP或MCM等三維高密度封裝中，可實現金屬粒子1之連接間隙之高精度化、或減小不均。再者，若粒徑未滿10μm，則過小而不易進行操作或確保對位精度，且構成金屬粒子1之Cu等元素向熔融焊錫中擴散之可能性提高，故而欠佳。又，若粒徑超過1000μm，則過大而存在失去由三維高密度封裝所得之小型化之實質效果的可能性。
又，本發明之實施形態之金屬粒子1係如上所述，較 習知之Cu球(參照專利文獻1)而進一步經高純度化，可具有更接近純Cu之各特性。因此，本發明之實施形態之金屬粒子1可具有與以往相同之20HV以上且60HV以下之維氏硬度(參照專利文獻1)。因此，本發明之實施形態之金屬粒子1可與習知之Cu球同樣地用於上述連接端子等用途中，可期待解決BGA封裝或三維高密度封裝中之電流密度增加之問題。
其次，關於上述本發明之實施形態之金屬粒子1之製造方法，將應用該方法之金屬粒子製造裝置之構成例示於圖2，參照其進行說明。圖2所示之金屬粒子製造裝置包含以下構成作為作為主要之構成：於底部具備孔口10之坩堝7、具備壓電元件4與桿5之振動單元6、及如箭頭11所示般可將惰性氣體導入至內部之腔室9。可使用該金屬粒子製造裝置製作金屬粉體，該金屬粉體為金屬粒子1之集合體。
(熔融金屬材料之製作步驟)
首先，將成為金屬粒子1之原料之金屬材料插入至坩堝7內，並進行加熱，製作熔融金屬材料8。該金屬材料係由GDMS分析所得之Cu之質量比率超過99.995%，且微量元素中之P與S之質量比率之合計為3ppm以上且30ppm以下，使用其所製作之熔融金屬材料8亦實質上具有相同之成分。因此，後續步驟中所製作之金屬粒子亦可實質上具有相同之成分。
再者，金屬材料所含之微量元素之質量比率例如係如下般調整。藉由GDMS分析求出作為母合金錠之純銅之組成。以成為目標組成之方式向母合金錠中添加母合金錠中不足之微量元素 本身、或含有不足元素之銅合金，加以熔解。再者，為了補充不足元素而添加之銅合金之組成亦係藉由GDMS分析而預先求出。
(熔融金屬液滴之製作步驟)
其次，於坩堝7內將熔融金屬材料8控制於既定之溫度範圍，並且對坩堝7內施加0.05MPa以上且1.0MPa以下之壓力，使熔融金屬材料8如箭頭Ba所示般自直徑5μm以上且1000μm以下之孔口10滴下，製作球狀之熔融金屬液滴。再者，於圖2中為方便起見，以箭頭Ba表示連續滴下之熔融金屬液滴。此時，使用振動單元6對坩堝7內之熔融金屬材料8賦予既定之週期振動，藉此可將於凝固後成為金屬粒子之熔融金屬液滴控制為與該振動週期相對應之大小。此種造粒方法屬於UDS法。
對坩堝7內施加之壓力(附加壓力)較佳為控制於0.05MPa以上且1.0MPa以下之範圍內，可形成可期待較高真球度之球狀之上述熔融金屬液滴。若附加壓力未滿0.05MPa，則熔融金屬材料8通過孔口10時之摩擦之影響變大，自孔口10滴下熔融金屬材料8容易變得不穩定，故而藉由熔融金屬液滴之凝固而製作之金屬粒子之粒徑之不均容易變大。又，若附加壓力超過1.0MPa，則自孔口10滴下之熔融金屬液滴容易形成為橢圓球般之球狀，故而藉由熔融金屬液滴之凝固而製作之金屬粒子之真球度容易降低。
孔口10之直徑較佳為考慮欲造粒之金屬粒子之粒徑或真球度、上述附加壓力或振動週期之可調整範圍後，設定為適當之值。再者，所謂孔口10之直徑係熔融金屬材料8通過之噴嘴之開口徑。例如，於孔口10之直徑較小之情形時，只要進行增大附 加壓力、延長振動週期等調整即可，於孔口10之直徑較大之情形時，只要進行與較小之情形相反之調整即可。再者，若附加壓力或振動週期之大小之設定過於偏向一者，則金屬粒子之粒徑或真球度之不均變大，故而於製作粒徑為10μm以上且1000μm以下之範圍之金屬粒子之情形時，較佳為將孔口10之直徑設為5μm以上且1000μm以下之範圍。又，孔口10之更換係可於對每次造粒製程進行，但難以於1次造粒製程中進行。藉此，較佳為設定與造粒之金屬粒子之粒徑相對應之孔口10之直徑後，調整附加壓力或振動週期等其他條件。
(金屬粒子之製作步驟)
於進行上述熔融金屬液滴之製作步驟之同時，利用吹送氧濃度為1000ppm以下之惰性氣體等方法，使連續滴下之以箭頭Ba所示之熔融金屬液滴急冷凝固。藉由如此般使熔融金屬液滴急冷凝固，可製作粒徑為10μm以上且1000μm以下、包含Cu與微量元素、由GDMS分析所得之Cu之含有質量比率超過99.995%、且微量元素中之P與S之質量比率之合計為3ppm以上且30ppm以下的金屬粒子1。
惰性氣體可使用非氧化性之氬氣或氮氣等，無論為何種氣體，均將氧濃度設為1000ppm以下。若提高氣體中之氧濃度，則於熔融金屬液滴凝固之過程中生成氧化銅，其成為微細之凝固核而使凝固組織微細化，於金屬粒子形成表面氧化層，其厚度增大之傾向增強。若於金屬粒子上形成較厚之表面氧化層，則其去除處理需要較多時間，並且由該去除處理所致之金屬粒子之粒徑或真球度 之不良狀況令人擔憂。又，若於具有表面氧化層之金屬粒子之表面形成Ni層，則存在產生Ni層之密接不良、或不具有Ni層之區域混合存在之表面形態(形成斑)之情況。若存在此種不良狀況，則Ni層不作為不使焊錫層與金屬粒子接觸之障壁層而發揮功能，於焊錫層成為熔融焊錫時，如上所述般形成CuSn合金層之可能性提高。因此，於本發明之實施形態中，為了抑制形成金屬粒子1之表面氧化層，使用氧濃度為1000ppm以下之惰性氣體。
[實施例]
以下，示出實施例對本發明之實施形態更詳細地進行說明。本發明之實施形態並不限定於下述實施例。
使用應用UDS法之圖2所示之金屬粒子製造裝置，藉由既定之製造條件(附加壓力：0.25MPa、熔融金屬材料8之溫度：1300℃、惰性氣體：氮氣、惰性氣體之氧濃度：200ppm、腔室9內之壓力：0.01MPa等)製作金屬粉體(平均粒徑180μm)，該金屬粉體係成為本發明之實施形態的本發明例之金屬粒子1(目標粒徑180μm)之集合體。又，亦同樣地製作如下金屬粉體，該金屬粉體係改變熔融金屬材料之成分的比較例之金屬粒子之集合體。此時，以例如金屬粒子1之粒徑為30%~90%之大小而選定與金屬粒子1之粒徑相對應的孔口10之直徑，其次設定附加壓力等條件，調整為可獲得既定之粒徑之振動週期。對於所製作之金屬粒子1，將主成分之Cu與主要之微量元素之分析結果示於表1。再者，於該元素未達分析之下限值之情形時，標註符號(<)並將該元素之下限值記載於表1中。
確認到於未進行退火處理之狀態下，利用上述製造方法製作之本發明例(No.1~5)之金屬粒子均係由GDMS分析所得之Cu之質量比率超過99.995%，且P+S為3ppm以上且30ppm以下之範圍內。另一方面確認到，比較例(No.6~10)之Cu球之P+S均超過30ppm。
(粒徑、真球度)
對本發明例(No.1~5)及比較例(No.6~10)之未進行退火處理之狀態的金屬粒子測定粒徑與真球度。具體而言，對載置於平板上之金屬粒子照射平行光，使用遠心透鏡於電荷耦合元件(CCD，Charge-coupled Device)上成像，根據所獲得之影像資料求出金屬粒子之面積。繼而，根據該金屬粒子之面積求出圓當量徑。再者，本發明中之金屬粒子之粒徑係該圓當量徑。繼而，求出將該圓當量徑除以根據影像資料所求出之最大投影長所得之長度比率。再者，該長度比率係各金屬粒子之真球度。又，表2所示之本發明例(No.1~5)之金屬粒子之真球度係對由上述測定方法所得之500個金屬粒子之各真球度進行算數平均而求得之平均值。
表2中示出真球度。確認到本發明例之金屬粒子之真球度為0.9982以上且0.9987以下。另一方面，可知比較例之金屬粒子之真球度為0.9973以上且0.9976以下，若P+S超過30ppm，則真球度降低。又，關於P+S為15.5ppm之本發明例(No.3)之金屬粒子與P+S為38.5ppm之比較例(No.6)及174.1ppm之比較例(No.9)之金屬粒子，將由掃描式電子顯微鏡(SEM：Scanning Electron Microscope)所得之表面之觀察影像示於圖3~圖5。可知隨著P+S 增加，結晶粒微細化，晶界之凹部變深，表面之凹凸變得強烈。
(維氏硬度)
依據維氏硬度試驗-試驗方法(JIS-Z2244)，對本發明例(No.1、2)及比較例(No.6~10)之未進行退火處理之狀態之金屬粒子測定維氏硬度。具體而言，將成為被檢體之金屬粒子埋入至樹脂中，研磨至該金屬粒子之大致中心部而形成平滑之剖面(平面)，測定該平面之維氏硬度。
表3中示出維氏硬度。確認到本發明例之金屬粒子係53HV~55HV左右，為與專利文獻1中所記載之Cu球同等之適宜之範圍內(20HV~60HV)。另一方面，因P+S之增加導致維氏硬度增加，比較例之No.8~No.10為60.2HV以上。
又，圖6係根據本發明例及比較例之表1所示之P+S、表2所示之真球度、及表3所示之維氏硬度製成分散圖，對維氏硬度一併記載對數近似之曲線，對真球度一併記載四次多項式近似之曲線而成者。除了圖3~圖5所示之金屬粒子之表面之觀察結果以外，若考慮圖6所示之真球度或維氏硬度相對於P+S之含有 比率之變化的傾向，則P+S之較佳含有比率為30ppm以下。又，由於更佳為0.9980以上之真球度，故而可謂P+S更佳為26ppm以下。圖6中，該情形之P+S可由真球度為0.9980之直線與真球度之近似曲線之交點而求出。
(體積電阻率)
除此以外，對本發明例(No.1、2)之未進行退火處理之狀態之金屬粒子的體積電阻率進行測定。再者，由於難以準確測定粒徑為180μm之1個金屬粒子之體積電阻率，故而藉由圖7所示之測定方法求出作為金屬粒子之集合體的金屬粉體之體積電阻率(Rc)。
具體而言，將銅製治具14設置於內徑D之針筒13內，收容1.15g之作為金屬粒子之集合體之金屬粉體12，於藉由銅製活塞15自針筒13之開口側向箭頭16之方向施加約22MPa之負重之狀態下，使銅製治具14與銅製活塞15之間隔L保持於一定。再者，銅製治具14與銅製活塞15係以彼此之電阻值成為大致同等之方式製作。繼而，於銅製治具14與銅製活塞15之間通電，使用市售之電阻計(日置電機製電阻計3541)測定電阻值Rm。利用如此般測定之整體之電阻值Rm(Ω)、銅製治具14及銅製活塞15之電阻值Rj(Ω)、針筒13之內徑D(m)及銅製治具14與銅製活塞15之間隔L(m)，使用Rc=(Rm-Rj)×π×(D/2)2/L之式求出金屬粉體12之體積電阻率Rc(Ωm)。於本說明書中「×」意指相乘。
表4中示出體積電阻率。再者，表4所示之體積電阻率係藉由上述測定方法進行數次測定而求得之平均值。具有該水準之體積電阻率之金屬粒子於例如上述連接端子之用途中不易產生 因連接端子部之發熱等所致之不良狀況，故而較佳，尤其期待1.0×10-5Ωm以下之本發明例No.1之金屬粒子於許多用途中發揮較佳之作用效果。
又，使用島津製作所股份有限公司製造之微小壓縮試驗器(MCTM-500)，藉由圖8所示之測定方法對本發明例(No.1、2)之未進行退火處理之狀態之金屬粒子的位移量2%之變形阻力值進行測定。具體而言求出如下之力(加壓力)，即，於室溫(20℃~25℃)下，藉由金剛石製之梯形狀之壓頭17夾持載置於合金工具鋼(SKS)製之平板19上之金屬粒子，自該狀態起使壓頭17向箭頭18所示之方向以207mm/s(壓縮速度)移動僅3.6μm時之力。於該情形時，粒徑為180μm之金屬粒子之壓縮變形率為2%(3.6μm/180μm×100(%))，故而將此時之加壓力定義為金屬粒子之常溫下之位移量2%之變形阻力值。具有該水準之變形阻力值之金屬粒子由於容易因加壓而塑性變形，故而期待於例如上述連接端子之用途中為了提高連接端子部之接觸面積而發揮較佳之作用效果。
(經Ni被覆之金屬粒子)
其次，製作經Ni被覆之金屬粒子，該金屬離子係將利用上述方法製作之本發明之實施形態之金屬粒子1用於核(芯)，且於該金屬粒子1之表面具有Ni層2。具體而言，首先將金屬粒子1投入至 室溫(20℃~25℃)之10%鹽酸水溶液中，適時攪拌，去除形成於金屬粒子1之表面的自然氧化之氧化被膜。其後，將Ni電極用於陽極並將電流密度設為1.0A/dm2，藉由使用含有硫酸鎳與氯化鎳之液溫60℃之鍍Ni液的滾筒鍍敷裝置進行鍍Ni，於金屬粒子1之表面形成Ni層2。
(經焊錫被覆之金屬粒子)
繼而，使用藉由上述方法製作之經Ni被覆之金屬粒子，製作於該經Ni被覆之金屬粒子之表面具有焊錫層3的經焊錫被覆之金屬粒子(經焊錫被覆之球B)。具體而言，將陰極設置於鍍敷槽內之圓周部，將陽極設置於中央部，藉由垂直軸使投入有表面經淨化之經Ni被覆之金屬粒子之鍍敷槽內的焊錫鍍敷液進行水平旋轉，藉由該水平旋轉而進行使經Ni被覆之金屬粒子與陰極電性接觸之焊錫鍍敷，於經Ni被覆之金屬粒子之表面形成焊錫層3。此時，關於鍍敷液及鍍敷槽，於50rpm以上且800rpm以下之範圍內選定水平轉速，又，於0.01A/dm2以上且5A/dm2以下之範圍內選定電流密度，進行將水平旋轉設定為一定速度並進行通電之控制。再者，鍍敷液係使用包含甲磺酸錫、甲磺酸銀、甲磺酸銅、及pH調整劑等之水溶液。
將藉由上述方法製作之經焊錫被覆之金屬粒子(經焊錫被覆之球B)的由SEM所得之剖面觀察影像示於圖9，將其一部分之由SEM所得之剖面放大觀察影像示於圖10。根據該觀察影像確認到，該經焊錫被覆之金屬粒子係成為核(芯)之金屬粒子1之粒徑為179.9μm，Ni層2之厚度為2.2μm，焊錫層3之厚度為17.8μm。
(產業上之可利用性)
本發明例如可適宜地用作與BGA封裝或三維高密度封裝等之連接端子之用途有關之金屬粒子、經被覆之金屬粒子及其製造法。
1‧‧‧金屬粒子
2‧‧‧Ni層
3‧‧‧焊錫層
B‧‧‧經焊錫被覆之球

Claims (6)

  1. 一種金屬粒子，其係粒徑為10μm以上且1000μm以下，包含Cu與微量元素，由GDMS分析所得之Cu之質量比率超過99.995%，且上述微量元素中之P與S之質量比率之合計為3ppm以上且30ppm以下。
  2. 一種經被覆之金屬粒子，其係請求項1之金屬粒子之表面經Ni層被覆而成。
  3. 如請求項2之經被覆之金屬粒子，其中，上述Ni層之表面係經焊錫層被覆。
  4. 一種金屬粉體，其係使用請求項1之金屬粒子、或者請求項2或3之經被覆之金屬粒子而構成。
  5. 一種金屬粒子之製造方法，其包含：步驟a，其係將由GDMS分析所得之Cu之質量比率超過99.995%、P與S之質量比率之合計為3ppm以上且30ppm以下之金屬材料於坩堝內熔解，製作熔融金屬材料；步驟b，其係對上述坩堝內施加0.05MPa以上且1.0MPa以下之壓力，使上述熔融金屬材料自直徑5μm以上且1000μm以下之孔口滴下而製作熔融金屬液滴；及步驟c，其係利用氧濃度為1000ppm以下之惰性氣體使上述熔融金屬液滴急冷凝固，藉此製作粒徑為10μm以上且1000μm以下之金屬粒子。
  6. 如請求項5之金屬粒子之製造方法，其中，於上述步驟c之後，不包括以700℃以上之溫度對上述金屬粒子進行退火之步驟。
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