TW202138576A

TW202138576A - 無鉛且無銻之焊料合金、焊球，及焊料接頭

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Publication number: TW202138576A
Application number: TW110104909A
Authority: TW
Inventors: 飯島裕貴; 吉川俊策; 齋藤岳; 出井寛大; 松藤貴大
Original assignee: 日商千住金屬工業股份有限公司
Priority date: 2020-02-14
Filing date: 2021-02-09
Publication date: 2021-10-16
Also published as: TWI781050B; US20230060857A1; JP2021126704A; WO2021161953A1; TW202219287A; CN115397605A; JP7025679B2; KR20220129112A; MX2023008513A; CN115397605B; EP4105349A1; TWI765570B; KR102543580B1; BR112022016141A2; JP6928284B1; JP2021126685A; MX2022009912A; EP4105349A4

Abstract

本發明提供藉由使接合界面之結晶粒微細化而提高剪切強度、且可抑制未熔合之無鉛且無銻之焊料合金、焊球及焊料接頭。無鉛且無銻之焊料合金以質量%計，具有0.1~4.5%之Ag、0.20~0.85%之Cu、0.005~0.090%之Ni、0.0005~0.0090%之Ge，其餘部分由Sn所成之合金組成，合金組成滿足下述(1)式及下述(2)式。 0.006≦(Ag+Cu+Ni)×Ge＜0.023 (1)式 (Sn/Cu)×(Ni×Ge)/(Ni+Ge)＜0.89 (2)式上述(1)式及上述(2)式中，Ag、Cu、Ni、Ge及Sn為各合金組成之含量(質量%)。

Description

無鉛且無銻之焊料合金、焊球，及焊料接頭

本發明有關無鉛且無銻之焊料合金、焊球、及焊料接頭。

近幾年來，電子設備被要求高積體化、大容量化、高速化。例如使用QFP(Quad Flat Package，四方平面封裝)等之半導體封裝，實現以半導體晶片等級之高積體化、高機能化。QFP之製造採用將自矽晶圓切出之矽晶片黏晶於導線框架之封裝製程。

將如BGA(Ball Grid Array，球柵陣列)之微小電極接合所得之QFP藉由將矽晶片與導線框架以焊料合金予以黏晶而形成焊料接頭。為了對矽晶片改善與焊料之濡濕性並提高密著強度，而形成於例如最外層具備Ni層之背襯金屬。但，最外層之Ni層若與熔融焊料接觸則Ni層熔融於熔融焊料中而發生Ni腐蝕。此處，通常為了抑制Ni朝矽晶片之擴散，而於背襯金屬形成Ti等之障壁層。若Ni腐蝕進行而使Ti層露出，則焊料合金對Ti之濡濕性非常差，故背襯金屬會將熔融焊料的濡濕彈開。且即使稍許殘留Ni層，Ni原子亦會擴散至熔融焊料中同時Ti幾乎不擴散至Ni中。因此，於障壁層的Ti層與Ni層之界面，會以原子等級增加孔隙，於稍許殘留之Ni層與Ti層之界面之密著強度極端降低。其結果，會有黏晶後之接合部之耐衝擊性或耐熱循環性差的情況。如此，使背襯金屬之Ni層殘留對黏晶而言極為重要。

又，如BGA之微小電極係使用焊球形成焊接凸塊。使用焊球之情況下，將黏著性之助焊劑塗佈於微小電極，於經塗佈助焊劑之電極上載置焊球。隨後，以回焊爐加熱使焊球熔融，藉由熔融焊料濡濕微小電極，而於微小電極形成焊接凸塊。如此於使用焊球之情況，要求與電極之濡濕性。

不過，過去以來除了廣泛使用Sn-Ag-Cu焊料合金，以焊球之形態使用以外，亦使用於黏晶。但，使用此等焊料合金之情況下，於近幾年之各種要求中，產生改善耐熱循環性、耐衝擊性、耐變色性之必要性。因此，關於過去以來廣泛使用之Sn-Ag-Cu焊料合金，為了改善該等特性而進行各種探討。

例如專利文獻1中揭示於Sn-Ag-Cu焊料合金中含有Ni作為任意元素，並且含有Ge等作為選擇之必要元素之焊料合金。且揭示該焊料合金含有Ni時，顯示耐熱循環性，含有Ge時，顯示耐衝擊性、耐變色性。 [先前技術文獻] [專利文獻]

專利文獻1：日本專利第4144415號公報

[發明欲解決之課題]

如上述，專利文獻1中揭示之焊料合金係可同時發揮耐衝擊性、耐變色性及耐熱循環性之3種效果的優異合金。但認為合金設計仍有進一步改善之餘地。

焊料合金雖各元素存在有固有的添加意義，但係所有構成元素組合成一體者，由於各構成元素彼此造成影響，故構成元素必須以全體平衡良好地含有。專利文獻1中記載之焊料合金係各構成元素之含量各者經個別最適化，於專利文獻1申請當時為了獲得專利文獻1中記載之效果認為已充分。但，具有同樣構成元素之焊料合金為了可對應於近幾年之要求而以同時提高各特性之方式，使各構成元素之含量個別最適化以外，進而必須平衡良好地含有構成元素。

專利文獻1中記載之發明，係進行假定於如BGA之微小電極載置焊球之情況的合金設計。此外，即使於接合面積較廣之黏晶使用專利文獻1中揭示之焊料合金之情況，由於無法忽視因外部應力所致之斷裂。因此於使用Sn-Ag-Cu-Ni-Ge焊料合金進行焊接之情況，要求提高剪切強度。進而，塗佈於基板電極之膏體與BGA之焊球熔融時未混合，而有膏體與焊球之邊界殘存並產生未熔合之情況，由於此係重大接合不良故必須加以抑制。

如此，因近年來之電子設備之高積體化、大容量化、高速化，而要求不僅適用於BGA，亦可適用於QFP所採用之黏晶之焊料合金。

本發明之課題係提供藉由使接合界面之結晶粒微細化而提高剪切強度、且可抑制未熔合之無鉛且無銻之焊料合金、焊球及焊料接頭。 [用以解決課題之手段]

焊料合金係以2種以上的元素構成，亦有個別單獨效果對焊料合金全體之特性造成影響之情況，如前述，由於所有構成元素成為一體物故各構成元素彼此相關。本發明人等著眼於即使於以與專利文獻1中記載之焊料合金相同之構成元素不僅可對應於BGA亦可對應於QFP般以提高剪切強度、抑制未熔合之方式進行合金設計。具體而言，本發明人等除了再探討各構成元素之添加意義以外，亦考慮各構成元素之平衡進行詳細組成探討。

又，過去以來Pb於使用於基板後若被掩埋，則會有因酸性雨而使Pb溶出，流入至地下水之情況。而且，自地下水累積於家畜或人體內而對人體造成影響。因此，依據RoHS指令將Pb指定為限制對象物質。再者，近幾年來，不僅Pb，針對可使Sn系焊料合金之熱循環性提高之Sb，亦基於環境及健康上之理由而避免使用之要求逐漸提高，故進行能以無鉛且無銻地獲得期望特性之合金組成的探討。

首先，對於未能發生焊接之未熔合進行探討。未熔合之發生起因於BGA側之焊球與基板側之膏體之狀態。若於焊球及膏體之至少一者形成厚的Sn氧化膜，則熔融時焊料合金難以彼此混合，冷卻後形成為焊球與膏體之邊界。作為去除各個表面之氧化膜之方法，有使用助焊劑的情況。然而，即使使用助焊劑亦難以完全去除氧化膜，因殘存之氧化膜而使濡濕性惡化。

但是，於膏體中雖含有助焊劑，但難以兼具氧化膜之去除與濡濕性之改善。且由於焊球體積比膏體所用之焊料粉末體積大數倍，故相較於在膏體側解決未熔合，於焊球側加以解決為妥當。

因此對於以焊球側之合金組成抑制未熔合發生進行探討。已知Sn-Ag-Cu-Ni-Ge焊料合金中，為了抑制表面之Sn氧化膜生成，必須將Ge含量調整為最適範圍。已知Ge吸取大氣中之氧形成氧化鍺。氧化鍺以硬且脆的氧化膜形成於熔融焊料表面，但該氧化膜亦容易因熔融焊料本身之對流或將晶片載置於熔融焊料上之際施加於熔融焊料之外壓而被破壞。因此，促進焊球與膏體中之焊料粉末之熔合。且，Ag、Cu及Ni含量之平衡若為適當則ΔT成為適度範圍。再者，藉由調整熔融焊料黏性而進行膏體之焊料粉末與BGA焊球之熔合。

鑒於該等，針對Sn-Ag-Cu-Ni-Ge焊料合金中，熔合起因於Ag、Cu及Ni含量與Ge含量之平衡一事進行詳細調查。其結果，得到之見解為當該等平衡於特定範圍內之情況不發生未熔合。

本發明人等為了除了不使未熔合發生外並為了提高焊料接頭之接合強度，亦對形成於接合界面之金屬間化合物之微細化進行探討。為了於接合界面形成Cu與Sn之化合物，Cu與Sn之含有比必須為特定範圍。又，Cu與Sn之化合物中，藉由Cu之一部分經Ni取代而實現化合物之微細化。更詳細而言，若以含有Cu及Ni之焊料合金形成焊料接頭，則由於於接合界面形成(Cu,Ni)₆ Sn₅ ，故由Cu₆ Sn₅ 形成微細結晶構造之金屬間化合物層。因此，藉由提高金屬間化合物之強度而焊料接頭之接合強度提高。本發明人等針對作為易於於焊料合金表面濃化且固熔於Ni使化合物之結晶構造變形之元素，著眼於Ge進行積極探討。Ge為特定量時，固熔於化合物中之Ni使化合物之結晶構造變形，並使(Cu,Ni)₆ Sn₅ 固熔強化。

著眼於該等而積極探討之結果，得知於Sn-Ag-Cu-Ni-Ge焊料合金中，藉由使各構成元素的含量在特定的範圍內並且使Sn、Cu、Ni及Ge滿足特定關係，而可藉由化合物之微細化提高接合強度之見解。因此，如前述，獲得藉由使Ag、Cu、Ni及Ge亦滿足特定關係，亦可同時滿足抑制未熔合的見解。藉由該等見解所得之本發明係如下。

(1)一種無鉛且無銻之焊料合金，其特徵係以質量%計，具有0.1~4.5%之Ag、0.20~0.85%之Cu、0.005 ~0.090%之Ni、0.0005~0.0090%之Ge，其餘部分由Sn所成之合金組成，合金組成滿足下述(1)式及下述(2)式， 0.006≦(Ag+Cu+Ni)×Ge＜0.023 (1)式 (Sn/Cu)×(Ni×Ge)/(Ni+Ge)＜0.89 (2)式上述(1)式及上述(2)式中，Ag、Cu、Ni、Ge及Sn為各合金組成之含量(質量%)。 (2)一種無鉛且無銻之焊料合金，其特徵係以質量%計，具有0.1~4.5%之Ag、0.20~0.85%之Cu、0.005~0.090%之Ni、0.0005~0.0090%之Ge，其餘部分由Sn所成之合金組成，合金組成滿足下述(1)式及下述(2)式， 0.003＜(Ag+Cu+Ni)×Ge＜0.023 (1)式 0.57≦(Sn/Cu)×(Ni×Ge)/(Ni+Ge)＜0.89 (2)式上述(1)式及上述(2)式中，Ag、Cu、Ni、Ge及Sn為各前述合金組成之含量(質量%)。

(3)如上述(1)或上述(2)之無鉛且無銻之焊料合金，其中合金組成，以質量%計，含有0.0005~0.0045%之Ge。 (4)如上述(1)至上述(3)中任一項之無鉛且無銻之焊料合金，其中合金組成，以質量%計，各以0.01%為上限含有選自由Mn、Pd、P、Au、Pt、Cr、Fe、Co、V、Mo及Nb所成之群之1種以上。

(5)一種焊球，其係由如上述(1)至上述(4)中任一項之無鉛且無銻之焊料合金所成。 (6)如上述(5)之焊球，其中平均粒徑為1~1000μm。 (7)如上述(5)或上述(6)之焊球，其中真球度為0.95以上。 (8)如上述(5)或上述(6)之焊球，其中真球度為0.99以上。

(9)一種球柵陣列，係使用如上述(5)至上述(8)中任一項之焊球所形成。 (10)一種焊料接頭，其係使用如上述(1)至上述(4)中任一項之無鉛且無銻之焊料合金所成。

本發明藉由以下詳細說明。本說明書中，與焊料合金組成有關之「%」，只要未特別指定，則為「質量%」。

1. 合金組成 (1) 0.1~4.5%之Ag Ag係藉由於結晶粒界析出微細Ag₃ Sn而提高焊料合金強度之元素。Ag含量未達0.1%時，未充分發揮Ag之添加效果。Ag含量之下限為0.1%以上，較佳為0.5%以上，更佳為1.0%以上，又更佳為1.2%以上，特佳為2.0%以上，最佳為2.5%以上。另一方面，Ag含量若過多，會析出粗大Ag₃ Sn，而使強度劣化。Ag含量之上限為4.5%以下，較佳為4.0%以下，更佳為3.5%以下，又更佳為3.2%以下，特佳為3.0%以下。

(2) 0.20~0.85%之Cu Cu係可抑制Cu腐蝕同時藉由Cu₆ Sn₅ 實現析出強化之元素。Cu含量若未達0.20%，則Cu₆ Sn₅ 析出量少，而析出脆的SnNi化合物，故焊料合金本身變脆。Cu含量下限為0.20%以上，較佳為0.3%以上，更佳為0.4%以上，特佳為0.5%以上。另一方面，Cu含量若超過0.85%，則焊料合金之液相線溫度變高而難以熔融。Cu含量之上限為0.85%以下，較佳為0.80%以下，更佳為0.75%以下，又更佳為0.70%以下。

(3) 0.005~0.090%之Ni Ni與Cu同樣地為可控制焊料合金之液相線溫度並且可抑制Ni腐蝕之元素。Ni含量未達0.005%時，難以發揮Ni之添加效果。Ni含量之下限為0.005%以上，較佳為0.01%以上，更佳為0.02%以上，又更佳為0.025%以上，再更佳為0.03%以上，特佳為0.04%以上，最佳為0.05%以上。另一方面，Ni含量若超過0.090%，則焊料合金之液相線溫度變高而難以熔融。Ni含量之上限為0.090%以下，較佳為0.080%以下，更佳為0.075%以下，又更佳為0.070%以下。

(4) 0.0005~0.0090%之Ge Ge係可抑制未熔合及Ni腐蝕之元素。不含Ge時，於熔融焊料表面形成氧化錫。氧化錫強固而難以破壞。另一方面，添加於焊料合金中之Ge，與環境中之O反應，而於熔融焊料表面形成硬且脆之氧化膜。該氧化膜由於脆，故容易因熔融焊料本身之對流或因載置晶片之際自晶片施加之外力而被破壞。因此，能阻礙Sn之氧化膜之形成並且不於熔融焊料表面保持氧化膜，與Sn之氧化膜相反，反而可促進焊球與膏體中之焊料粉末之熔合。

又，Ge係固熔於接合界面所形成之 (Cu,Ni)₆ Sn₅ 之Ni並可抑制Ni腐蝕之元素。由於於接合界面形成(Cu,Ni)₆ Sn₅ ，故藉由Ge使該化合物的結晶構造變形，而抑制化合物中之Ni移動，阻礙Ni朝焊料合金移動。不含Ge之情況，由於(Cu,Ni)₆ Sn₅ 之結晶構造以排列整齊之狀態維持，故接合界面之Ni於焊料合金中擴散，而發生Ni腐蝕。

Ge含量若未達0.0005%，則生成氧化錫，同時(Cu,Ni)₆ Sn₅ 之結晶構造未變形而難以發揮上述效果。Ge含量之下限為0.0005%以上，較佳為0.002%以上，更佳為0.003%以上，又更佳為0.0035%以上，特佳為0.004%以上。另一方面，Ge含量若過多，則液相線溫度變高而焊料合金難以熔融。Ge含量之上限為0.0090%以下，較佳為0.0082%以下，更佳為0.0080%以下，又更佳為0.0075%以下，再更佳為0.0060%以下，特佳為0.0050%以下，最佳為0.0045%以下。

(5)各以0.01%為上限含有選自由Mn、Pd、P、Au、Pt、Cr、Fe、Co、V、Mo及Nb所成之群之1種以上本發明之焊料合金可各以0.01%為上限含有選自Mn、Pd、P、Au、Pt、Cr、Fe、Co、V、Mo、Nb之1種以上作為任意元素。該等元素可改善機械特性。

(8) 其餘部分：Sn 本發明之焊料合金其餘部分為Sn。除前述元素以外亦可含有不可避免雜質。含有不可避免的雜質時，對前述效果亦無影響。作為不可避免雜質之具體例，舉例為As或Cd。又，本發明雖係無鉛且無銻，但並非將含有作為不可避免的雜質之Pb或Sb排除在外者。若包含In則濡濕性惡化故較佳不含。且，Mn由於於焊料合金製造時會氧化而難以製造焊料合金，故亦可不含。

(6) (1)式本發明滿足下述(1)式。 0.003＜(Ag+Cu+Ni)×Ge＜0.023 (1)式上述(1)式中，Ag、Cu、Ni及Ge為各合金組成之含量(質量%)。

若滿足(1)式則未熔合受抑制。Ag、Cu及Ni係如上述與Sn形成化合物。Ag、Cu及Ni含量若增加則由於液相線溫度上升故而ΔT增加。又，該等元素與Sn之化合物於熔融時或凝固時成長而使熔融焊料黏性增加，阻礙膏體中之焊料粉末與BGA之焊球之熔合。另一方面，該等元素含量若過少，則相對地Ge含量變過多，由於較厚地覆蓋硬且脆之Ge氧化膜，故會發生未熔合。滿足(1)式之情況，能阻礙Sn之氧化膜之形成並且不於熔融焊料表面保持氧化膜，與Sn之氧化膜相反，反而可促進焊球與膏體中之焊料粉末之熔合。

(1)式之下限必須超過0.003，較佳為0.004以上，更佳為0.005以上，又更佳為0.006以上，特佳為0.007以上，最佳為0.008以上。(1)式之上限必須未達0.023，較佳為0.022以下，更佳為0.021以下，又更佳為0.020以下，再更佳為0.019%以下，特佳為0.018以下，最佳為0.016以下，亦可為0.014%以下、0.013%以下、0.011%以下、0.009%以下。

(7) (2)式本發明滿足下述(2)式。 (Sn/Cu)×(Ni×Ge)/(Ni+Ge)＜0.89 (2)式上述(2)式中，Cu、Ni、Ge及Sn為各合金組成之含量(質量%)。本發明之Sn-Ag-Cu-Ni-Ge焊料合金中，為了兼具剪切強度之提高，必須考慮Cu、Ni、Ge及Sn含量之平衡。

為了提高焊料接頭之接合強度，必須使於外部應力集中之接合界面形成之金屬間化合物微細化。原因係藉由使化合物微細化而將應力分散至結晶粒界之故。為了於接合界面形成Cu與Sn之化合物，Cu與Sn之含有比必須為特定範圍。又，藉由Cu之一部分經Ni取代而形成微細之(Cu,Ni)₆ Sn₅ ，Ge固熔於Ni而使化合物之結晶構造變形，故推測藉由使(Cu,Ni)₆ Sn₅ 固熔強化而提高接合強度。因此，推測於Sn-Ag-Cu-Ni-Ge焊料合金中，藉由使Sn、Cu、Ni及Ge滿足特定關係而使化合物之微細化及固熔強化而導致接合強度提高。

又，藉由滿足(2)式，亦可抑制Ni腐蝕發生。為了抑制Ni腐蝕，必須抑制於接合界面之Ni擴散。為了抑制Ni擴散，只要阻礙Ni朝焊料合金移動即可。此處，推測藉由於接合界面形成(Cu,Ni)₆ Sn₅ ，進而平衡良好地調配固熔於Ni之Ge而使化合物之結晶構造變形，並抑制Ni擴散。

(2)式之上限未達0.89，較佳為0.88以下，更佳為0.84以下，又更佳為0.83以下，再更佳為0.81以下，特佳為0.80以下，最佳為0.79以下，亦可為0.73以下。(2)式之下限並未特別限定，基於抑制Ni腐蝕並且充分提高剪切強度之觀點，較佳超過0.25，更佳為0.32以上，又更佳為0.34以上，再更佳為0.36以上，特佳為0.37以上，最佳為0.44以上，亦可為0.49以上、0.57以上、0.63以上、0.71以上。

由以上，本發明之焊料合金為了兼具未熔合之抑制及剪切強度之提高，必須同時滿足(1)式及(2)式。藉此，亦可抑制Ni腐蝕。

(8) ΔT 發明之焊料合金若ΔT於特定範圍內，則固液共存區域狹窄，就可抑制熔融焊料之黏度上升而言較佳。ΔT之範圍較佳為100℃以下，更佳為70℃以下，又更佳為40℃以下。

3.焊球本發明之無鉛且無銻之焊料合金最適於BGA所用之焊球之形態。焊球之真球度較佳為0.90以上，更佳為0.95以上，最佳為0.99以上。真球度係藉由例如最小平方中心法(LSC法)、最小區域中心法(MZC法)、最大內切中心法(MIC法)、最小外切中心法(MCC法)等之各種方法求出。本發明中，焊球之真球度係使用利用最小區域中心法(MZC法)之CNC圖像測定系統(MITUTOYO公司製Ultra Quick Vision ULTRA QV350-PRO測定裝置)而測定。本發明中，所謂真球度表示與真球之偏差，例如係500個各球的直徑除以長徑時所算出之算術平均值，值越接近上限的1.00表示越接近真球。

本發明之焊球使用於BGA(球柵陣列)等之半導體封裝之電極或基板之凸塊形成。本發明之焊球之直徑較佳為1~1000μm之範圍內，更佳為50μm以上300μm。焊球可藉一般之焊球的製造法製造。本發明所謂直徑意指藉由MITSUTOYO公司製Ultra Quick Vision ULTRA QV350-PRO測定裝置測定之直徑。

4.焊料接頭本發明之焊料接頭適於使用於半導體封裝中之IC晶片與其基板(中介板)之連接或半導體封裝與印刷配線板之連接。此處本發明中所謂「焊料接頭」係指使用上述本發明之焊料合金連接之IC晶片與基板之連接部，包含電極之連接部或晶粒與基板之連接部。

5.其他使用本發明之焊料合金之接合方法例如只要使用回焊法依據常用方法進行即可。加熱溫度可對應於晶片之耐熱性或焊料合金之液相線溫度適當調整。基於將晶片之熱損傷抑制為較低之觀點，較佳為240℃左右。進行流動焊接之情形時之焊料合金之熔融溫度大體上宜為自液相線溫度高20℃左右之溫度。又，使用本發明之焊料合金進行接合之情況，考慮凝固時之冷卻溫度時可使組織更微細。例如以2~3℃/s以上之冷卻速度冷卻焊料接頭。其他接合條件可對應於焊料合金之合金組成適當調整。

本發明之焊料合金可藉由使用低α線量材作為其原材料而製造低α線量合金。此等低α線量合金使用於記憶體周邊之焊料凸塊形成時可抑制軟化誤差。 [實施例]

針對由表1所示之合金組成所成之焊料合金，如下般評價未熔合、自液相線溫度及固相線溫度所得之ΔT。又，亦評價剪切強度及Ni腐蝕。

(1)未熔合之有無針對表1所示之焊料合金，驗證未熔合之有無。驗證方法係將以各實施例及比較例之組成調合之焊料合金予以鑄造、壓延者進行沖壓作成小片狀之構件(2mm(長)×2mm(寬)×0.1mm(厚))。將該小片成形為特定大小之板狀，並置於經實施塗佈有助焊劑之OSP(水溶性預助焊劑(Organic Solderability Presevation))處理之Cu板上，進行回焊後，洗淨表面，於溫度125℃、濕度100%RH之環境下放置24小時。進而，將使用由Ag為3.0%，Cu為0.5%，其餘部分為Sn所成之焊料合金(Sn-3.0Ag-0.5Cu)製作之焊球(本例之情況，直徑300μm)，與小片構件同樣於溫度125℃、濕度100%RH之環境放置24小時。其次，於由實施例或比較例之焊料合金所成之試料上塗佈助焊劑，放置特定個數之焊球。本例中焊球個數為9個，分別準備5片。接著進行回焊後，計算未熔合焊球數，算出熔合不良發生率。所謂未熔合係指小片與焊球未接合之狀態。未熔合之焊球為0個以下之情況評價為「◎」，超過0個且10個以下之情況評價為「○」，超過10個之情況評價為「×」。

(2) ΔT(K) 製作表1之各焊料合金，測定焊料之熔融溫度。測定方法，固相線溫度係依據JIS Z3198-1進行。液相線溫度並未採用JIS Z3198-1，而是藉由與JIS Z3198-1之固相線溫度之測定方法同樣之DSC之方法實施。求出所測定之液相線溫度與固相線溫度之差的ΔT(K)，ΔT(K)為100K以下時記為「○」，超過100K時記為「×」。

(3)剪切強度製作由表1所示之焊料組成所成之直徑0.6mm之焊球。使用該焊球於基板厚度為1.2mm、電極大小為直徑0.5mm(Cu-OSP)之基板上進行焊接。

焊接條件係於電極上塗佈助焊劑(千住金屬工業股份有限公司製：WF-6400)，設為峰值溫度245℃、冷卻速度2℃/s之模式，使用回焊裝置(千住金屬工業股份有限公司製：SNR-615)實施。所製作之試料藉由剪切強度測定裝置(Nordson Dage公司製：SERIES 4000HS)於剪切速度1000mm/s之條件進行剪切強度試驗。

(4) Ni腐蝕將板厚為250μm的由表1所示之合金組成所成之預成型體搭載於Cu製導線框架上。隨後將於5mm×5mm×200μm^t 之矽晶片的基板接合面側具備背襯金屬之IC晶片搭載於焊料合金上。背襯金屬係依序層合作為障壁層之0.05μm之Ti層、0.20μm之Ni層者。搭載方向係於該具備背襯金屬之IC晶片中，以Ni層與焊料合金抵接之方式朝向。搭載焊料合金及IC晶片之基板以回焊爐加熱至峰值溫度成為240℃，進行黏晶。接著，於所得導線框架之剖面，於SEM之監測器(monitor)上放大30000倍，於任意10處，算出Ni層之膜厚平均值。結果示於表1。

如表1所示，可知實施例1~32中，由於所有合金組成中各構成元素之含量滿足(1)式及(2)式，故未發生未熔合，ΔT為特定範圍。且確認使用實施例之焊料合金所成之焊料接頭之剪切強度均顯示較比較例高的值。再者，確認Ni層之膜厚的平均值相對於當初之膜厚為20%以上。

另一方面，比較例1~11由於未滿足(1)式，故檢測出多數未熔合之焊球。且Sn-1.2Ag-0.50Cu-0.050Ni-0.0050Ge焊料合金(數值表示質量%，其餘部分為Sn及不可避免的雜質)及Sn-1.2Ag-0.50Cu-0.050Ni-0.0100Ge焊料合金(數值表示質量%，其餘部分為Sn及不可避免的雜質)雖滿足(1)式，但未滿足(2)式，故焊料接頭之剪切強度差。

Claims

一種無鉛且無銻之焊料合金，其特徵係以質量%計，具有0.1~4.5%之Ag、0.20~0.85%之Cu、0.005~0.090%之Ni、0.0005~0.0090%之Ge，其餘部分由Sn所成之合金組成，前述合金組成滿足下述(1)式及下述(2)式， 0.006≦(Ag+Cu+Ni)×Ge＜0.023 (1)式 (Sn/Cu)×(Ni×Ge)/(Ni+Ge)＜0.89 (2)式上述(1)式及上述(2)式中，Ag、Cu、Ni、Ge及Sn為各前述合金組成之含量(質量%)。
一種無鉛且無銻之焊料合金，其特徵係以質量%計，具有0.1~4.5%之Ag、0.20~0.85%之Cu、0.005 ~0.090%之Ni、0.0005~0.0090%之Ge，其餘部分由Sn所成之合金組成，前述合金組成滿足下述(1)式及下述(2)式， 0.003＜(Ag+Cu+Ni)×Ge＜0.023 (1)式 0.57≦(Sn/Cu)×(Ni×Ge)/(Ni+Ge)＜0.89 (2)式上述(1)式及上述(2)式中，Ag、Cu、Ni、Ge及Sn為各前述合金組成之含量(質量%)。
如請求項1或2之無鉛且無銻之焊料合金，其中前述合金組成，以質量%計，含有0.0005~ 0.0045%之Ge。
如請求項1或2之無鉛且無銻之焊料合金，其中前述合金組成，以質量%計，各以0.01%為上限含有選自由Mn、Pd、P、Au、Pt、Cr、Fe、Co、V、Mo及Nb所成之群之1種以上。
如請求項3之無鉛且無銻之焊料合金，其中前述合金組成，以質量%計，各以0.01%為上限含有選自由Mn、Pd、P、Au、Pt、Cr、Fe、Co、V、Mo及Nb所成之群之1種以上。
一種焊球，其係由如請求項1至5中任一項之無鉛且無銻之焊料合金所成。
如請求項6之焊球，其中平均粒徑為1~1000μm。
如請求項6之焊球，其中真球度為0.95以上。
如請求項6之焊球，其中真球度為0.99以上。
一種球柵陣列(ball grid array)，係使用如請求項6至9中任一項之焊球所形成。
一種焊料接頭，其係使用如請求項1至5中任一項之無鉛且無銻之焊料合金所成。