TWI673130B - 焊料合金 - Google Patents
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Abstract
提供一種連續鑄造性優異之焊料合金。本發明之焊料合金，其係具有以質量%計Cu：0.8~10%，殘餘部分由Sn所構成之合金組成且具有金屬間化合物之焊料合金，其中自焊料合金之表面起算厚度為50μm以上之區域中，金屬間化合物之最大結晶粒徑為100μm以下。
Description
本發明係關於連續鑄造性優異之焊料合金，及具有該焊料合金之焊料接點(solder joint)。
在印刷基板上安裝電子零件。作為電子零件之安裝步驟，如有流焊(flow soldering)
、浸焊(dip soldering)等。流焊係藉由將焊料槽之噴流面推向印刷基板之連接面側而進行焊接之方法。浸焊係將線圈零件等之端子浸漬於焊料槽而去除絕緣膜且施以焊料預備電鍍之方法。
流焊或浸焊則必須變得要有焊料槽。焊料槽由於係長時間暴露於大氣中，故必須以每固定時間去除焊料槽中產生之浮渣。又，因為焊接而焊料槽內之熔融焊料持續受到消費。因此，對焊料槽定期地供給焊料合金。焊料合金之供給一般係使用焊料棒。
焊料棒之製造方法如有使熔融焊料流入固定鑄模之方法或使熔融焊料流入旋轉鑄模之連續鑄造法。連續鑄造法係為將原材料投入於熔融爐使其熔融，且漿熔融爐中之熔融焊料鑄入於旋轉鑄模之溝中的方法。作為連續鑄造法所使用之鑄模，可舉出例如在環狀板之寬方向中央部設有溝之形狀。熔融焊料係在鑄入於旋轉鑄模之溝中後進行凝固，在150℃程度之溫度下從鑄模誘導至切斷步驟。將經誘導之連續鑄造物切斷成規定長度而成為焊料棒。
焊料合金之連續鑄造技術係記載於例如專利文獻1。同文獻中記載在Au-Sn系焊料合金係使鑄模外側密著於內部流通冷卻水之冷卻鑄模，將到280℃為止之冷卻速度設為3℃/s以上，較佳設為20℃/s以上，更佳設為50℃/s以上，而使共晶部之組織微細化。但，Au雖然有使用作為高溫無Pb焊料合金之情況，但其為高價且難以進行加工。
因此，焊料棒主要係使用Sn-Cu系焊料合金。Sn-Cu焊料合金係已知在焊料合金中會形成金屬間化合物。以連續鑄造法製造該合金時，在熔融焊料凝固時會有生成粗大易脆之金屬間化合物的情況。若生成有粗大金屬間化合物，則會有在該生成處焊料合金破裂，而無法形成連續鑄造物之不良情況產生。又，即使能成功形成連續鑄造物，在搬運時仍有出現損傷之憂慮。
作為Sn-Cu系焊料合金之檢討例，從抑制使用焊料合金所形成之接合部損傷的觀點，例如專利文獻2記載將Sn-Cu-Ni合金使用作為低溫硬焊材料，在配管之接合處預先塗佈助焊劑，且浸漬於熔融狀態之硬焊材料中並拉起後，使其徐冷進行凝固。
[先前技術文獻]
[專利文獻]
[專利文獻1]日本特開2017-196647號公報
[專利文獻2]國際公開第2014-084242號公報
[非專利文獻]
[非專利文獻1]橋本康孝等，無鉛焊料之黏度測量之現狀及今後之課題、日本金屬學會誌、J-STAGE 早期公開核閱、2017年3月27日
流焊或浸焊則必須變得要有焊料槽。焊料槽由於係長時間暴露於大氣中，故必須以每固定時間去除焊料槽中產生之浮渣。又，因為焊接而焊料槽內之熔融焊料持續受到消費。因此，對焊料槽定期地供給焊料合金。焊料合金之供給一般係使用焊料棒。
焊料棒之製造方法如有使熔融焊料流入固定鑄模之方法或使熔融焊料流入旋轉鑄模之連續鑄造法。連續鑄造法係為將原材料投入於熔融爐使其熔融，且漿熔融爐中之熔融焊料鑄入於旋轉鑄模之溝中的方法。作為連續鑄造法所使用之鑄模，可舉出例如在環狀板之寬方向中央部設有溝之形狀。熔融焊料係在鑄入於旋轉鑄模之溝中後進行凝固，在150℃程度之溫度下從鑄模誘導至切斷步驟。將經誘導之連續鑄造物切斷成規定長度而成為焊料棒。
焊料合金之連續鑄造技術係記載於例如專利文獻1。同文獻中記載在Au-Sn系焊料合金係使鑄模外側密著於內部流通冷卻水之冷卻鑄模，將到280℃為止之冷卻速度設為3℃/s以上，較佳設為20℃/s以上，更佳設為50℃/s以上，而使共晶部之組織微細化。但，Au雖然有使用作為高溫無Pb焊料合金之情況，但其為高價且難以進行加工。
因此，焊料棒主要係使用Sn-Cu系焊料合金。Sn-Cu焊料合金係已知在焊料合金中會形成金屬間化合物。以連續鑄造法製造該合金時，在熔融焊料凝固時會有生成粗大易脆之金屬間化合物的情況。若生成有粗大金屬間化合物，則會有在該生成處焊料合金破裂，而無法形成連續鑄造物之不良情況產生。又，即使能成功形成連續鑄造物，在搬運時仍有出現損傷之憂慮。
作為Sn-Cu系焊料合金之檢討例，從抑制使用焊料合金所形成之接合部損傷的觀點，例如專利文獻2記載將Sn-Cu-Ni合金使用作為低溫硬焊材料，在配管之接合處預先塗佈助焊劑，且浸漬於熔融狀態之硬焊材料中並拉起後，使其徐冷進行凝固。
[先前技術文獻]
[專利文獻]
[專利文獻1]日本特開2017-196647號公報
[專利文獻2]國際公開第2014-084242號公報
[非專利文獻]
[非專利文獻1]橋本康孝等，無鉛焊料之黏度測量之現狀及今後之課題、日本金屬學會誌、J-STAGE 早期公開核閱、2017年3月27日
[發明所欲解決之課題]
專利文獻2記載之發明係以提供低融點且容易使用之合金為目的，且係容許Cu含量在0.3~41.4%之範圍者。但，如同該文獻所記載，由於Cu含量在41.4%之液相線溫度為640℃，並且係使徐冷而凝固，故導致在合金層中析出粗大之金屬間化合物。因此，在使用專利文獻2記載之Sn-Cu系合金製造連續鑄造物時，連續鑄造物會有發生破裂或損傷之情況。在連續鑄造物產生破裂或損傷時，則變得需要中斷連續鑄造步驟，從鑄模取出經損傷之鑄造物後，再開始鑄造步驟，故作業步驟變得煩雜。
並且，由於必須持續追求藉由縮短步驟之勞力或步驟時間所達成之低成本化，故近年來期望能製造更長之連續鑄造物。因此，連續鑄造時之連續鑄造物之損傷逐漸成為比起過往還要重大之問題。
除此之外，熔融焊料之黏性係根據合金組成而大幅相異，根據組成不同，熔融焊料或難以在旋轉鑄模之溝內流動。因此，由於連續鑄造物變厚，故即便無論使鑄模冷卻仍會生成粗大之金屬間化合物，而有導致連續鑄造物損傷之情況。因此，即使將專利文獻2記載之Sn-Cu系合金適用於專利文獻1，仍可能產生連續鑄造物之損傷。
本發明之課題在提供一種連續鑄造性優異之焊料合金。
[用以解決課題之手段]
發明者等針對將專利文獻2記載之合金製造作為連續鑄造物時之課題進行再檢討。專利文獻2係在接合時藉由使硬焊材料徐徐冷卻，而讓焊料合金不受到損傷。例如以專利文獻2記載之方式實施徐冷時，在焊料合金之內部會生成粗大之金屬間化合物。在該粗大之金屬間化合物之生成處，於凝固時會產生破裂，而在切斷焊料合金時造成損傷。此現象係在Cu含量為0.8%以上之過共晶中尤其顯著。
因此，本發明者並非係著眼在如專利文獻2記載之在接合時之冷卻，而係著眼於在製造連續鑄造物時之冷卻。具體而言，在使用Cu為0.8%以上之Sn-Cu焊料合金之連續鑄造中，以專利文獻1記載之方式使鑄模冷卻並同時進行鑄造時，確認到在焊料合金之內部所生成之金屬間化合物會變得粗大。又，非專利文獻1已提出報告關於Cu含量越多則熔融焊料之黏度越會增加。該文獻提出報告關於在Cu含量從0.7%增加至7.6%時，在相同溫度下之黏度會上升至1.5倍程度。據此，取得在以各種Cu含量實施鑄造時，Cu含量越多則鑄模內之熔融焊料之流動性越降低，板厚變厚並且凝固時產生破裂之頻率提高的知識。
在此，為了彌補因Cu之含量增加所導致之熔融焊料之流動性降低，可舉出如作成使旋轉鑄模傾斜，而使被鑄入之熔融焊料從上流向下流流下之方式。但，若使旋轉鑄模傾斜，則連續鑄造物之剖面形狀會從鑄模之溝之形狀變成大幅相異之形狀，而無法取得所欲之連續鑄造物。又，旋轉鑄模之傾斜角度若過大時，熔融焊料在流進旋轉鑄模之彎曲部會有從溝跑出之憂慮。因此，在使用連續鑄造法時，旋轉鑄模必須維持在水平狀態。
本發明者等為了使旋轉鑄模維持在水平狀態之狀態下，即使將具有高黏度合金組成之熔融焊料鑄入於鑄模，在鑄模內仍能充分流動，而防止凝固時之破裂或損傷進行重複之深入研討。過往認為連續鑄造物之破裂或損傷係因旋轉鑄模之振動所誘發者，但反而嘗試在對鑄入於鑄模之熔融焊料施加超音波等之微振動時，意料之外地取得鑄模內之熔融焊料之流動性提升並且金屬間化合物之最大結晶粒徑變小之知識。藉此，而可製造出幾乎無凝固時之破裂或損傷，具有良好品質之連續鑄造物，進而完成了本發明。
根據該等知識所完成之本發明係如以下所示。
(1)一種焊料合金，其特徵為具有以質量%計Cu：0.8~10%，殘餘部分由Sn所構成之合金組成且具有金屬間化合物之焊料合金，其中自前述焊料合金之表面起算厚度為50μm以上之區域中，前述金屬間化合物之最大結晶粒徑為100μm以下。
(2)如上述(1)之焊料合金，其中前述合金組成以質量%計更含有Ni：0.4%以下。
(3)如上述(2)之焊料合金，其中前述金屬間化合物主要為(Cu、Ni) 6Sn 5。
(4)如上述(1)~(3)中任一項之焊料合金，其中前述合金組成以質量%計更含有P：0.3%以下、Ge：0.3%以下，及Ga：0.3%以下之至少1種。
(5)如上述(1)~(4)中任一項之焊料合金，其中前述合金組成更含有選由下述群之至少1群之至少1種；
合計5%以下之由Bi、In、Sb、Zn、及Ag之至少1種所成之群，以及，合計1%以下之由Mn、Cr、Co、Fe、Si、Al、Ti、及稀土類元素之至少1種所成之群。
(6)如上述(1)~(5)中任一項之焊料合金，其係滿足下述(1)式；
前述最大結晶粒徑(μm)×於前述焊料合金中所佔之前述金屬間化合物之面積率(%)≦3000(μm・%)・・・(1)。
專利文獻2記載之發明係以提供低融點且容易使用之合金為目的，且係容許Cu含量在0.3~41.4%之範圍者。但，如同該文獻所記載，由於Cu含量在41.4%之液相線溫度為640℃，並且係使徐冷而凝固，故導致在合金層中析出粗大之金屬間化合物。因此，在使用專利文獻2記載之Sn-Cu系合金製造連續鑄造物時，連續鑄造物會有發生破裂或損傷之情況。在連續鑄造物產生破裂或損傷時，則變得需要中斷連續鑄造步驟，從鑄模取出經損傷之鑄造物後，再開始鑄造步驟，故作業步驟變得煩雜。
並且，由於必須持續追求藉由縮短步驟之勞力或步驟時間所達成之低成本化，故近年來期望能製造更長之連續鑄造物。因此，連續鑄造時之連續鑄造物之損傷逐漸成為比起過往還要重大之問題。
除此之外，熔融焊料之黏性係根據合金組成而大幅相異，根據組成不同，熔融焊料或難以在旋轉鑄模之溝內流動。因此，由於連續鑄造物變厚，故即便無論使鑄模冷卻仍會生成粗大之金屬間化合物，而有導致連續鑄造物損傷之情況。因此，即使將專利文獻2記載之Sn-Cu系合金適用於專利文獻1，仍可能產生連續鑄造物之損傷。
本發明之課題在提供一種連續鑄造性優異之焊料合金。
[用以解決課題之手段]
發明者等針對將專利文獻2記載之合金製造作為連續鑄造物時之課題進行再檢討。專利文獻2係在接合時藉由使硬焊材料徐徐冷卻，而讓焊料合金不受到損傷。例如以專利文獻2記載之方式實施徐冷時，在焊料合金之內部會生成粗大之金屬間化合物。在該粗大之金屬間化合物之生成處，於凝固時會產生破裂，而在切斷焊料合金時造成損傷。此現象係在Cu含量為0.8%以上之過共晶中尤其顯著。
因此，本發明者並非係著眼在如專利文獻2記載之在接合時之冷卻，而係著眼於在製造連續鑄造物時之冷卻。具體而言，在使用Cu為0.8%以上之Sn-Cu焊料合金之連續鑄造中，以專利文獻1記載之方式使鑄模冷卻並同時進行鑄造時，確認到在焊料合金之內部所生成之金屬間化合物會變得粗大。又，非專利文獻1已提出報告關於Cu含量越多則熔融焊料之黏度越會增加。該文獻提出報告關於在Cu含量從0.7%增加至7.6%時，在相同溫度下之黏度會上升至1.5倍程度。據此，取得在以各種Cu含量實施鑄造時，Cu含量越多則鑄模內之熔融焊料之流動性越降低，板厚變厚並且凝固時產生破裂之頻率提高的知識。
在此，為了彌補因Cu之含量增加所導致之熔融焊料之流動性降低，可舉出如作成使旋轉鑄模傾斜，而使被鑄入之熔融焊料從上流向下流流下之方式。但，若使旋轉鑄模傾斜，則連續鑄造物之剖面形狀會從鑄模之溝之形狀變成大幅相異之形狀，而無法取得所欲之連續鑄造物。又，旋轉鑄模之傾斜角度若過大時，熔融焊料在流進旋轉鑄模之彎曲部會有從溝跑出之憂慮。因此，在使用連續鑄造法時，旋轉鑄模必須維持在水平狀態。
本發明者等為了使旋轉鑄模維持在水平狀態之狀態下，即使將具有高黏度合金組成之熔融焊料鑄入於鑄模，在鑄模內仍能充分流動，而防止凝固時之破裂或損傷進行重複之深入研討。過往認為連續鑄造物之破裂或損傷係因旋轉鑄模之振動所誘發者，但反而嘗試在對鑄入於鑄模之熔融焊料施加超音波等之微振動時，意料之外地取得鑄模內之熔融焊料之流動性提升並且金屬間化合物之最大結晶粒徑變小之知識。藉此，而可製造出幾乎無凝固時之破裂或損傷，具有良好品質之連續鑄造物，進而完成了本發明。
根據該等知識所完成之本發明係如以下所示。
(1)一種焊料合金，其特徵為具有以質量%計Cu：0.8~10%，殘餘部分由Sn所構成之合金組成且具有金屬間化合物之焊料合金，其中自前述焊料合金之表面起算厚度為50μm以上之區域中，前述金屬間化合物之最大結晶粒徑為100μm以下。
(2)如上述(1)之焊料合金，其中前述合金組成以質量%計更含有Ni：0.4%以下。
(3)如上述(2)之焊料合金，其中前述金屬間化合物主要為(Cu、Ni) 6Sn 5。
(4)如上述(1)~(3)中任一項之焊料合金，其中前述合金組成以質量%計更含有P：0.3%以下、Ge：0.3%以下，及Ga：0.3%以下之至少1種。
(5)如上述(1)~(4)中任一項之焊料合金，其中前述合金組成更含有選由下述群之至少1群之至少1種；
合計5%以下之由Bi、In、Sb、Zn、及Ag之至少1種所成之群，以及，合計1%以下之由Mn、Cr、Co、Fe、Si、Al、Ti、及稀土類元素之至少1種所成之群。
(6)如上述(1)~(5)中任一項之焊料合金，其係滿足下述(1)式；
前述最大結晶粒徑(μm)×於前述焊料合金中所佔之前述金屬間化合物之面積率(%)≦3000(μm・%)・・・(1)。
根據以下內容詳細說明本發明。本說明書中，關於焊料合金組成之「%」，在未特別指定時則為「質量%」。
1.焊料合金之合金組成
(1)Cu：0.8~10%
本發明之焊料合金係能解決在容易生成粗大CuSn金屬間化合物之過共晶合金之情況下之課題。Cu含量在未滿0.7%時由於會成為亞共晶，故在凝固時之初晶為Sn，但在Cu含量超過0.7%時則由於會成為過共晶，故凝固時之初晶則成為SnCu化合物。在初晶為SnCu化合物之情況，熔融焊料在鑄模內之流動性劣化。但，在Cu含量僅些許高於0.7%之程度下，不會根據製造條件不同，而幾乎不存在鑄造時之金屬間化合物之影響。由於Cu含量越多變得越容易發揮本發明之效果，故Cu含量之下限為0.8%以上，以1.0%以上為佳，較佳為4.0%以上。
另一方面，Cu含量超過10%時，由於液相線溫度變高而導致作業性惡化。又，Cu含量超過10%時，金屬間化合物之面積率變得過大。並且，由於熔融焊料之黏度增加而導致鑄模內之流動性惡化，故會生成粗大之金屬間化合物。基於該等原因，而在凝固時產生破裂等。Cu含量之上限為10%以下，以8%以下為佳，較佳為7%以下。
(2)Ni：0.4%以下
Ni為能控制SnCu金屬間化合物之結晶粒徑之任意元素。Sn-Cu焊料合金在含有Ni時，Ni係均勻地分散於Cu 6Sn 5中而將金屬間化合物之粒徑予以微細化，且能抑制連續鑄造物之損傷。Ni含量在0.4%以下時，液相線溫度之上升由於成為在容許範圍內，故可保持良好作業性。Ni含量之上限係以0.2%以下為佳，較佳為0.15%。另一方面，為了使含有Ni之效果發揮，Ni含量之下限係以0.03%以上為佳，較佳為0.1%以上。
又，含有Ni時之本發明中之金屬間化合物較佳係主要為(Cu、Ni) 6Sn 5。「主要為(Cu、Ni) 6Sn 5」係指表示在觀察焊料合金之剖面時，(Cu、Ni) 6Sn 5之面積對金屬間化合物總面積之比為0.5以上。
(3)P：0.3%以下、Ge：0.3%以下、及Ga：0.3%以下之至少1種
該等元素係能抑制焊料合金之氧化且使熔融焊料之流動性提升之任意元素。含量之上限在0.3%以下時，由於可抑制液相線溫度上升，故至凝固為止之時間縮短而可抑制合金組織之粗大化。P含量之上限係以0.3%以下為佳，較佳為0.1%以下，更佳為0.025%以下。Ge含量及Ga含量之上限係分別係0.3%以下為佳，較佳為0.15%以下。另一方面，為了發揮該含有該等元素之效果，各元素之含量下限係以0.005%以上為佳，較佳為0.01%以上。
(4)選由下述群之至少1群之至少1種：合計5%以下之由Bi、In、Sb、Zn、及Ag之至少1種所成之群，以及，合計1%以下之由Mn、Cr、Co、Fe、Si、Al、Ti、及稀土類元素之至少1種所成之群
該等元素只要係Bi、In、Sb、Zn、及Ag之至少1種合計在5%以下；Mn、Cr、Co、Fe、Si、Al、Ti、及稀土類元素之至少1種合計在1%以下，則不對本發明之焊料合金之連續鑄造性造成影響。本發明中，稀土類元素係指將周期表中屬於第3族之Sc、Y，與該當於原子編號57~71之鑭族之15個元素加總而成之17種元素。
本發明亦可含有Bi、In、Sb、Zn、Ag、Mn、Cr、Co、Fe、Si、Al、Ti、及稀土類元素之至少1種。各別元素之含量較佳係Bi、In、Sb、Zn、及Ag之至少1種合計為5%以下；Mn、Cr、Co、Fe、Si、Al、Ti、及稀土類元素之至少1種合計為1%以下。更佳為Bi、In、Sb、Zn、及Ag之至少1種合計為1%以下；Mn、Cr、Co、Fe、Si、Al、Ti、及稀土類元素之至少1種合計為0.5%以下。
(5)殘餘部分：Sn
本發明之焊料合金之殘餘部分為Sn。前述元素之外，亦可含有無法避免之雜質。即使在含有無法避免之雜質之情況，仍不對前述效果造成影響。又，如後述般，本發明中即便將不含有之元素含有作為無法避免之雜質，仍不會對前述效果造成影響。
(6)合金組織
本發明之焊料合金在從焊料合金表面起算厚度為50μm以上之區域中，金屬間化合物之最大結晶粒徑為100μm以下。
關於Sn-Cu焊料合金，由於過往僅單著眼於焊料合金與電極之接合界面之結晶粒徑，故並無有關接合前之鑄造物本身之結晶粒徑的報告。又，過往在關於接合界面之檢討中，必須作成考慮到對接合對象之基板或電子零件等之影響後之製造條件，故並無法提高冷卻速度。
相對於此，關於Sn-Cu焊料合金，本發明中係反而藉由著眼於在焊料接合前之藉由連續鑄造所製造之連續鑄造物即焊料合金之合金組織，而首次成功解決連續鑄造時之課題者。
熔融焊料係從與鑄模之接觸面開始冷卻，而與自鑄模之接觸面最為遠離之中央部係在最後凝固。其係由於與鑄模之接觸面之冷卻速度比中央部之冷卻速度還快所致。又，冷卻速度越快則結晶粒徑變得越小。故，一般而言因鑄模而冷卻之鑄造物在中央部會比表面還要變得更微細。
但，連續鑄造時之損傷即便僅係在焊料合金之表面附近成為微細之組織，仍無法抑制。又，若易脆且粗大之金屬間化合物在凝固時大量生成時，並無法形成焊料合金之主體(bulk)。此種金屬間化合物若存在於內部時，由於在內部會產生大裂縫，即便在因表面附近之微細組織而在表面不出現裂縫且無法發現外觀上損傷之情況，在連續鑄造之後步驟仍有造成連續鑄造物損傷之憂慮。並且，假設即使已規定焊料合金內部之平均結晶粒徑，就算僅只有存在1個粗大之金屬間化合物，仍會導致焊料合金之損傷。因此，本發明之焊料合金規定焊料合金內部中之最大結晶粒徑，且由於該最大結晶粒徑為小，故在連續鑄造時仍可抑制損傷。
本發明之最大結晶粒徑係規定成如以下之方式者。觀察鑄造物之剖面圖形來辨識出金屬間化合物，並以目視選擇最大之結晶粒。對於該結晶粒，以間隔成為最大之方式畫出平行之2條接線，並將該間隔設為最大結晶粒徑。
由於最大結晶粒徑越小則連續鑄造性越為優異，故最大結晶粒徑之上限為100μm以下，以80μm以下為佳，較佳為60.44μm以下，更佳為58.50μm以下，特佳為50μm以下。
金屬間化合物係因應構成元素而生成。本發明中，含有Sn、Cu、及Ni之合金組成中之金屬間化合物係如前述主要為(Cu、Ni) 6Sn 5。
又，本發明在從減低易脆金屬間化合物之析出量而抑制損傷之觀點，於焊料合金中所佔之金屬間化合物之面積率係以40%以下為佳，以30%以下為較佳，以20%以下為更佳，以18.06%以下為特佳，以15.15μm以下為最佳。
更進一步，Sn-Cu焊料合金中，金屬間化合物之結晶粒徑為小，且易脆金屬間化合物之析出量為少時，能更加抑制損傷。本發明之焊料合金係以滿足在考慮到兩者平衡後之下述(1)式為佳。
最大結晶粒徑(μm)×於焊料合金中所佔之金屬間化合物之面積率(%)≦3000(μm・%) ・・・(1)。
「於焊料合金中所佔之金屬間化合物之面積率」係指表示切斷焊料合金之切剖面之面積，與存在於該切剖面之金屬間化合物之面積的比率(%)。上述(1)式之右邊係較佳為2500μm・%，更佳為1500μm・%。
2.焊料接點
焊料接點係使用在例如半導體封裝中IC晶片與該基板(插入物(interposer))之連接，或半導體封裝與印刷配線板之連接。在此，「焊料接點」係指電極之連接部。
3.焊料合金之製造方法
本發明之焊料合金之製造方法係例如以連續鑄造法來製造。連續鑄造法係首先以成為規定合金組成之方式將原料投入於熔融爐並加熱至350~500℃程度來將原料熔融。
原材料全部熔融後，將熔融爐中之熔融焊料連續地鑄入於旋轉鑄模。
旋轉鑄模係例如在環狀板之寬度方向中央部設有溝之形狀。將熔融焊料鑄入之際，使旋轉鑄模進行旋轉並同時使熔融焊料鑄入於鑄模之溝。熔融焊料對鑄模之供給量係因應鑄模之旋轉數及對鑄模內之熔融焊料所施加之超音波等之微振動頻率來適宜調整。例如，在施加超音波之情況，將超音波振動裝置附加設置於旋轉鑄模之側面來進行。本發明中，對熔融焊料施加之超音波之頻率並無特別限定，例如在10kHz以上即可。
本發明中藉由對旋轉鑄模附加設置超音波裝置，且對熔融焊料施加超音波，則如上述可取得微細組織。又本發明之焊料合金之組成中，金屬間化合物之面積率也不會過高，而取得與最大結晶粒徑之平衡。其詳細機制雖為不明，但可推測為如以下所述。Sn-Cu焊料合金在凝固時生成SnCu化合物作為初晶，而產生因偏析所造成Cu量變得過高的場所，進而有形成粗大SnCu化合物的情況。因此，本發明藉由施加超音波等之微振動來抑制SnCu化合物之偏析，進而能抑制粗大SnCu化合物之生成。
被鑄入於鑄模之熔融焊料在到150℃程度為止係以10~50℃/s程度之冷卻速度受到冷卻。為了取得該冷卻速度，使旋轉鑄模之底部浸漬於冷卻水中，或使用冷卻器使冷卻水在鑄模內循環。
冷卻後之焊料合金係經由引導部而被誘導至鑄模之外部，且切斷成規定之長度。到達引導部之焊料合金係被冷卻至80~200℃程度。本發明之焊料合金由於即使在內部金屬間化合物仍為微細，故能抑制過往可能產生之引導部接觸時等之損傷。
切斷後之焊料合金係以焊料棒等之形態出貨。本發明之焊料合金不會因輸送時之衝撃而受到損傷。
[實施例]
(1)評價試料之製作
為了證明本發明之效果，藉由下述操作製作焊料棒並進行評價。在熔融爐中秤量原料，將熔融爐之設定溫度設成450℃進行熔融後，將熔融焊料鑄入於已使水進行循環之旋轉鑄模之溝內。冷卻速度大約為30℃/s。其次，對旋轉鑄模附加設置超音波振盪器，鑄入熔融焊料之際，在輸出5W下施加60kHz之超音波。
其後，藉由引導部將連續鑄造物從旋轉鑄模誘導至旋轉鑄模之外部。其次，切斷成適當長度，而製作出包括寬：10mm、長度：300mm之焊料棒而總計10m份之焊料棒。在以下說明評價方法。
(2)評價方法
(2-1)金屬間化合物(IMC)之面積率
切斷已製作之焊料棒之長度方向之中心部(橫剖面)，使用掃描型電子顯微鏡SEM(倍率：250倍)攝影組成像之圖形。解析取得之圖形而識別出金屬間化合物。金屬間化合物由於呈現深灰色，故從其色調來判斷金屬間化合物。將呈現深灰色之金屬間化合物之面積佔圖形區域之比例導出作為面積率。將面積率為20%以下評為「◎」，將超過20%且40%以下評為「○」，將超過40%評為「×」。只要係「◎」及「○」則在實用上不會有問題。本評價係能將在250倍下攝影之圖形區域之面積設想成焊料合金之剖面積，且將深灰色部分之總面積設想成剖面中之全金屬間化合物之面積。
(2-2)最大結晶粒徑
在從取得之圖形所辨識之金屬間化合物之中，以目視選擇最大之結晶粒。針對該結晶粒，以間隔成為最大之方式畫出平行之2條接線，並將該間隔設成最大結晶粒徑。最大結晶粒徑係將100μm以下評為「○」，將超過100μm評為「×」。
(2-3)(1)式
將乘上從上述(2-1)及(2-2)取得之結果而得之値為3000(μm・%)以下評為「○」，將超過3000(μm・%)評為「×」。
(2-4)焊料棒之損傷
焊料棒之損傷係以目視確認從凝固後至切斷為止之焊料棒。焊料棒若無缺陷、損傷、變形等發生則評為「○」，即便只有些許缺陷、損傷、變形等發生就評為「×」。
室溫下之焊料棒之損傷係設想為在輸送時，將寬：10mm、長度：300mm之焊料棒之6面當作評價面，使焊料棒從1m之高度將各評價面朝下並以手動之方式使其自由落體至混凝土面(計6次)，並以目視確認。上述之「1m之高度」係指從混凝土面至指焊料棒之評價面之高度。藉由該落下試驗，焊料棒若未發生新的缺陷、破裂等則評為「○」，若發生新的缺陷、破裂等則評為「×」。
以下展示評價結果。
從表1之結果，可清楚明白得知屬於本發明之實施例皆係在連續鑄造時不對焊料合金造成損傷等，且能連續地鑄造鑄造物。又，在冷卻至室溫後之落下試驗中也未發現焊料棒之損傷。
另一方面，比較例1及比較例2由於Cu含量過多，故金屬間化合物變得粗大，且在凝固後至切斷為止之焊料棒上確認到損傷。又，在室溫下之落下試驗中也更加產生缺陷或破裂。
比較例3及6由於並未對被鑄入鑄模之熔融焊料施加超音波，故在凝固後至切斷為止就發現損傷，且在室溫下之落下試驗中也發現新的缺陷或破裂。
比較例4、5及7由於並未對鑄入鑄模之熔融焊料施加超音波，故在凝固後至切斷為止就發現損傷，但由於Cu含量相對較少，故在室溫下之落下試驗中並未發現新的缺陷或破裂。比較例8中粗大之金屬間化合物之析出量為多，且在凝固後至切斷為止之焊料棒上確認到損傷。又，在室溫下之落下試驗中，更加產生缺陷或破裂。
並且，比較例1~8中，除了損傷等，在一隻焊料棒中也發現毛邊產生或厚度偏差，而無法製造出如實施例般之無毛邊且厚度固定之穩定焊料棒。
展示針對觀察表1所示之實施例與比較例之剖面之SEM圖形之結果。
圖1為實施例7之焊料合金之剖面圖形。如此圖形所明示，經施加超音波之實施例7之最大結晶粒徑變成明顯為100μm以下之58.50μm。又，可確認到實施例7之面積率為15%，且係明顯滿足(1)式。
圖2為實施例8、比較例4之剖面圖形，圖2(a)為實施例8之圖形，圖2(b)為比較例4之圖形。圖2(a)與圖2(b)各別係表示有無施加超音波而成之結晶粒徑之變化者。
得知實施例8之最大結晶粒徑為60.44μm且面積率為18.06%，並且滿足(1)式。實施例1~7、實施例9~29也係同樣地確認到最大結晶粒徑為100μm以下，且滿足(1)式。
另一方面，得知由於比較例4並未施加超音波，故最大結晶粒徑為超過100μm之108.72μm，且析出粗大之金屬間化合物。又，得知比較例4之面積率為28.12%，且並不滿足(1)式。得知該其他比較例也係同樣地最大結晶粒徑超過100μm，且並不滿足(1)式。
1.焊料合金之合金組成
(1)Cu：0.8~10%
本發明之焊料合金係能解決在容易生成粗大CuSn金屬間化合物之過共晶合金之情況下之課題。Cu含量在未滿0.7%時由於會成為亞共晶，故在凝固時之初晶為Sn，但在Cu含量超過0.7%時則由於會成為過共晶，故凝固時之初晶則成為SnCu化合物。在初晶為SnCu化合物之情況，熔融焊料在鑄模內之流動性劣化。但，在Cu含量僅些許高於0.7%之程度下，不會根據製造條件不同，而幾乎不存在鑄造時之金屬間化合物之影響。由於Cu含量越多變得越容易發揮本發明之效果，故Cu含量之下限為0.8%以上，以1.0%以上為佳，較佳為4.0%以上。
另一方面，Cu含量超過10%時，由於液相線溫度變高而導致作業性惡化。又，Cu含量超過10%時，金屬間化合物之面積率變得過大。並且，由於熔融焊料之黏度增加而導致鑄模內之流動性惡化，故會生成粗大之金屬間化合物。基於該等原因，而在凝固時產生破裂等。Cu含量之上限為10%以下，以8%以下為佳，較佳為7%以下。
(2)Ni：0.4%以下
Ni為能控制SnCu金屬間化合物之結晶粒徑之任意元素。Sn-Cu焊料合金在含有Ni時，Ni係均勻地分散於Cu 6Sn 5中而將金屬間化合物之粒徑予以微細化，且能抑制連續鑄造物之損傷。Ni含量在0.4%以下時，液相線溫度之上升由於成為在容許範圍內，故可保持良好作業性。Ni含量之上限係以0.2%以下為佳，較佳為0.15%。另一方面，為了使含有Ni之效果發揮，Ni含量之下限係以0.03%以上為佳，較佳為0.1%以上。
又，含有Ni時之本發明中之金屬間化合物較佳係主要為(Cu、Ni) 6Sn 5。「主要為(Cu、Ni) 6Sn 5」係指表示在觀察焊料合金之剖面時，(Cu、Ni) 6Sn 5之面積對金屬間化合物總面積之比為0.5以上。
(3)P：0.3%以下、Ge：0.3%以下、及Ga：0.3%以下之至少1種
該等元素係能抑制焊料合金之氧化且使熔融焊料之流動性提升之任意元素。含量之上限在0.3%以下時，由於可抑制液相線溫度上升，故至凝固為止之時間縮短而可抑制合金組織之粗大化。P含量之上限係以0.3%以下為佳，較佳為0.1%以下，更佳為0.025%以下。Ge含量及Ga含量之上限係分別係0.3%以下為佳，較佳為0.15%以下。另一方面，為了發揮該含有該等元素之效果，各元素之含量下限係以0.005%以上為佳，較佳為0.01%以上。
(4)選由下述群之至少1群之至少1種：合計5%以下之由Bi、In、Sb、Zn、及Ag之至少1種所成之群，以及，合計1%以下之由Mn、Cr、Co、Fe、Si、Al、Ti、及稀土類元素之至少1種所成之群
該等元素只要係Bi、In、Sb、Zn、及Ag之至少1種合計在5%以下；Mn、Cr、Co、Fe、Si、Al、Ti、及稀土類元素之至少1種合計在1%以下，則不對本發明之焊料合金之連續鑄造性造成影響。本發明中，稀土類元素係指將周期表中屬於第3族之Sc、Y，與該當於原子編號57~71之鑭族之15個元素加總而成之17種元素。
本發明亦可含有Bi、In、Sb、Zn、Ag、Mn、Cr、Co、Fe、Si、Al、Ti、及稀土類元素之至少1種。各別元素之含量較佳係Bi、In、Sb、Zn、及Ag之至少1種合計為5%以下；Mn、Cr、Co、Fe、Si、Al、Ti、及稀土類元素之至少1種合計為1%以下。更佳為Bi、In、Sb、Zn、及Ag之至少1種合計為1%以下；Mn、Cr、Co、Fe、Si、Al、Ti、及稀土類元素之至少1種合計為0.5%以下。
(5)殘餘部分：Sn
本發明之焊料合金之殘餘部分為Sn。前述元素之外，亦可含有無法避免之雜質。即使在含有無法避免之雜質之情況，仍不對前述效果造成影響。又，如後述般，本發明中即便將不含有之元素含有作為無法避免之雜質，仍不會對前述效果造成影響。
(6)合金組織
本發明之焊料合金在從焊料合金表面起算厚度為50μm以上之區域中，金屬間化合物之最大結晶粒徑為100μm以下。
關於Sn-Cu焊料合金，由於過往僅單著眼於焊料合金與電極之接合界面之結晶粒徑，故並無有關接合前之鑄造物本身之結晶粒徑的報告。又，過往在關於接合界面之檢討中，必須作成考慮到對接合對象之基板或電子零件等之影響後之製造條件，故並無法提高冷卻速度。
相對於此，關於Sn-Cu焊料合金，本發明中係反而藉由著眼於在焊料接合前之藉由連續鑄造所製造之連續鑄造物即焊料合金之合金組織，而首次成功解決連續鑄造時之課題者。
熔融焊料係從與鑄模之接觸面開始冷卻，而與自鑄模之接觸面最為遠離之中央部係在最後凝固。其係由於與鑄模之接觸面之冷卻速度比中央部之冷卻速度還快所致。又，冷卻速度越快則結晶粒徑變得越小。故，一般而言因鑄模而冷卻之鑄造物在中央部會比表面還要變得更微細。
但，連續鑄造時之損傷即便僅係在焊料合金之表面附近成為微細之組織，仍無法抑制。又，若易脆且粗大之金屬間化合物在凝固時大量生成時，並無法形成焊料合金之主體(bulk)。此種金屬間化合物若存在於內部時，由於在內部會產生大裂縫，即便在因表面附近之微細組織而在表面不出現裂縫且無法發現外觀上損傷之情況，在連續鑄造之後步驟仍有造成連續鑄造物損傷之憂慮。並且，假設即使已規定焊料合金內部之平均結晶粒徑，就算僅只有存在1個粗大之金屬間化合物，仍會導致焊料合金之損傷。因此，本發明之焊料合金規定焊料合金內部中之最大結晶粒徑，且由於該最大結晶粒徑為小，故在連續鑄造時仍可抑制損傷。
本發明之最大結晶粒徑係規定成如以下之方式者。觀察鑄造物之剖面圖形來辨識出金屬間化合物，並以目視選擇最大之結晶粒。對於該結晶粒，以間隔成為最大之方式畫出平行之2條接線，並將該間隔設為最大結晶粒徑。
由於最大結晶粒徑越小則連續鑄造性越為優異，故最大結晶粒徑之上限為100μm以下，以80μm以下為佳，較佳為60.44μm以下，更佳為58.50μm以下，特佳為50μm以下。
金屬間化合物係因應構成元素而生成。本發明中，含有Sn、Cu、及Ni之合金組成中之金屬間化合物係如前述主要為(Cu、Ni) 6Sn 5。
又，本發明在從減低易脆金屬間化合物之析出量而抑制損傷之觀點，於焊料合金中所佔之金屬間化合物之面積率係以40%以下為佳，以30%以下為較佳，以20%以下為更佳，以18.06%以下為特佳，以15.15μm以下為最佳。
更進一步，Sn-Cu焊料合金中，金屬間化合物之結晶粒徑為小，且易脆金屬間化合物之析出量為少時，能更加抑制損傷。本發明之焊料合金係以滿足在考慮到兩者平衡後之下述(1)式為佳。
最大結晶粒徑(μm)×於焊料合金中所佔之金屬間化合物之面積率(%)≦3000(μm・%) ・・・(1)。
「於焊料合金中所佔之金屬間化合物之面積率」係指表示切斷焊料合金之切剖面之面積，與存在於該切剖面之金屬間化合物之面積的比率(%)。上述(1)式之右邊係較佳為2500μm・%，更佳為1500μm・%。
2.焊料接點
焊料接點係使用在例如半導體封裝中IC晶片與該基板(插入物(interposer))之連接，或半導體封裝與印刷配線板之連接。在此，「焊料接點」係指電極之連接部。
3.焊料合金之製造方法
本發明之焊料合金之製造方法係例如以連續鑄造法來製造。連續鑄造法係首先以成為規定合金組成之方式將原料投入於熔融爐並加熱至350~500℃程度來將原料熔融。
原材料全部熔融後，將熔融爐中之熔融焊料連續地鑄入於旋轉鑄模。
旋轉鑄模係例如在環狀板之寬度方向中央部設有溝之形狀。將熔融焊料鑄入之際，使旋轉鑄模進行旋轉並同時使熔融焊料鑄入於鑄模之溝。熔融焊料對鑄模之供給量係因應鑄模之旋轉數及對鑄模內之熔融焊料所施加之超音波等之微振動頻率來適宜調整。例如，在施加超音波之情況，將超音波振動裝置附加設置於旋轉鑄模之側面來進行。本發明中，對熔融焊料施加之超音波之頻率並無特別限定，例如在10kHz以上即可。
本發明中藉由對旋轉鑄模附加設置超音波裝置，且對熔融焊料施加超音波，則如上述可取得微細組織。又本發明之焊料合金之組成中，金屬間化合物之面積率也不會過高，而取得與最大結晶粒徑之平衡。其詳細機制雖為不明，但可推測為如以下所述。Sn-Cu焊料合金在凝固時生成SnCu化合物作為初晶，而產生因偏析所造成Cu量變得過高的場所，進而有形成粗大SnCu化合物的情況。因此，本發明藉由施加超音波等之微振動來抑制SnCu化合物之偏析，進而能抑制粗大SnCu化合物之生成。
被鑄入於鑄模之熔融焊料在到150℃程度為止係以10~50℃/s程度之冷卻速度受到冷卻。為了取得該冷卻速度，使旋轉鑄模之底部浸漬於冷卻水中，或使用冷卻器使冷卻水在鑄模內循環。
冷卻後之焊料合金係經由引導部而被誘導至鑄模之外部，且切斷成規定之長度。到達引導部之焊料合金係被冷卻至80~200℃程度。本發明之焊料合金由於即使在內部金屬間化合物仍為微細，故能抑制過往可能產生之引導部接觸時等之損傷。
切斷後之焊料合金係以焊料棒等之形態出貨。本發明之焊料合金不會因輸送時之衝撃而受到損傷。
[實施例]
(1)評價試料之製作
為了證明本發明之效果，藉由下述操作製作焊料棒並進行評價。在熔融爐中秤量原料，將熔融爐之設定溫度設成450℃進行熔融後，將熔融焊料鑄入於已使水進行循環之旋轉鑄模之溝內。冷卻速度大約為30℃/s。其次，對旋轉鑄模附加設置超音波振盪器，鑄入熔融焊料之際，在輸出5W下施加60kHz之超音波。
其後，藉由引導部將連續鑄造物從旋轉鑄模誘導至旋轉鑄模之外部。其次，切斷成適當長度，而製作出包括寬：10mm、長度：300mm之焊料棒而總計10m份之焊料棒。在以下說明評價方法。
(2)評價方法
(2-1)金屬間化合物(IMC)之面積率
切斷已製作之焊料棒之長度方向之中心部(橫剖面)，使用掃描型電子顯微鏡SEM(倍率：250倍)攝影組成像之圖形。解析取得之圖形而識別出金屬間化合物。金屬間化合物由於呈現深灰色，故從其色調來判斷金屬間化合物。將呈現深灰色之金屬間化合物之面積佔圖形區域之比例導出作為面積率。將面積率為20%以下評為「◎」，將超過20%且40%以下評為「○」，將超過40%評為「×」。只要係「◎」及「○」則在實用上不會有問題。本評價係能將在250倍下攝影之圖形區域之面積設想成焊料合金之剖面積，且將深灰色部分之總面積設想成剖面中之全金屬間化合物之面積。
(2-2)最大結晶粒徑
在從取得之圖形所辨識之金屬間化合物之中，以目視選擇最大之結晶粒。針對該結晶粒，以間隔成為最大之方式畫出平行之2條接線，並將該間隔設成最大結晶粒徑。最大結晶粒徑係將100μm以下評為「○」，將超過100μm評為「×」。
(2-3)(1)式
將乘上從上述(2-1)及(2-2)取得之結果而得之値為3000(μm・%)以下評為「○」，將超過3000(μm・%)評為「×」。
(2-4)焊料棒之損傷
焊料棒之損傷係以目視確認從凝固後至切斷為止之焊料棒。焊料棒若無缺陷、損傷、變形等發生則評為「○」，即便只有些許缺陷、損傷、變形等發生就評為「×」。
室溫下之焊料棒之損傷係設想為在輸送時，將寬：10mm、長度：300mm之焊料棒之6面當作評價面，使焊料棒從1m之高度將各評價面朝下並以手動之方式使其自由落體至混凝土面(計6次)，並以目視確認。上述之「1m之高度」係指從混凝土面至指焊料棒之評價面之高度。藉由該落下試驗，焊料棒若未發生新的缺陷、破裂等則評為「○」，若發生新的缺陷、破裂等則評為「×」。
以下展示評價結果。
從表1之結果，可清楚明白得知屬於本發明之實施例皆係在連續鑄造時不對焊料合金造成損傷等，且能連續地鑄造鑄造物。又，在冷卻至室溫後之落下試驗中也未發現焊料棒之損傷。
另一方面，比較例1及比較例2由於Cu含量過多，故金屬間化合物變得粗大，且在凝固後至切斷為止之焊料棒上確認到損傷。又，在室溫下之落下試驗中也更加產生缺陷或破裂。
比較例3及6由於並未對被鑄入鑄模之熔融焊料施加超音波，故在凝固後至切斷為止就發現損傷，且在室溫下之落下試驗中也發現新的缺陷或破裂。
比較例4、5及7由於並未對鑄入鑄模之熔融焊料施加超音波，故在凝固後至切斷為止就發現損傷，但由於Cu含量相對較少，故在室溫下之落下試驗中並未發現新的缺陷或破裂。比較例8中粗大之金屬間化合物之析出量為多，且在凝固後至切斷為止之焊料棒上確認到損傷。又，在室溫下之落下試驗中，更加產生缺陷或破裂。
並且，比較例1~8中，除了損傷等，在一隻焊料棒中也發現毛邊產生或厚度偏差，而無法製造出如實施例般之無毛邊且厚度固定之穩定焊料棒。
展示針對觀察表1所示之實施例與比較例之剖面之SEM圖形之結果。
圖1為實施例7之焊料合金之剖面圖形。如此圖形所明示，經施加超音波之實施例7之最大結晶粒徑變成明顯為100μm以下之58.50μm。又，可確認到實施例7之面積率為15%，且係明顯滿足(1)式。
圖2為實施例8、比較例4之剖面圖形，圖2(a)為實施例8之圖形，圖2(b)為比較例4之圖形。圖2(a)與圖2(b)各別係表示有無施加超音波而成之結晶粒徑之變化者。
得知實施例8之最大結晶粒徑為60.44μm且面積率為18.06%，並且滿足(1)式。實施例1~7、實施例9~29也係同樣地確認到最大結晶粒徑為100μm以下，且滿足(1)式。
另一方面，得知由於比較例4並未施加超音波，故最大結晶粒徑為超過100μm之108.72μm，且析出粗大之金屬間化合物。又，得知比較例4之面積率為28.12%，且並不滿足(1)式。得知該其他比較例也係同樣地最大結晶粒徑超過100μm，且並不滿足(1)式。
[圖1]圖1為實施例7之焊料合金之剖面圖形。
[圖2]圖2為實施例8、及比較例4之焊料合金之剖面圖形，圖2(a)為實施例8之圖形，圖2(b)為比較例4之圖形。
[圖2]圖2為實施例8、及比較例4之焊料合金之剖面圖形，圖2(a)為實施例8之圖形，圖2(b)為比較例4之圖形。
Claims (10)
- 一種焊料合金，其特徵為具有以質量%計Cu：0.8~10%，殘餘部分由Sn所構成之合金組成且具有金屬間化合物之焊料合金，其中自前述焊料合金之表面起算厚度為50μm以上之區域中，前述金屬間化合物之最大結晶粒徑為100μm以下。
- 如請求項1之焊料合金，其中前述合金組成以質量%計更含有Ni：0.4%以下。
- 如請求項2之焊料合金，其中前述金屬間化合物主要為(Cu、Ni)6Sn5。
- 如請求項1~3中任一項之焊料合金，其中前述合金組成以質量%計更含有P：0.3%以下、Ge：0.3%以下，及Ga：0.3%以下之至少1種。
- 如請求項1~3中任一項之焊料合金，其中前述合金組成更含有選由下述群之至少1群之至少1種；合計5%以下之由Bi、In、Sb、Zn、及Ag之至少1種所成之群，以及，合計1%以下之由Mn、Cr、Co、Fe、Si、Al、Ti、及稀土類元素之至少1種所成之群。
- 如請求項4之焊料合金，其中前述合金組成更含有選由下述群之至少1群之至少1種；合計5%以下之由Bi、In、Sb、Zn、及Ag之至少1種所成之群，以及，合計1%以下之由Mn、Cr、Co、Fe、Si、Al、Ti、及稀土類元素之至少1種所成之群。
- 如請求項1~3中任一項之焊料合金，其係滿足下述(1)式；前述最大結晶粒徑(μm)×於前述焊料合金中所佔之前述金屬間化合物之面積率(%)≦3000(μm‧%)‧‧‧(1)。
- 如請求項4之焊料合金，其係滿足下述(1)式；前述最大結晶粒徑(μm)×於前述焊料合金中所佔之前述金屬間化合物之面積率(%)≦3000(μm‧%)‧‧‧(1)。
- 如請求項5之焊料合金，其係滿足下述(1)式；前述最大結晶粒徑(μm)×於前述焊料合金中所佔之前述金屬間化合物之面積率(%)≦3000(μm‧%)‧‧‧(1)。
- 如請求項6之焊料合金，其係滿足下述(1)式；前述最大結晶粒徑(μm)×於前述焊料合金中所佔之前述金屬間化合物之面積率(%)≦3000(μm‧%)‧‧‧(1)。
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