TWI694885B - 焊料合金及焊接接頭 - Google Patents

Abstract

為了提供抗拉強度高、可抑制Ni浸蝕並抑制接合界面的氣孔發生之焊料合金及焊接接頭。 焊料合金，以質量%計，合金組成係包含Ag：1~4%、Cu：0.1~1.0%、Ni：0.005~0.09%、Co：0.0025 ~0.1%、P：0.001~0.015%且剩餘部分為Sn，該合金組成滿足下述(1)式：

Description

焊料合金及焊接接頭

本發明係關於具有高抗拉強度且能抑制Ni浸蝕(erosion)及接合界面的氣孔(void)發生之焊料合金及焊接接頭。

近年，電子機器是要求高集成化、大容量化、高速化。例如採用QFP(四面扁平封裝，Quad Flat Package)等的半導體封裝，而謀求半導體晶片級之高集成化、高功能化。在QFP的製造採用：將從矽晶圓切出之矽晶片黏晶(die bonding)於引線框架之封裝程序。

在接合像BGA(球形陣列，Ball Grid Array)那樣的微小電極之QFP，矽晶片和引線框架是利用焊料合金進行黏晶而形成焊接接頭。在矽晶片，為了改善與焊料的潤濕性而使密合強度提高，例如形成有在最外層具備Ni層之背墊金屬(back metal)。但，若最外層的Ni層與熔融焊料接觸，Ni層會在熔融焊料中熔融而產生Ni浸蝕。在此，通常為了抑制Ni往矽晶片擴散，在背墊金屬形成有Ti等的障壁層。若Ni浸蝕進展而使Ti層露出，因為焊料合金對Ti的潤濕性非常差，會導致背墊金屬無法將熔融焊料潤濕。此外，縱使讓Ni層殘存一點點，Ni原子會往熔融焊料中擴散，但Ti在Ni中幾乎不擴散。因此，在障壁層之Ti層和Ni層的界面，原子大小的氣孔會增加，導致殘存一點點的Ni層和Ti層之界面的密合強度極端降低。結果，有黏晶後的接合部之耐衝撃性、耐熱循環性變差的情形。如此般，讓背墊金屬之Ni層殘存，在黏晶方面是極重要的。

然而，從前，Sn-Ag-Cu焊料合金被廣泛使用，也被使用於黏晶。然而，在使用該焊料合金的情況，在近年種種要求當中，有必須改善耐熱循環性、耐衝撃性、耐變色性的情況。於是，關於從前被廣泛使用的Sn-Ag-Cu焊料合金，為了改善這些特性而有各種的探討。

例如在專利文獻1揭示一種焊料合金，是在Sn-Ag-Cu焊料合金中，作為任意元素而含有Co、Ni，且作為選擇性的必須元素而含有P等。其揭示出，該焊料合金，當含有Co、Ni的情況顯現耐熱循環性，當含有P的情況顯現耐衝撃性、耐變色性。 [先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特許第4144415號公報

[發明所欲解決之問題]

如上述般，在專利文獻1揭示的焊料合金，是可同時發揮耐衝撃性、耐變色性及耐熱循環性這3種效果之優異的合金。但在合金設計方面，仍有進一步改善的餘地。

在專利文獻1的實施例4揭示的合金組成，是在Sn-Ag-Cu焊料合金中同時含有P、Co及Ni。而且在專利文獻1的實施例14揭示的合金組成，相較於實施例4是不含Co。在此，在專利文獻1是如前述般記載著，因為Co、Ni顯現耐熱循環性，乃是宜含有的任意元素。如此般，同時含有Ni及Co兩元素之實施例4，應該比僅含有Ni之實施例14具有更佳的耐熱循環性。然而，實施例4和實施例14顯示耐熱循環性為同等的結果。這應是起因於：實施例14的Cu含量為實施例4的1/10、實施例14含有Sb。

此外，在專利文獻1記載著Ag是讓焊接性提高的元素，其意圖是藉由使熔融焊料充分潤濕而獲得高耐衝撃性。然而，比實施例4含有更多Ag之實施例3反而耐衝撃性差。這應是起因於：實施例3相較於實施例4，P含量多且不含Co。

焊料合金，雖各元素存在固有的添加意義，但其是所有的構成元素組合成一體者，因為各構成元素會相互影響，構成元素必須就全體而言均衡地含有。專利文獻1所記載的焊料合金，是將各構成元素的含量分別個別地最佳化，在專利文獻1申請時，為了獲得專利文獻1所記載的效果應是足夠的。但在具有同樣的構成元素之焊料合金，為了對應於近年的要求而要讓其他特性提高的情況，除了將各構成元素的含量分別最佳化，還必須將構成元素均衡地含有。

在專利文獻1所記載的發明，雖是假想像BGA那樣之微小電極的情況來進行合金設計，縱使是作為接合面積大之黏晶來使用的情況，也無法忽視外部應力所造成的斷裂，因此要求焊料合金本身的強度提高。此外，在進行像黏晶那樣之接合面積大的焊接的情況，除了抑制Ni浸蝕、Ni擴散以外，還要求抑制在接合界面的氣孔發生。

如此般，隨著近年之電子機器的高集成化、大容量化、高速化，變得要求不僅在BGA，甚至在QFP所採用的黏晶也能適用之焊料合金。

本發明是為了提供一種焊料合金及焊接接頭，其抗拉強度高，可抑制Ni浸蝕並抑制接合界面的氣孔發生。 [解決問題之技術手段]

焊料合金是由2種以上的元素所構成，各個單獨的效果雖會對焊料合金全體的特性造成影響，但如前述般，因為是由所有的構成元素組合成一體者，各構成元素彼此相關。因此，本發明人等著眼於，縱使是與專利文獻1所記載的焊料合金相同的構成元素，為了不限於BGA而甚至連QFP也能對應之抗拉強度高且能抑制Ni浸蝕、氣孔發生之合金設計。具體而言，本發明人等，將各構成元素的添加意義重新探討後，為了提高抗拉強度並抑制Ni浸蝕及氣孔發生，考慮各構成元素的均衡而進行詳細地組成探索。

首先，在Sn-Ag-Cu焊料合金，進行為了抑制Ni浸蝕的探討。本發明人等考慮，如果將Ni含量增加而使液相線溫度急劇上昇，可抑制Ni浸蝕。亦即，本發明人等，縱使在背墊金屬的Ni層發生浸蝕的情況，為了使該浸蝕止於最低限度而嘗試了合金設計。具體而言，為了僅將熔融焊料之Ni含量增加一點點就使液相線溫度急劇上昇，詳細地調查Ni含量、液相線溫度的上昇開始溫度及上昇率的關係。結果明白了，當Co含量在既定的範圍內，在Ni稍微增加的情況，液相線溫度開始上昇且急劇上昇。因此，本發明人等著眼於，為了抑制Ni浸蝕，Co和Ni的含有比是必要的。

接下來，為了抑制在接合界面的氣孔發生，本發明人等著眼於P含量。P在與Sn共存的情況，會吸收大氣中的氧而形成磷酸錫，這是已知的。磷酸錫，在熔融焊料的表面是以脆且薄的氧化膜的形式來形成，該氧化膜，藉由熔融焊料本身的對流、將晶片載置於熔融焊料上時施加於熔融焊料之外壓就能輕易地破壞，因此並不會阻害熔融焊料的對流。因此，含有P的焊料合金，可將在接合界面發生的氣孔往外部排出。為了抑制Ni浸蝕、氣孔發生，將Co、Ni及P均衡良好地配合是必要的。

再者，為了藉由添加Ag以在結晶粒界讓Ag ₃Sn析出而使焊料合金的強度提高，Ag含量的均衡也必須考慮。

於是，本發明人等，在Sn-Ag-Cu-Ni-Co-P焊料合金，考慮Co和Ni的含有比、P含量及Ag含量之綜合均衡進行詳細探討的結果，明白了顯現高抗拉強度且抑制Ni浸蝕及氣孔發生而完成本發明。

基於該等認知而得之本發明如下所述。 (1)一種焊料合金，其特徵在於，以質量%計，合金組成係包含Ag：1~4%、Cu：0.1~1.0%、Ni：0.005~0.09%、Co：0.0025~0.1%、P：0.001~0.015%且剩餘部分為Sn，該合金組成滿足下述(1)式。

上述(1)式中，Ni、P、Ag及Co表示各自合金組成的含量(質量%)。

(2)如上述(1)所述之焊料合金，液相線溫度為320℃以下。 (3)如上述(1)或上述(2)所述之焊料合金，液相線溫度和固相線溫度之差ΔT為120℃以下。

(4)如上述(1)~上述(3)中任1項所述之焊料合金，合金組成滿足下述(2)式。

上述(2)式中，Ni、P、Ag及Co表示各自合金組成的含量(質量%)。

(5)一種焊接接頭，係具有如上述(1)~上述(4)中任1項所述之焊料合金。

將本發明如以下般詳細地說明。在本說明書中，關於焊料合金組成之「%」，只要沒有特別指定都是指「質量%」。

1. 合金組成 (1) Ag：1~4% Ag是在結晶粒界讓微細的Ag ₃Sn析出而使焊料合金之強度提高的元素。Ag含量未達1%時，Ag的添加效果無法充分發揮。Ag含量的下限為1%以上，較佳為1.5%以上，更佳為2%以上。另一方面，Ag含量過多時，會使粗大的Ag ₃Sn析出，造成強度劣化。Ag含量的上限為4%以下，較佳為3.5%以下，更佳為3%以下。

(2) Cu：0.1~1.0% Cu是可抑制Cu浸蝕並謀求Cu ₆Sn ₅所致之析出強化的元素。Cu含量未達0.1%時，Cu ₆Sn ₅的析出量少且有較脆的SnNi化合物析出，焊料合金本身變脆。Cu含量的下限為0.1%以上，較佳為0.2%以上，更佳為0.3%以上，再佳為0.4%以上，特佳為0.5%以上。另一方面，Cu含量超過1.0%時，焊料合金之液相線溫度高而難以熔融。Cu含量的上限為1.0%以下，較佳為0.8%以下，更佳為0.7%以下，特佳為0.6%以下。

(3) Ni：0.005~0.5% Ni，和Cu同樣的是能控制焊料合金的液相線溫度並制Ni浸蝕的元素。Ni含量未達0.005%時，Ni的添加效果難以發揮。Ni含量的下限為0.005%以上，較佳為0.01%以上，更佳為0.02%以上，再佳為0.03%以上，特佳為0.04%以上。另一方面，Ni含量超過0.5%時，焊料合金的液相線溫度高而難以熔融。Ni含量的上限為0.5%以下，較佳為0.2%以下，更佳為0.1%以下，再佳為0.09%以下，特佳為0.07%以下。

(4) Co：0.0025~0.1% Co是控制焊料合金的液相線溫度且有助於焊料合金的組織微細化之元素。在Ni存在下有Co共存時，縱使Ni含量為少量仍能使液相線溫度提高而抑制Ni浸蝕。Co含量未達0.0025%時，Co的添加效果難以發揮。Co含量的下限為0.0025%以上，較佳為0.005%以上，更佳為0.01%以上。另一方面，Co含量超過0.1%時，焊料合金的液相線溫度高而難以熔融。Co含量的上限為0.1%以下，較佳為0.09%以下，更佳為0.08%以下，再佳為0.05%以下，特佳為0.04%以下，最佳為0.03%以下，0.02%以下為最合適。

(5) P：0.001~0.015% P，是為了在以Sn為主成分之焊料合金中形成磷酸錫而阻害強固的氧化錫之形成並能改善潤濕性的元素。當不含P的情況，氧化錫會形成於熔融焊料的表面。因為氧化錫很強固而難以破壞，熔融焊料會在氧化錫的內部對流，在接合界面所產生的氣孔無法往外部排除。另一方面，在焊料合金中添加的P，會和氛圍中的O及熔融焊料中的Sn反應，而在熔融焊料的表面形成脆且薄的氧化膜。該氧化膜因為很脆，藉由熔融焊料本身的對流、載置晶片時從晶片施加的外力可輕易地破壞。因此，在接合界面產生的氣孔，可伴隨熔融焊料的對流而往外部排除。

P含量未達0.001%時，因為有氧化錫產生，上述的效果難以發揮。P含量的下限為0.001%以上，較佳為0.002%以上。另一方面，P含量過多時，液相線溫度高而難以熔融。P含量的上限為0.015%以下，較佳為0.01%以下，更佳為0.007%以下，特佳為0.005%以下。

(6)剩餘部分：Sn 本發明的焊料合金之剩餘部分為Sn。除了前述元素以外亦可含有其他不可避免的雜質。縱使是含有不可避免的雜質的情況，也不會影響前述的效果。

(7) (1)式、(2)式 本發明滿足下述(1)式。

上述(1)式中，Ni、P、Ag及Co表示各自合金組成的含量(質量%)。

本發明的焊料合金，藉由滿足(1)式，使Ni、Co、Ag及P含量的均衡最佳化，因此可顯現高抗拉強度，並能抑制Ni浸蝕及氣孔。

在本發明的Sn-Ag-Cu-Ni-Co-P焊料合金中，為了兼顧高抗拉強度、抑制Ni浸蝕及氣孔發生，必須考慮Ni、Co、Ag及P含量的均衡。

更詳細的說，關於Ni浸蝕，如果僅將熔融焊料中的Ni含量增加一點點就使液相線溫度急劇上昇，即可抑制來自Ni層之Ni的溶出。當Co和Ni共存的情況，若Ni含量增加一點點，液相線溫度會急劇增加。利用此現象，縱使Ni層的Ni在熔融焊料溶出一點點，仍可將Ni浸蝕止於最低限度。因此，基於控制液相線溫度的觀點，在本發明的焊料合金，必須將兩者的含有比詳細地規定。

此外，關於氣孔，著眼於在熔融焊料的表面所形成之氧化膜的性質，必須讓熔融焊料的對流所致之氣孔的排出功能發揮。為了維持該氣孔排出功能，本來就不應在熔融焊料的表面讓氧化膜形成，但因為通常的焊接是在大氣中進行，要抑制氧化膜的形成本身是困難的。以Sn為主成分之焊料合金，在熔融時會在熔融焊料的表面形成強固的氧化錫之膜，縱使熔融焊料進行對流，氧化錫的膜仍會阻害在接合界面產生的氣孔之排出。相對於此，含有P之焊料合金是在熔融焊料的表面形成磷酸錫的膜，磷酸錫的膜又薄又脆而會被熔融焊料的對流本身破壞，因此可維持熔融焊料的對流所致之氣孔排出功能。結果能抑制氣孔的生成。

再者，在本發明，必須讓焊料合金的強度提高。Ag的添加所致之Ag ₃Sn的生成可使焊料合金的強度提高，Co所致之合金組織的微細化也能使焊料合金的強度提高。若其中一方過多，液相線溫度會上昇，在例如240℃左右無法熔融，而無法形成焊接接頭。若其中一方過少，無法獲得焊料合金的強度。此外，本發明的焊料合金之Ag ₃Sn析出量，除了Ag含量在上述範圍，在合金性質上更直接或間接取決於之該等元素的均衡。又在本發明的焊料合金，Cu ₆Sn ₅所致之析出強化的貢獻比不上Ag ₃Sn所致之強度提高，因此在(1)式可不考慮Cu。

基於以上說明，本發明的焊料合金，為了使高抗拉強度、抑制Ni浸蝕、及抑制氣孔發生這3者同時成立，必須滿足(1)式。縱使是Sn-Ag-Cu-Ni-Co-P焊料合金，當不滿足(1)式的情況，上述效果當中之至少任一效果無法發揮。

(1)式的下限超過0.00020，較佳為0.00042以上、0.00063以上、0.00074以上、0.00150以上、0.00167以上、0.00208以上、0.00250以上、0.00292以上、0.00333以上、0.00389以上。

另一方面，(1)式的上限為未達0.025，較佳為0.01667以下、0.01500以下、0.01333以下、0.01167以下、0.01000以下、0.00833以下、0.00667以下。

為了將(1)式的效果充分發揮，(1)式較佳為下述(2)式。

上述(2)式中，Ni、P、Ag及Co表示各自前述合金組成的含量(質量%)。

(8) 焊料合金的液相線溫度、固相線溫度、ΔT 本發明的焊料合金，縱使液相線溫度比Sn-Ag-Cu焊料合金更高，因為固相的析出狀態不同，可抑制熔融焊料的流動性劣化，基於利用熔融焊料的對流可將氣孔往外部排出的觀點是理想的。本發明的液相線溫度，較佳為320℃以下，更佳為290℃以下，再佳為270℃以下，特佳為250℃以下，最佳為240℃以下。如果液相線溫度為240℃以下，基於在與先前廣泛使用之Sn-Ag-Cu焊料合金同等的240℃左右之加熱溫度可進行焊接的觀點，是理想的。

本發明之焊料合金的固相線溫度沒有特別的限定，為了避免液相線溫度和固相線溫度之溫度差ΔT變得過大，只要在200℃以上即可。

此外，只要ΔT在既定範圍內，固液共存區域會變窄，基於可抑制凝固時合金組織的偏析等之觀點是理想的。ΔT的範圍較佳為120℃以下、116℃以下、102℃以下、101℃以下、100℃以下、93℃以下、65℃以下、64℃以下、54℃以下、48℃以下、47℃以下、41℃以下、36℃以下、34℃以下、32℃以下、31℃以下、27℃以下、20℃以下。

3. 焊接接頭 本發明的焊接接頭，是適用於半導體封裝體的IC晶片和其基板(中介層，interposer)之連接、或半導體封裝體和印刷電路板之連接。在此，「焊接接頭」是指IC晶片和基板的連接部，包含電極的連接部、晶粒(die)和基板的連接部。

4.其他 使用了本發明的焊料合金之接合方法，可使用例如回焊法而依據通常方法來進行。加熱溫度可因應晶片的耐熱性、焊料合金的液相線溫度而適宜地調整。基於降低晶片的熱損傷之觀點，較佳為240℃左右。進行噴流焊接(flow soldering)的情況之焊料合金的熔融溫度可為比大致液相線溫度高20℃左右的溫度。此外，在使用本發明的焊料合金進行接合的情況，若考慮凝固時的冷卻速度可使組織變得更微細。例如以2~3℃/s以上的冷卻速度將焊接接頭冷卻。其他的接合條件，可因應焊料合金的合金組成適宜地調整。

本發明的焊料合金，藉由使用低α射線材料作為其原材料，可製造出低α射線合金。這樣的低α射線合金，若運用於記憶體周邊之焊料凸塊(bump)的形成，可抑制軟錯誤(soft error)。 [實施例]

針對表1所示的合金組成所構成之焊料合金，將液相線溫度、固相線溫度、Ni浸蝕、氣孔的有無如以下般進行評價。此外，抗拉強度也進行評價。

(1)液相線溫度、固相線溫度 製作表1的各焊料合金，測定焊料的熔融溫度。關於測定方法，固相線溫度是依JIS Z3198-1進行。液相線溫度則不採用JIS Z3198-1，而是依據與JIS Z3198-1的固相線溫度之測定方法同樣的利用DSC的方法來實施。

(2)Ni浸蝕 將板厚為250μm且由表1所示的合金組成所構成之預成型體(preform)搭載於Cu製引線框架。然後，將IC晶片搭載於焊料合金上，該IC晶片是在5mm×5mm×200μm ^t的矽晶片之基板接合面側具備背墊金屬。背墊金屬是依序積層有作為障壁層之0.05μm的Ti層、0.20μm的Ni層而成者。搭載方向設定成，在具備該背墊金屬之IC晶片中，使Ni層與焊料合金抵接。將搭載了焊料合金及IC晶片之基板以峰值溫度成為240℃的方式利用回焊爐加熱而進行黏晶。

接著，對於所獲得的引線框架之剖面，在SEM的監視器上放大30000倍，對於任意10處，算出Ni層的膜厚之平均值。膜厚的平均值相對於當初膜厚為40%以上的情況評價為「◎」，20%以上的情況評價為「○」，未達10%的情況評價為「×」。

(3)氣孔 對於上述(2)所製作之引線框架的剖面，使用X射線觀察裝置拍攝焊料接合部的透視影像。接著，算出在焊接接頭界面所產生之氣孔的面積率。氣孔面積率的平均值為10%以下評價為良(○)，10~25%評價為稍差(△)，超過25%評價為差(×)。

如表1所示般，在實施例1~31，每個合金組成都滿足各構成元素的含量及(1)式，因此看不到Ni浸蝕及接合界面的氣孔。此外還確認出，相較於比較例1~7顯現高抗拉強度。

另一方面，比較例1，因為超過(1)式的上限，Ag、Co、P及Ni的含量之均衡不佳，而產生了氣孔。比較例2，因為未達(1)式的下限，Ag、Co、P及Ni的含量之均衡不佳，Ni浸蝕惡化。

比較例3，因為Co含量多，液相線溫度變高，無法形成焊接接頭，因此未進行評價。比較例4，因為Ag含量少，Ag ₃Sn的析出量少，確認了相較於實施例1~31其抗拉強度低。比較例5，因為Ag含量過多，會使粗大的Ag ₃Sn析出，確認了相較於實施例1~31其抗拉強度低。

比較例6，因為Ni含量少，無法抑制Ni浸蝕。比較例7，因為Ni含量過多，液相線溫度變高，無法形成焊接接頭，因此未進行評價。

為了根據表1的結果使本發明的效果更明確，使用圖1及圖2做進一步說明。

圖1係焊接接頭的剖面SEM照片，圖1(a)係使用了實施例10的合金組成之焊接接頭的剖面SEM照片，圖1(b)係使用了比較參考例之Sn-3Ag-0.5Cu的合金組成之焊接接頭的剖面SEM照片。各SEM照片的「Si」表示Si晶片，是使用在最表面形成有Ni層者。相較於圖1(b)，可知在圖1(a)之(Cu，Ni)Sn金屬間化合物(IMC)的析出量少。因為比較參考例的合金組成不含Ni且不滿足(1)式，Ni層在接合時應會往熔融焊料進行浸蝕。此外，在圖1雖無法確認，藉由將所拍攝的SEM照片放大還確認出，在圖1(a)有Ni層殘存，相對於此，在圖1(b)則幾乎沒有Ni層殘存。

圖2係焊接接頭的剖面SEM照片，圖2(a)係使用了實施例10的合金組成之焊接接頭的剖面SEM照片，圖2(b)係使用了比較例2的合金組成之焊接接頭的剖面SEM照片。SEM照片的倍率為30000倍。在圖2(a)所示的實施例10，有Ni層殘存，另一方面，在圖2(b)所示的比較例2，幾乎沒有Ni層殘存。圖2(a)之Ni層的膜厚為0.09μm。該膜厚相對於焊接前之Ni層的膜厚為40%以上，可知Ni層大部分都殘存。相對於此，在圖2(b)，Ni層的膜厚為0.015μm。該膜厚相對於焊接前之Ni層的膜厚為未達10%，可知Ni層往熔融焊料進行浸蝕。

基於以上說明可知，本發明的焊料合金，抗拉強度高，可抑制Ni浸蝕並抑制接合界面的氣孔發生，因此可進行高品質的黏晶。

圖1係焊接接頭的剖面SEM照片，圖1(a)係使用了實施例10的合金組成之焊接接頭之剖面SEM照片，圖1(b)係使用了比較參考例之Sn-3Ag-0.5Cu的合金組成之焊接接頭的剖面SEM照片。 圖2係焊接接頭的剖面SEM照片，圖2(a)係使用了實施例10的合金組成之焊接接頭的剖面SEM照片，圖2(b)係使用了比較例2的合金組成之焊接接頭的剖面SEM照片。

Claims (9)

1. 一種焊料合金，其特徵在於，以質量%計，合金組成係包含Ag：1~4%、Cu：0.1~1.0%、Ni：0.005~0.09%、Co：0.005~0.09%、P：0.001~0.015%、且剩餘部分為Sn，該合金組成滿足下述(1)式：0.00020<(Ni/Co)×(1/Ag)×P<0.025 (1)上述(1)式中、Ni、P、Ag及Co表示各自前述合金組成的含量(質量%)。
2. 如請求項1所述之焊料合金，其中，液相線溫度為320℃以下。
3. 如請求項1或2所述之焊料合金，其中，液相線溫度和固相線溫度之差△T為120℃以下。
4. 如請求項1或2所述之焊料合金，其中，前述合金組成滿足下述(2)式：0.00389≦(Ni/Co)×(1/Ag)×P≦0.00667 (2)上述(2)式中，Ni、P、Ag及Co表示各自前述合金組成的含量(質量%)。
5. 如請求項3所述之焊料合金，其中，前述合金組成滿足下述(2)式： 0.00389≦(Ni/Co)×(1/Ag)×P≦0.00667 (2)上述(2)式中，Ni、P、Ag及Co表示各自前述合金組成的含量(質量%)。
6. 一種焊接接頭，其特徵在於，係具有如請求項1或2所述之焊料合金。
7. 一種焊接接頭，其特徵在於，係具有如請求項3所述之焊料合金。
8. 一種焊接接頭，其特徵在於，係具有如請求項4所述之焊料合金。
9. 一種焊接接頭，其特徵在於，係具有如請求項5所述之焊料合金。

Images