TWI706043B

TWI706043B - 焊接合金、焊接球、焊接預製件、焊接糊及焊接頭

Info

Publication number: TWI706043B
Application number: TW109106420A
Authority: TW
Inventors: 飯島裕貴; 野村光; 齋藤岳; 泉田尚子; 吉川俊策
Original assignee: 日商千住金屬工業股份有限公司
Priority date: 2019-03-27
Filing date: 2020-02-27
Publication date: 2020-10-01
Also published as: JP6624322B1; EP3715039B1; BR102020006258A2; PH12020050051A1; US11167379B2; TW202035726A; EP3715039A1; PT3715039T; CN111745321B; CN111745321A; ES2887831T3; US20200306895A1; KR102133347B1; MY188098A; JP2020157349A; MX2020003650A; KR102133347B9

Abstract

[課題]提供：不發生遺失、顯示優異的浸潤擴開、焊接後的接合介面處的金屬間化合物的生長被抑制、剪切強度試驗後的破壞模式為適當的焊接合金、焊接球、焊接預製件、焊接糊，及焊接頭。 [解決方案]一種焊接合金，其特徵為:焊接合金具有如下合金組成：以質量%計，包含Ag：3.2~3.8%、Cu：0.6~0.8%、Ni：0.01~0.2%、Sb：2~5.5%、Bi：1.5~5.5%、Co：0.001~0.1%、Ge：0.001~0.1%，以及餘量為Sn，且合金組成滿足下述(1)式。 2.93≤｛(Ge/Sn)+(Bi/Ge)｝×(Bi/Sn) (1) (1)式中，Sn、Ge，及Bi分別表示合金組成中的含量(質量%)。

Description

焊接合金、焊接球、焊接預製件、焊接糊及焊接頭

本發明所關於不產生遺失(missing)、顯示優異的浸潤擴開、焊接後的金屬間化合物的生長被抑制、剪切強度試驗後的破壞模式適當的焊接合金、焊接球、焊接預製件、焊接糊，及焊接頭。

近年來，汽車的汽車電子化推進，逐漸從汽油車向混合動力車，或電動汽車轉移。混合動力車或電動汽車搭載有將電子零件焊接於印刷基板的車載電子電路。車載電子電路被配置於振動環境較緩和的車室內，但根據用途的擴張而逐漸直接搭載於發動機室或變速器的儲油室內、以及機械裝置上。

如此，車載電子電路由於搭載區域的擴大而變得搭載於受到溫差、衝擊、振動等各種外部的負荷的部位。例如，搭載於發動機室的車載電子電路在發動機工作時有時被暴露於125℃以上這樣的高溫下。另一方面，發動機停止時，如果為寒冷地區則被暴露於-40℃以下這樣的低溫下。

因而，一直以來，作為用於連接基板與電子零件的合金，廣泛使用有Sn-Ag-Cu焊接合金。焊接合金的應用範圍逐漸愈發擴大，但伴隨於此，如車載等用途為代表那樣，逐漸期望在嚴苛的環境下亦能使用。而且同時逐漸要求即使在這樣的環境下長時間使用，在焊接頭亦不產生斷裂或劣化的高的連接可靠性。

然而，電子電路若被暴露於上述的溫差，則由於電子零件與印刷基板的熱膨脹係數的差異而在接合部集中應力。因此，如果使用以往的Sn-3Ag-0.5Cu焊接合金，則有接合部斷裂之虞，可以完成在溫差急劇的環境下亦抑制接合部的斷裂的焊接合金。

例如專利文獻1中公開了一種合金組成，其在Sn-Ag-Cu-Ni-Sb-Co系焊接合金中可含有Ge作為任意元素。同一文獻中亦記載了如下內容：Cu含量為0.5質量%的情況下，可發揮對Cu焊盤的防止Cu腐蝕效果，且可保持熔融時的焊接合金的黏度為良好的狀態，回流焊時的空隙的發生被抑制，形成的焊接接合部的耐熱衝擊性改善。

專利文獻2中公開了一種合金組成，其在Sn-Ag-Cu-Ni-Sb-Bi系焊接合金中含有Co或Ge作為任意元素。同一文獻中亦記載了如下內容：經由使Ag含量為1~3.1質量%的範圍，從而在溫差急劇的嚴苛的環境下可抑制焊接接合部的龜裂進展。

專利文獻3中，作為具有優異的熱循環特性的焊接合金，公開了一種合金組成，其在Sn-Ag-Cu-Sb-Bi-Co系焊接合金中，可含有Ni、In、Ga、Ge、P中的至少1種作為任意元素。同一文獻的實施例24中，研究了Sn-3.5Ag-0.7Cu-5.0Bi-5.0Sb-0.005Co-0.1Ni-0.1In-0.1Ga-0.1Ge-0.1P作為具體的合金組成。 [先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本專利第6200534號 [專利文獻2]日本特開2017-170464號 [專利文獻3]日本專利第5723056號

[發明所欲解決之問題]

專利文獻1中記載的焊接合金如前述，可發揮防止Cu腐蝕效果、空隙的抑制、耐熱衝擊特性的改善。然而，這樣的效果僅在Cu含量為0.5質量%時得到發揮，Cu含量稍偏離0.5質量%的情況下，無法發揮這樣的效果。由此，通用性極低，當然需要進一步的研究。

另外，通常Bi以某種程度固溶於Sn，因此，焊接合金若含有Bi，則Cu對Sn的擴散被抑制。專利文獻1中記載的焊接合金不含有Bi，因此認為，電極的Cu向Sn擴散，金屬間化合物層變得容易形成在接合介面。

專利文獻2中記載的焊接合金如前述，經由Ag含量為規定的範圍內，從而可以賦予焊接合金的機械強度。然而，若改善焊接合金的機械強度，則對焊接頭施加的應力在接合介面集中，在焊接頭的接合介面變得容易產生斷裂，因此，有時會成為作為焊接頭的最應避免的破壞模式。另外，Ag可提昇焊接合金的濕潤性，因此，認為需要某種程度的含量。

專利文獻3中記載的焊接合金含有In，因此，濕潤性降低，對焊接頭施加應力的情況下，有焊接頭在接合介面附近破壞之虞。

進一步，專利文獻1~3中，如前述，主要進行了著眼於熱循環特性的合金設計。然而，近年來，要求CPU(Central Processing Unit)等電子零件的小型化，不得不亦縮小電極。對於微小狹小電極，不取決於焊接球、焊接預製件、焊接糊這樣的形態，而根據焊接合金的性狀，在回流焊後不進行焊接的、所謂遺失的發生逐漸成為問題。

如此，以往，逐漸進行了著眼於熱循環特性的合金設計，但為了能應對近年來的電子零件的小型化，要求同時解決包含遺失的上述課題的焊接合金。

因此，本發明的課題在於，提供：不發生遺失、顯示優異的浸潤擴開、焊接後的接合介面處的金屬間化合物的生長被抑制、剪切強度試驗後的破壞模式為適當的焊接合金、焊接球、焊接預製件、焊接糊，及焊接頭。 [用以解決問題之手段]

本發明人等著眼於如下合金組成：在專利文獻1中記載的焊接合金中，Cu含量在規定的範圍內，為了抑制金屬間化合物的生長而含有Bi。而且，專利文獻2中記載的焊接合金中，本發明人等著眼於如下合金組成：藉由調整Ag含量為適當範圍，從而不使應力在接合介面集中，此外，提昇濕潤性。進一步，專利文獻3中記載的焊接合金中，如浸潤擴開性提昇且剪切強度試驗後的破壞部位從接合介面向焊接合金側遷移那樣，本發明人等著眼於不含有In的合金組成。

然而，得到了如下見解：以往的合金組成中的課題得到了某種程度的解決，但是遺失對於5個樣品會產生1個以上。因此，本發明人等進行了詳細的研究使得維持優異的濕潤性、金屬間化合物的生長抑制、破壞模式的適當化的同時，可抑制遺失的發生。

本發明人等發現：焊接合金的表面若被改性為緻密的組織則遺失被抑制，為了得到緻密的組織，關於構成元素詳細地進行了調查。其結果，獲得了如下見解：Bi與Ge、Sn與Ge，及Sn與Bi滿足規定關係式的情況下，偶然地亦能抑制遺失。進一步，還獲得了如下見解：全部構成元素分別落入規定的範圍且滿足上述關係式的情況下，能同時達成遺失的抑制、優異的浸潤擴開性、接合介面處的金屬間化合物的生長抑制，及剪切強度試驗後的破壞模式的適當化，完成了本發明。

根據該等見解得到的本發明如以下所述。 (1)一種焊接合金，其特徵為：具有如下合金組成：以質量%計，包含Ag：3.2~3.8%、Cu：0.6~0.8%、Ni：0.01~0.2%、Sb：2~5.5%、Bi：1.5~5.5%、Co：0.001~0.1%、Ge：0.001~0.1%，以及餘量為Sn，且合金組成滿足下述(1)式。

2.93≤｛(Ge/Sn)+(Bi/Ge)｝×(Bi/Sn) (1) (1)式中，Sn、Ge，及Bi分別表示合金組成中的含量(質量%)。

(2)如上述(1)項之焊接合金，其中，合金組成以質量%計進一步含有總計為0.1%以下的Mg、Ti、Cr、Mn、Fe、Ga、Zr、Nb、Pd、Pt、Au、La，及Ce中的至少一種。

(3)如上述(1)或上述(2)之焊接合金，其中，合金組成進一步滿足下述(2)式。

0.001＜(Ni/Co)×(1/Ag)×Ge＜0.15 (2) 上述(2)式中，Ni、Co、Ag，及Ge分別表示合金組成的含量(質量%)。

(4)一種焊接球，其具有上述(1)~上述(3)中任一項之焊接合金。 (5)一種焊接預製件，其具有上述(1)~上述(3)中任一項之焊接合金。

(6)一種焊接糊，其具有上述(1)~上述(3)中任一項之焊接合金。 (7)一種焊接頭，其具有上述(1)~上述(3)中任一項之焊接合金。

以下中對本發明更詳細地進行說明。本說明書中，關於焊接合金組成的「%」只要沒有特別指定就為「質量%」。

1. 焊接合金 (1) Ag：3.2~3.8% Ag為用於提昇焊接合金的濕潤性的元素。Ag含量若低於3.2%，則無法發揮上述效果。Ag含量的下限為3.2%以上、較佳為3.3%以上。另一方面，Ag含量若超過3.8%，則焊接合金的液相線溫度上升，反而濕潤性降低。Ag含量的上限為3.8%、較佳為3.7%以下、更較佳為3.6%以下。特別較佳為3.5%以下。

(2) Cu：0.6~0.8% Cu為經由提昇焊接頭的接合強度從而改善破壞模式、且提昇濕潤性的元素。Cu含量若低於0.6%，則無法發揮上述效果。Cu含量的下限為0.6%以上、較佳為0.65%以上。另一方面，Cu含量若超過0.8%，則由於濕潤性的降低而破壞模式在接合介面呈現出來。另外，由於液相線溫度的上升而濕潤性降低。Cu含量的上限為0.8%以下、較佳為0.75%以下。

(3) Ni：0.01~0.2% Ni為如下元素：妨礙焊接後Cu對Sn的擴散而抑制金屬間化合物的生長，另外，在接合介面生成的金屬間化合物變得微細，改善剪切強度試驗中的破壞模式。Ni含量若低於0.01%，則無法發揮上述效果。Ni含量的下限為0.01%以上、較佳為0.02%以上、更較佳為0.03%以上。另一方面，Ni含量如果超過0.2%，則由於液相線溫度的上升而濕潤性降低。Ni含量的上限為0.2%以下、較佳為0.1%以下、更較佳為0.07%以下、特別較佳為0.05%以下。

(4)Sb：2~5.5% Sb為如下元素：固溶於Sn相，經由抑制Cu從電極的擴散從而抑制金屬間化合物的生長。Sb含量若低於2%，則無法發揮上述效果。Sb含量的下限為2%以上、較佳為2.5%以上、更較佳為3.0%以上。另一方面，Sb含量若超過5.5%，則破壞模式向接合介面遷移，同時由於液相線溫度的上升而濕潤性降低。Sb含量的上限為5.5%以下、較佳為5.0%以下。

(5)Bi：1.5~5.5% Bi為如下元素：固溶於Sn相，經由抑制Cu從電極的擴散從而抑制金屬間化合物之生長的元素。Bi含量若低於1.5%，則無法發揮上述效果。Bi含量的下限為1.5%以上、較佳為2.5%以上、更較佳為3.2%以上。另一方面，Bi含量若超過5.5%，則破壞模式向接合介面遷移。Bi含量的上限為5.5%以下、較佳為5.0%以下。

(6)Co：0.001~0.1% Co為如下元素：焊接後妨礙Cu向Sn的擴散，抑制金屬間化合物的生長，另外，在接合介面生成的金屬間化合物變得微細，改善剪切強度試驗中的破壞模式。Co含量若低於0.001%，則無法發揮上述效果。Co含量的下限為0.001%以上、較佳為0.005%以上、更較佳為0.008%以上。另一方面，Co含量若超過0.1%，則接合介面的金屬間化合物層變厚，因此，破壞模式向接合介面遷移。另外，液相線溫度上升，因此，濕潤性降低。Co含量的上限為0.1%以下、較佳為0.05%以下、更較佳為0.01%以下。

(7)Ge：0.001~0.1% Ge為進行焊接時抑制遺失的元素。Ge含量若低於0.001%，則無法發揮上述效果。Ge含量的下限為0.001%以上、較佳為0.005%以上、更較佳為0.007%以上。另一方面，Ge含量若超過0.1%，則破壞模式向接合介面遷移，同時濕潤性降低。Ge含量的上限為0.1%以下、較佳為0.05%以下、更較佳為0.010%以下。

(8) (1)式 2.93≤｛(Ge/Sn)+(Bi/Ge)｝×(Bi/Sn) (1) (1)式中，Sn、Ge，及Bi分別表示合金組成中的含量(質量%)。

本發明的焊接合金必須滿足(1)式。即使上述構成元素的含量為各自的範圍內，若不滿足(1)式則亦發生遺失。

遺失可經由焊接合金的最表面被改性為緻密的組織從而被抑制。Sn、Bi，及Ge分別在焊接合金的最表面濃化，但僅憑藉該等元素單純地在焊接合金的最表面濃化，不會達到最表面的改性，無法抑制遺失。經由滿足(1)式，從而焊接合金的最表面改性，可抑制遺失的理由不清楚，但如以下推定。

Bi與Ge、及Sn與Ge分別析出包晶，Sn與Bi析出雙晶。於此，Ge如下存在：如從固溶有Bi的Sn的最表面向內部濃度降低那般傾斜地存在。原本，經由Ge與Sn、以及Bi與Ge而包晶變得析出，但若Ge如上述那般濃度傾斜而在固溶有Bi的Sn中存在Ge，則雙晶在Sn的最表面析出，形成大量的晶界。其結果，達成：焊接合金的最表面被改性為緻密的組織，遺失被抑制。即，(1)式中，能使包晶析出的元素的組合與使雙晶析出的元素的組合的均衡性若為規定的範圍，則焊接合金的最表面被改性為緻密的組織。

從將焊接合金的最表面改性為緻密的組織，抑制遺失的觀點出發，(1)式的下限必須為2.93以上。較佳為2.968以上、更較佳為3.037以上、進一步較佳為3.079以上、更進一步較佳為3.148以上、特別較佳為1.412×10、最佳為1.427×10。(1)式的上限沒有特別限定，只要各構成元素為上述的範圍內就可沒問題地發揮本發明的效果。較佳為3.597×10 ²以下、更較佳為2.912×10 ²以下、進一步較佳為1.142×10 ²以下、更進一步較佳為4.431×10以下、特別較佳為4.329×10以下、最佳為3.662×10以下。本發明中，由於各構成元素落入上述的範圍，同時滿足(1)式，因此，可抑制遺失，此外，亦可同時達成優異的浸潤擴開性、接合介面處的金屬間化合物的生長抑制，及剪切強度試驗後的破壞模式的適當化。

(9)餘量：Sn 本發明的焊接合金的餘量為Sn。除前述元素之外，亦可含有不可避免的雜質。即使含有不可避免的雜質的情況下，也不對前述效果造成影響。另外，如後述，即使本發明中最好不含有的元素作為不可避免的雜質含有，也不對前述效果造成影響。

(10)任意元素本發明的焊接合金除上述之外，亦可含有總計為0.1%以下的Mg、Ti、Cr、Mn、Fe、Ga、Zr、Nb、Pd、Pt、Au、La，及Ce中的至少一種。該等元素即使含有0.1%以下，本發明的焊接合金也可發揮本發明的上述效果。

該等元素的含量的總計較佳為0.1%以下、更較佳為0.09%以下、進一步較佳為0.05%以下、特別較佳為0.03%以下、最佳為0.02%以下。對於各元素的含量，沒有特別限定，為了充分表現前述效果，Mg的含量較佳為0.0003~0.02%。

Ti的含量較佳為0.005~0.03%。Cr的含量較佳為0.002~0.03%。Mn的含量較佳為0.001~0.02%。Fe的含量較佳為0.005~0.02%。Ga的含量較佳為0.005~0.09%。Zr的含量較佳為0.001~0.01%。

Nb的含量較佳為0.003~0.006%。Pd的含量較佳為0.002~0.05%。Pt的含量較佳為0.002~0.05%。Au的含量較佳為0.006~0.09%、La的含量較佳為0.001~0.02%。Ce的含量較佳為0.004~0.006%。

(11) (2)式 0.001＜(Ni/Co)×(1/Ag)×Ge＜0.15 (2) 上述(2)式中，Ni、Co、Ag，及Ge分別表示合金組成的含量(質量%)。本發明的焊接合金較佳為滿足(2)式。藉由滿足(2)式，從而Ni、Co、Ag，及Ge含量的均衡性得到最佳化，因此，可實現濕潤性的提昇、接合介面處的金屬間化合物層的生長抑制，及破壞模式的最佳化。

對Cu電極的焊接中，在接合介面形成Cu ₆Sn ₅。藉由在焊接中含有Ni，從而Ni固溶在形成於接合介面的Cu ₆Sn ₅中，形成(Cu，Ni) ₆Sn ₅。根據本現象，晶體結構發生應變，Cu從Cu層向焊接合金的擴散被抑制。由此，接合介面的金屬間化合物層的生長被抑制。

進而，Ge及Co固溶在形成於接合介面的(Cu、Ni) ₆Sn ₅的Ni中，晶體結構進一步發生應變，該化合物中的Cu的移動被抑制。因此，Cu從Cu層向焊接合金的擴散被抑制，金屬間化合物層的生長比以往的焊接進一步被抑制。

此外，Ag及Co的含量若為適量，則濕潤性提昇，藉由調整焊接合金的強度，從而接合介面處的破壞被抑制，破壞模式變得適當。藉由基於Ag的Ag ₃Sn的生成、及基於Co的合金組織的微細化而焊接合金的強度提昇，但若均衡性良好地添加Ag、Co，則如破壞模式不向接合介面遷移那般，可調整焊接合金的強度。對於本發明的焊接合金的Ag ₃Sn的析出量，除了在Ag含量為上述範圍之外，在合金的性質上，根據該等元素的均衡性而有時直接地或間接地依賴。

由以上，對於本發明的焊接合金，各構成元素的含量為上述的範圍內，滿足(1)式，此外，進一步還滿足(2)式，從而可更充分地實現濕潤性的提昇、接合介面處的金屬間化合物層的生長抑制，及破壞模式的最佳化。特別是，可充分地抑制金屬間化合物的生長。

(2)式的下限較佳為超過0.001、更較佳為0.00118以上、0.00147以上、0.00235以上、0.00294以上、0.00500以上、0.00700以上、0.00941以上。

另一方面，(2)式的上限低於0.15、較佳為0.14706以下、0.11765以下、0.09412以下、0.05822以下、0.04706以下、0.0176以下。

(12) In 本發明的焊接合金最好不含有In。若含有In，則濕潤性降低，有在剪切強度試驗後在接合介面附近產生破壞之虞。

2.焊接球本發明的焊接合金可作為焊接球使用。本發明的焊接球可用於BGA(球柵陣列)等半導體封裝體的電極或基板的凸塊形成。本發明的焊接球的直徑較佳為1~1000μm的範圍內。焊接球可經由一般的焊接球的製造法而製造。

3.焊接預製件本發明的焊接預製件可以板狀、環形狀、圓筒形狀、焊線以1周以上捲繞而成者等形態使用。

4.焊接糊本發明的焊接合金可作為焊接糊使用。焊接糊為將焊接合金粉末與少量的助焊劑混合而形成糊狀者。本發明的焊接合金在基於回流焊接法的電子零件對印刷電基板的安裝中可作為焊接糊利用。焊接糊中使用的助焊劑可為水溶性助焊劑與非水溶性助焊劑中的任意者。典型地可使用松香基的非水溶性助焊劑即松香系助焊劑。

5.焊接頭本發明的焊接頭用於半導體封裝體中的IC晶片與其基板(插入器)的連接、或用於接合半導體封裝體與印刷基板而連接。即，本發明的焊接頭係指電極的連接部，可利用一般的焊接條件而形成。 [實施例]

調整包含表1及表2所示的合金的焊接合金，對遺失、浸潤擴開、焊接後的金屬間化合物的生長、剪切強度試驗後的破壞模式進行評估。

・遺失首先，由上述焊接合金製作直徑0.6mm的焊接球。將製作好的焊接球在保持為150℃的恆溫槽(Espec Corporation股份公司製：PHH-101M)內放置168小時。將放置後的焊接球焊接在厚度為1.2mm且電極的大小為直徑0.5mm(Cu-OSP)的基板上。進行焊接的個數設為5個。

焊接條件如下：將助焊劑(千住金屬工業股份公司製：WF-6400)塗布於電極上，形成峰溫度245℃、冷卻速度2℃/s的回流焊曲線，用回流焊裝置(千住金屬工業股份公司製：SNR-615)進行焊接。經由目視確認回流焊後未進行焊接的遺失個數。將遺失個數為0個的情況記作「○」、除此之外的情況記作「×」。

・浸潤擴開由上述焊接合金製作沖裁為2mm×2mm× ^t0.15mm的尺寸的試樣。在經OSP處理的Cu板上塗布助焊劑(千住金屬工業股份公司製：WF-6400)，在其上搭載沖裁後的試樣，進行焊接。

焊接條件如下：形成峰溫度245℃、冷卻速度2℃/s的曲線，用回流焊裝置(千住金屬工業股份公司製：SNR-615)而實施。回流焊後用數字顯微鏡(Keyence Corporation製：VHX-6000)測定浸潤擴開後的面積。將浸潤擴開後的面積為6mm ²以上的情況記作「○」、低於6mm ²的情況記作「×」。

・焊接後的金屬間化合物之生長由上述焊接合金製作沖裁為5mm×5mm× ^t0.15mm的尺寸的試樣。在經OSP處理的Cu板上塗布助焊劑(千住金屬工業股份公司製：WF-6400)，在其上搭載沖裁後的試樣，進行焊接。

焊接條件如下：形成峰溫度245℃、冷卻速度2℃/s的曲線，用回流焊裝置(千住金屬工業股份公司製：SNR-615)而實施。將回流焊後的試樣在保持為150℃的恆溫槽(ESPEC公司製：PHH-101M)內放置235小時。

對於熱處理後的試樣，用場致發射型掃描電子顯微鏡(日本電子股份公司製：JSM-7000F)進行剖面觀察。觀察部位作為形成於與Cu板的接合介面的金屬間化合物層。藉由圖像解析軟體(西華產業股份公司製：Scandium)解析經由剖面觀察得到的圖像，測量金屬間化合物層的厚度。將金屬間化合物層的厚度為3.4μm以下的情況記作「◎」、超過3.4μm且3.6μm以下的情況記作「〇」、超過3.6μm的情況記作「×」。

・剪切強度試驗後之破壞模式首先，與遺失同樣地製作直徑0.6mm的焊接球。將上述焊接球焊接在基板的厚度為1.2mm、電極的大小為直徑0.5mm(Cu-OSP)的基板上。

焊接條件如下：將助焊劑(千住金屬工業股份公司製：WF-6400)塗布於電極上，形成峰溫度245℃、冷卻速度2℃/s的曲線，用回流焊裝置(千住金屬工業股份公司製：SNR-615)而實施。對於製作好的試樣，藉由剪切強度測定裝置(Nordson Dage公司製：SERIES 4000HS)，在剪切速度1000mm/s的條件下進行剪切強度試驗。用數字顯微鏡(Keyence Corporation製：VHX-6000)觀察剪切強度試驗後的試樣，進行破壞模式的判定。將焊接合金中破壞的情況記作「○」、形成於接合介面的金屬間化合物層中破壞的情況記作「×」。將評估結果示於表1及表2。

由表1及表2可明確得到如下結果：實施例1~37的構成元素均為本發明的範圍內、且滿足(1)式，因此，不發生遺失，顯示優異的浸潤擴開，焊接後的金屬間化合物的生長被抑制，剪切強度試驗後的破壞模式適當。另外可知，除實施例9、20，及23以外的實施例亦均滿足(2)式，因此，焊接後IMC的生長亦被充分抑制。

另一方面，對於比較例1，Sb含量少，因此，焊接後金屬間化合物生長。對於比較例2，Sb含量多，因此，浸潤擴開差，且剪切強度試驗後確認到接合介面附近處的破壞。

對於比較例3，Bi含量少、且不滿足(1)式，因此，發生遺失，焊接後金屬間化合物生長。對於比較例4，Bi含量多，因此，剪切強度試驗後確認到接合介面附近處的破壞。

對於比較例5，Ni含量少，因此，焊接後金屬間化合物生長，且剪切強度試驗後確認到接合介面附近處的破壞。對於比較例6，Ni含量多，因此，浸潤擴開。

對於比較例7，Co含量多，因此，浸潤擴開差，剪切強度試驗後確認到接合介面附近處的破壞。對於比較例8，Ge含量少，因此，發生了遺失。對於比較例9，Ge含量多，因此，浸潤擴開差，同時剪切強度試驗後確認到接合介面附近處的破壞。

對於比較例10、比較例12及比較例13，不滿足(1)式，因此，發生了遺失。對於比較例11，不滿足(1)式，且含有In，因此，發生遺失，浸潤擴開差，剪切強度試驗後確認到接合介面附近處的破壞。

用由表1及表2的結果得到的圖1及圖2，對(1)式進一步進行說明。圖1為示出本發明的焊接合金中的式(1)與實施例的關係的圖。圖2為使圖1的橫軸為40~70的範圍而放大圖1得到的圖。圖1中，實線表示(1)式，「●」表示實施例1~37，「〇」表示比較例3及比較例10~13。另外，圖2中，實線表示(1)式，「●」表示實施例11及實施例22，「〇」表示比較例3及比較例10~13。

由兩圖明確可知，由(Bi/Sn)軸、((Ge/Sn)+ (Bi/Ge))軸及(1)式所圍成的區域中存在的比較例由於不滿足(1)式，因此，發生了遺失。特別是，由圖2明確可知，對於比較例13，雖然各構成元素滿足本發明的特徵，但是偏離(1)式，因此，發生了遺失。因此，由圖1及圖2可知，滿足(1)式的情況下，至少能抑制遺失。

[圖1]為示出本發明的焊接合金中的(1)式與實施例的關係的圖。 [圖2]為使圖1的橫軸為40~70的範圍而放大圖1得到的圖。

Claims

一種焊接合金，其特徵為:具有如下合金組成：以質量%計，包含Ag：3.2~3.8%、Cu：0.6~0.8%、Ni：0.01~0.2%、Sb：2~5.5%、Bi：1.5~5.5%、Co：0.001~0.1%、Ge：0.001~0.1%，以及餘量為Sn，且前述合金組成滿足下述(1)式， 2.93≤｛(Ge/Sn)+(Bi/Ge)｝×(Bi/Sn) (1) (1)式中，Sn、Ge，及Bi分別表示前述合金組成中的含量(質量%)。
如請求項1之焊接合金，其中，前述合金組成以質量%計進一步含有總計為0.1%以下的Mg、Ti、Cr、Mn、Fe、Ga、Zr、Nb、Pd、Pt、Au、La，及Ce中的至少一種。
如請求項1或2之焊接合金，其中，前述合金組成進一步滿足下述(2)式， 0.001＜(Ni/Co)×(1/Ag)×Ge＜0.15 (2) 上述(2)式中，Ni、Co、Ag，及Ge分別表示前述合金組成的含量(質量%)。
一種焊接球，其具有如請求項1~3中任一項之焊接合金。
一種焊接預製件，其具有如請求項1~3中任一項之焊接合金。
一種焊接糊，其具有如請求項1~3中任一項之焊接合金。
一種焊接頭，其具有如請求項1~3中任一項之焊接合金。