TWI722909B - 焊料合金、焊膏、焊球、焊料預形體、焊料接頭、車載電子電路、ｅｃｕ電子電路、車載電子電路裝置及ｅｃｕ電子電路裝置 - Google Patents

Abstract

本發明提供一種焊料合金，其不僅可長時間耐受低溫為-40℃、高溫為125℃般之嚴酷的溫度循環特性，且對於衝上至路緣石或與前車之衝撞等產生之來自外部的力亦可長時間耐受，進而，也可抑制焊膏黏度的經時變化。並且，提供使用該焊料合金之焊膏、焊球、焊料預形體、由此等所形成之焊料接頭、以及具備此焊料接頭之車載電子電路、ECU電子電路、車載電子電路裝置及ECU電子電路裝置。焊料合金係以質量%計為Ag：1~4%、Cu：0.5~ 1.0%、Bi：1.5~5.5%及Sb：1.0~5.3%或Bi：超過5.5%且7.0%以下及Sb：2.0~5.3%、Ni：0.01~0.2%、As：0.0040 ~0.0250%，其餘部分由Sn所成。

Description

焊料合金、焊膏、焊球、焊料預形體、焊料接頭、車載電子電路、ＥＣＵ電子電路、車載電子電路裝置及ＥＣＵ電子電路裝置

本發明係關於一種焊料合金、焊膏、焊球、焊料預形體、焊料接頭、車載電子電路、ECU電子電路、車載電子電路裝置及ECU電子電路裝置。

汽車中，搭載有於印刷基板焊接電子零件而成之電子電路(以下，稱為車載電子電路)。車載電子電路為使用於對引擎、動力轉向、煞車等進行電氣控制之機器中，對於汽車的行駛而言為非常重要之安全零件。特別是，為了提升燃料效率而以電腦控制車之電子電路的所謂ECU(Engine Control Unit)之車載電子電路，其必須可持續長時間以無故障且安定之狀態進行運轉。此ECU一般多設置於引擎附近，作為使用環境，為相當嚴酷之條件。

此等車載電子電路所設置之引擎附近，在引擎轉動時成為125℃以上之非常的高溫。另一方面，於停止引擎轉動時，外部空氣溫度例如若為北美或西伯利亞等之寒冷地區，在冬季成為-40℃以下之低溫。因此，車載電子電路暴露於引擎運轉與引擎停止之重複下的-40℃以下~+125℃以上之熱循環。

若將車載電子電路長時間放置於如此之溫度變化大的環境下，則電子零件與印刷基板各自發生熱膨脹･收縮。然而，電子零件的線性熱膨脹係數與印刷基板的線性熱膨脹係數之差異較大，在上述環境下之使用中會於接合電子零件與印刷基板之焊接部(以下，稱為「焊料接頭」)發生一定之熱變位，因此藉由溫度變化而反覆施加應力。然後，於焊料接頭被施加應力，最終會使焊料接合部的接合界面等斷裂。於電子電路中，焊料接頭即使藉由未至完全斷裂之99%以下的龜裂率在焊料接合部中產生龜裂而電性導通，電路的電阻值會上升而認為可能會誤動作。於焊料接頭產生龜裂而車載電子電路，特別是ECU發生誤動作很可能會導致與人命相關之重大汽車事故。如此般，對於車載電子電路，特別是ECU而言溫度循環特性尤為重要，而要求盡量可考慮到之嚴酷的溫度條件。

作為可耐受此般之嚴酷的溫度條件的焊料合金，專利文獻1揭示了特徵為Ag：2.8~4質量%、Bi：1.5~6質量%、Cu：0.8~1.2質量%、合計量為0.005~0.05質量%之選自由Ni、Fe及Co所成群之至少1種、其餘部分由Sn所成之車載用無鉛焊料等。

又，作為可使用溫度為150℃以上之焊料合金，專利文獻2亦揭示了一種焊料物質，其係包含下述合金所成：除了作為主成分之Sn，含有10重量%或未達10重量%之Ag、10重量%或未達10重量%之Bi、10重量%或未達10重量%之Sb及3重量%或未達3重量%之Cu所成之合金，合金進而含有1.0重量%或未達1.0重量%之Ni。 [先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1] WO2009/011341A [專利文獻2] 日本特開2006-524572號公報

[發明欲解決之課題]

如在油電混合車和電動汽車的普及所見般，汽車中之從機械零件向電子零件的轉變正在發展，伴隨於此，即使為具有尺寸裕度的汽車用之電子電路亦要求小型化。以往在回流焊接之後以流動焊接進行焊接之車載用電子電路，於近年來係使用兩面皆以焊膏進行表面安裝之兩面回焊基板。由於此般之車載用電子電路的高密度化，於嚴酷之環境下，不僅是以往之Sn粒界或異相間之龜裂，亦呈現有龜裂於Sn相粒內傳播之所謂新的龜裂模式的不良狀況。

另外，專利文獻1雖揭示於嚴酷環境下之壽命長的焊料合金，但汽車係用作為運輸手段者，故較少靜置於一處所，而多於道路等使用。於此般於道路使用時，常發生由於惡劣的道路而施加常時振動於車載電子電路裝置，以及衝上至路緣石或與前車之衝撞等，車載電子電路裝置被施加來自外部的力。若車的衝撞是大事故的情況，通常會更換每個車載電子電路裝置，但僅為接觸事故則通常只以更換車的外裝就解決，於車載電子電路裝置不僅需要耐受嚴酷之環境，亦需耐受來自外部施加的力。

又，專利文獻2記載之焊料合金為自專利文獻1記載之焊料合金去除Co並且含有Sb，但各構成元素的含量範圍係遠廣泛於專利文獻1記載之焊料合金的含量範圍。並且，專利文獻2記載之焊料合金係將可使用於高溫作為目的，且構成元素與專利文獻1記載之焊料合金不同。因此，於專利文獻2中所記載之含量範圍的全部，有是否能與專利文獻1記載之焊料合金同樣地耐受嚴酷之環境的疑慮。為了顯示良好之溫度循環特性，有需要再檢討合金組成。

進而，對於基板之電子零件的接合･組裝中，使用焊膏之焊接係於成本面及可靠性面為有利的。焊膏之對於基板的塗布，例如藉由使用金屬遮罩之網版印刷來進行。為了確保焊膏之印刷性，焊膏黏度必須為適度。此處，若為了使焊膏的濕潤性提升而增加活性劑的含量或使用高活性者，則焊膏黏度會經時地上升。因此，除了熱循環特性以外，亦同時地滿足使用於焊膏時之增黏抑制效果，此為過往之焊料合金所無法達成，而需要更進一步檢討。

本發明所欲解決之課題為提供一種焊料合金，其不僅可長時間耐受低溫為-40℃、高溫為125℃般之嚴酷的溫度循環特性，且對於衝上至路緣石或與前車之衝撞等產生之來自外部的力亦可長時間耐受，進而，也可抑制焊膏黏度的經時變化。除此之外，本發明所欲解決之課題為提供使用上述焊料合金之焊膏、焊球、焊料預形體、由此等所形成之焊料接頭、以及具備此焊料接頭之車載電子電路、ECU電子電路、車載電子電路裝置及ECU電子電路裝置。 [用以解決課題之手段]

本發明者們得到了以下見解：在耐受長時間的溫度循環後之來自外部的力，係添加固溶於Sn相之元素而製作固溶強化型的合金為有效之見解；於製作固溶析出強化型的合金，Sb為最適合的元素之見解；以及，對Sn基質中之Sb的添加，形成微細之SnSb金屬間化合物，且亦展現析出分散強化的效果之見解。

本發明之焊料合金之冶金學的組織上之特徵為，焊料合金係由Sn基質中固溶有Sb的組織所成。該組織，例如於125℃之高溫下呈現Sb安定地固溶之狀態，但隨著溫度降低，Sb相對於Sn基質漸漸地成為以過飽和狀態固溶，然後，例如於-40℃之低溫，Sb作為SnSb金屬間化合物而析出。

認為本發明之焊料合金即使暴露於溫度循環後仍形成微細之Sb的析出物，且不會產生化合物粗大化之所謂組織劣化的理由如下。

利用回焊焊接進行接合之焊料合金，以低溫為寒冷地區、高溫為引擎室的模式，施加-40℃~+125℃的溫度循環試驗。於本發明之焊料合金中，所含有之Sb係重複以下步驟：於例如125℃之高溫狀態下再固溶至Sn基質中，於例如-40℃之低溫狀態下SnSb金屬間化合物析出。據此，SnSb金屬間化合物的粗大化停止，於實施溫度循環試驗中一度粗大化之SnSb金屬化合物亦於高溫側再溶解於Sn基質中，因此形成微細之SnSb金屬間化合物，而維持析出分散強化型的焊料合金。

然而，Sb含量例如為8質量%般之超過5.3質量%的情況下，於溫度循環試驗之初期的SnSb化合物的粒徑不會成為微細，並且，液相線溫度上升，故Sb即使於高溫側亦不會再溶解，而會維持原本之SnSb的結晶粒。因此，即使重複如上述般之溫度循環下的使用，也不會形成微細之SnSb金屬間化合物。

進而，若Sb含量超過5.3質量%，則焊料合金之液相線溫度會上升，因此若不使回焊加熱的溫度上升，則不能進行焊接。如此般，若使回焊條件上升，則印刷基板表面的Cu熔融至焊料中，而在與印刷基板之焊接部容易形成厚的Cu ₆Sn ₅等之SnCu的金屬間化合物層，印刷基板與焊料接頭成為容易被破壞。

本發明中，規定量之Sb係於焊料合金之Sn基質中以SnSb之化合物的形式成為微細之析出物。本發明之焊料合金即使重複將近3000循環之-40~+125℃的溫度循環，亦可於Sn基質中維持SnSb金屬間化合物之微細析出物的狀態。藉此，SnSb之析出物抑制了在電子零件與焊料接頭之界面容易產生之龜裂。

除此之外，Bi含量為1.5~7質量%之情況，由於Bi與Sb置換而可相乘地發揮Sb所帶來之上述效果，但考慮到上述合金組織，認為兩者密切地關聯。詳細地調查兩元素的含量之結果，也得到對應於Sb含量而存在有Bi含量之適當範圍的見解。

又，本發明者們，於前述般之具有優異之溫度循環特性的Sn-Ag-Cu-Bi-Sb-Ni焊料合金中，反而從各種元素中嘗試微量添加As。已知在Sn含量多的焊料合金中係如前述般形成SnO ₂膜，並且，含有As之焊料合金通常濕潤性較差，因此會避免添加As至焊料合金。然而，在預想之外，含有規定量之As的Sn-Ag-Cu-Bi-Sb-Ni-As焊料合金可維持優異之濕潤性，除了上述見解以外，亦基於藉由在焊料合金的表面形成As濃化層而可得到優異之增黏抑制效果的見解，完成了本發明。

如同上述，優異之溫度循環特性與增黏抑制效果係只要各構成元素的含量即使1種未滿足的情況下就不能同時地發揮，如本發明般，於各自同時地滿足本發明之範圍的情況下首次同時地發揮該等效果。此為本發明之焊料合金中首次獲得的見解。

由該等見解所得之本發明係如同下述。 (1)一種焊料合金，其特徵為：以質量%計為Ag：1~4%、Cu：0.5~1.0%、Bi：1.5~5.5%及Sb：1.0~5.3%或Bi：超過5.5%且7.0%以下及Sb：2.0~5.3%、Ni：0.01~ 0.2%、As：0.0040~0.0250%，其餘部分由Sn所成；並且具有As濃化層，As濃化層的存在係依據以下判定基準而被確認，As濃化層係自焊料合金的最表面起至SiO ₂換算之深度為2×D1(nm)為止的區域，As濃化層之SiO ₂換算之厚度為0.5~8.0nm； (判定基準) 在5.0mm×5.0mm之大小的樣品中，選定任意之700μm×300μm之區域，進行併用離子濺鍍之XPS分析；於每1個樣品選定1個區域，對3個樣品各自進行1次，合計3次之分析；於全部3次之分析中均為S1＞S2的情況，判斷為形成有As濃化層， 此處， S1：於XPS分析的圖表中，SiO ₂換算之深度為0~2 ×D1(nm)之區域中的As之檢測強度之積分值 S2：於XPS分析的圖表中，SiO ₂換算之深度為2×D1~ 4×D1(nm)之區域中的As之檢測強度之積分值 D1：於XPS分析的圖表中，於較O原子之檢測強度成為最大之SiO ₂換算之深度(Do･max(nm))更深之部分中，O原子之檢測強度成為最大檢測強度(Do･max處之強度)的1/2強度的最初之SiO ₂換算之深度(nm)。

(2)如上述(1)記載之無鉛焊料合金，其中，進而以質量%計含有In：0.2%以下。

(3)如上述(1)或上述(2)記載之焊料合金，其中，進而以質量%計含有Co：0.1%以下。

(4)一種焊膏，其包含由如上述(1)~上述(3)中任一項記載之焊料合金所成之焊料粉末與助焊劑。

(5)一種焊球，其係由如上述(1)~上述(3)中任一項記載之焊料合金所成。

(6)一種焊料預形體，其係由如上述(1)~上述(3)中任一項記載之焊料合金所成。

(7)一種焊料接頭，其特徵為由如上述(1)~上述(3)中任一項記載之焊料合金所形成。

(8)一種車載電子電路，其特徵為具有如上述(1)~上述(3)中任一項記載之焊料合金。

(9)一種ECU電子電路，其特徵為具有如上述(1)~上述(3)中任一項記載之焊料合金。

(10)一種車載電子電路裝置，其特徵為具備如上述(8)記載之車載電子電路。

(11)一種ECU電子電路裝置，其特徵為具備如上述(9)記載之ECU電子電路。

本發明中，所謂「車載」係指搭載於汽車，具體來說，係指重複暴露於嚴苛之使用環境，即-40℃至125℃的溫度環境下使用，亦可確保既定之特性，並且可搭載於汽車。更具體來說，係在如此之溫度環境下亦可耐受3000循環的熱循環試驗，且即使於該條件下對於評估來自外部的力之剪切試驗也具有耐性。

藉由以下詳細地說明本發明。以下的說明中，關於焊料合金組成之「%」，只要沒有特別指定，則為「質量%」。

1.焊料合金 (1)Ag：1~4% Ag係可謀求焊料合金之濕潤性提升效果，與在焊料基質中使Ag ₃Sn的金屬間化合物之網狀化合物析出，形成析出分散強化型的合金，而提升溫度循環特性。

本發明之焊料合金中，於Ag含量未達1%，無法達到焊料合金之濕潤性的提升，並且Ag ₃Sn之析出量變少，金屬間化合物的網絡無法變牢固。Ag含量的下限為1%以上，較佳為2%以上，更佳為3.3%以上。又，若Ag含量為多於4%，則焊料合金之液相線溫度上升，不會發生本發明中所添加之Sb的再熔融，而阻礙SnSb的微細化效果。Ag含量的上限為4%以下，較佳為3.5%以下。

(2)Cu：0.5~1.0% Cu係可以防止對於Cu焊墊(land)之Cu侵蝕，並且於焊料合金之基質中使微細之Cu ₆Sn ₅的化合物析出而提升溫度循環特性。

於Cu含量未達0.5%，不能展現對於Cu焊墊之Cu侵蝕的防止。Cu含量的下限為0.5%以上，較佳為0.65%以上。另一方面，若Cu含量超過1.0%，則於接合界面亦大量析出Cu ₆Sn ₅的金屬間化合物，因此振動等之龜裂的成長會變快。Cu含量的上限為1%以下，較佳為0.75%以下。

(3)Bi：1.5~5.5%及Sb：1.0~5.3%或Bi：超過5.5%且7.0%以下及Sb：2~5.3% Sb係形成以下組織：於溫度循環試驗中，在125℃下呈現固溶於Sn之狀態，隨著溫度降低，Sn基質中之Sb漸漸地成為以過飽和狀態固溶，並且於-40℃下作為SnSb金屬間化合物而析出。藉此，本發明之焊料合金可顯示優異之溫度循環特性。

於Sb未達1.0%，Sb量過少而不能展現固溶強化的效果。又，若Sb超過5.3%，則液相線溫度上升，因此於烈日下引擎運轉時等出現之超過125℃的高溫時Sb不會再熔融，故SnSb化合物的粗大化進行，無法抑制龜裂於Sn相粒內傳播。因此，本發明之焊料合金係至少Sb含量必須為1.0~5.3%的範圍。

Bi可進而使溫度循環特性提升。Sb不僅析出SnSb的金屬間化合物而形成析出分散強化型的合金，亦具有插入至Sn的晶格，藉由與Sn置換使Sn的晶格扭曲，而提升溫度循環特性之效果。於此時，若焊料合金含有Bi，則由於原子量大於Sb且扭曲晶格之效果大的Bi與Sb置換，可進而提升溫度循環特性。並且，Bi不會妨礙微細之SnSb化合物的形成，可維持析出分散強化型的焊料合金。

於Bi含量未達1.5%，難以發生與Sb之置換，不能展現溫度循環提升效果，又，若Bi含量超過7.0%，則焊料合金本身的延性變低，變硬且脆，因此振動等之龜裂的成長會變快。

如上述般，由於Sb與Bi可相乘地提升溫度循環特性等，因此對應於Bi含量範圍來規定Sb含量範圍，於本發明之焊料合金中兩元素之含量具有既定之關係性。Bi含量為1.5~5.5%之情況下Sb含量為1.0~5.3%，Bi含量超過5.5%且7.0%以下之情況下Sb含量為2.0~5.3%。

Bi含量為1.5~5.5%時之Bi含量的下限較佳為2.0%以上，更佳為3.0%以上。Bi含量為1.5~5.5%時之Bi含量的上限較佳為5.2%以下。又，Sb含量為1.0~5.3%時之Sb含量的下限較佳為2.0%以上，更佳為2.8%以上。Sb含量為1.0~5.3%時之Sb含量的上限較佳為5.2%以下。

Bi含量超過5.5%且7.0%以下時之Bi含量的下限較佳為5.6%以上，更佳為6.0%以上。又，Sb含量為2.0~5.3%時之Sb含量的下限較佳為3.0%以上。Sb含量為2.0~5.3%時之Sb含量的上限較佳為5.0%以下，更佳為4.0%以下。

(4)Ni：0.01~0.2% 本發明之焊料合金係抑制焊料中之龜裂的產生與傳播，並且亦抑制於焊料接合界面之龜裂的產生。例如，當進行Cu焊墊焊接時，Cu ₆Sn ₅的金屬間化合物產生於與Cu焊墊之接合界面。本發明之焊料合金含有0.01~0.2%之Ni，於焊接時Ni移動至焊接界面部分，並非形成Cu ₆Sn ₅，而是形成(CuNi) ₆Sn ₅，金屬間化合物層的Ni濃度變高。藉此，於焊接界面形成較Cu ₆Sn ₅微細且粒徑一致之(CuNi) ₆Sn ₅的金屬間化合物層。

微細之(CuNi) ₆Sn ₅的金屬間化合物層具有抑制來自界面傳播之龜裂的效果。如Cu ₆Sn ₅般具有較大之粒徑的金屬間化合物層中，產生之龜裂沿著較大之粒徑而傳播，因此龜裂的進展較快。而，粒徑為微細時，產生之龜裂的應力分散於許多之粒徑方向，故可減緩龜裂的進展。

如此般，本發明之焊料合金藉由含有Ni，可使在焊接界面附近生成之金屬間化合物層微細化，而以抑制龜裂的傳播進行作用。因此，本發明之焊料合金亦可抑制來自界面之龜裂的產生。

於Ni含量未達0.01%，由於焊接界面的Ni量較少，故沒有龜裂抑止效果。Ni含量的下限為0.01%以上，較佳為0.03%以上。另一方面，若Ni含量超過0.2%，則液相線溫度上升，因此不會發生本發明中所添加之Sb的再熔融，而阻礙SnSb的微細化效果。Ni含量的上限為0.2%以下，較佳為0.1%以下，更佳為0.05%以下。

(5)As：0.0040~0.025% 若將本發明之焊料合金作為焊料粉末而添加至焊膏中，As可發揮焊膏的增黏抑制效果。為了使含有As之效果充分地發揮，As含量的下限必須為0.0040%以上。另一方面，若As超過0.025%則濕潤性較差。As含量的上限為0.025%以下，較佳為0.020%以下，更佳為0.010%以下。

本發明中，所謂藉由含有As所形成之As濃化層係指，As濃度高於焊料材料中之平均As濃度(As的質量相對於焊料合金的質量之比例)之區域，具體來說，係自焊料合金的最表面起至SiO ₂換算之深度為2×D1(nm)為止的區域，可藉由後述之判定基準而確認存在。As濃化層較佳為存在於焊料合金的表面側之至少一部分，更佳為覆蓋表面全體。

如本發明般藉由含有As而形成As濃化層，而可抑制焊膏黏度的經時變化的原因尚不清楚，但推測如下。認為黏度上升係因為由Sn或Sn氧化物與焊膏(助焊劑)中所含有之活性劑等各種添加劑之間產生的反應而形成鹽、或焊料粉末凝集等所引起。推測若如本發明之焊料合金般在表面存在As濃化層，則成為As濃化層介存於焊料粉末與助焊劑之間，變成不易發生如上述之反應，因此展現上述效果。

(5-1)As濃化層的判定基準 在5.0mm×5.0mm之大小的樣品(於焊料材料不為板狀時，為將焊料材料(焊料粉末、焊球等)無間隙地鋪滿至5.0 mm×5.0mm之範圍而成者)中，選定任意之700μm×300μm之區域，進行併用離子濺鍍之XPS分析。於每1個樣品選定1個區域，對3個樣品各自進行1次，合計3次之分析。於全部3次的分析中均為S1≧S2之情況，判斷為形成有As濃化層。

此處，S1、S2及D1的定義係如下所述。 S1：於對上述樣品進行之XPS分析的圖表中，SiO ₂換算之深度為0~2×D1(nm)之區域中的As之檢測強度之積分值 S2：於XPS分析的圖表中，SiO ₂換算之深度為2×D1 ~4×D1(nm)之區域中的As之檢測強度之積分值 D1：於XPS分析的圖表中，於較O原子之檢測強度成為最大之SiO ₂換算之深度(Do･max(nm))更深之部分中，O原子之檢測強度成為最大檢測強度(Do･max之強度)的1/2強度的最初之SiO ₂換算之深度(nm)。

上述As濃化層的判定基準之詳細的條件係遵照實施例的記載。如本發明之焊料合金般，藉由表面具有As濃化層，而可抑制焊膏的黏度上升。

(5-2)As濃化層的厚度 As濃化層的厚度(SiO ₂換算)為0.5~8.0nm，較佳為0.5~ 4.0nm，最佳為0.5~2.0nm。若As濃化層的厚度為上述範圍內，則可得到濕潤性優異之焊料材料。

(6)In：0.2%以下 又，本發明之焊料合金藉由含有In作為任意元素，成為SnIn之固溶強化型的合金，可使溫度循環特性提升。

In含量的下限雖未特別限定，但較佳為0.01%以上。於此範圍，生成SnIn之固溶強化型的合金。In含量的下限較佳為0.05%以上。又，若In含量為0.2%以下，則不會生成SbIn之粗大化合物，可抑制來自焊料合金內部之龜裂產生。In含量的上限較佳為0.1%以下。

(7)Co：0.1%以下 進而，本發明之焊料合金藉由含有Co作為任意元素，可提高本發明之Ni的效果。

Co含量的下限雖未特別限定，但較佳為0.001%以上。若於此範圍，Co於接合界面析出而可發揮防止界面龜裂的成長之效果。另一方面，若該等含量較佳為0.1%以下，則於界面析出之金屬間化合物層不會變厚，可抑制振動等之龜裂的成長。

本發明之焊料合金含有Co時，Co含量的下限更佳為0.002%以上，再更佳為0.004%以上，特佳為0.005%以上，最佳為0.008%以上。Co含量的上限較佳為0.05%以下，更佳為0.012%以下，特佳為0.010%以下。

(8)其餘部分：Sn 本發明之焊料合金的其餘部分為Sn。除前述之元素以外亦可含有不可避免之雜質。即使在含有不可避免之雜質的情況下，亦不會影響前述之效果。

2.焊膏 本發明之焊膏含有助焊劑與焊料粉末。 (1)助焊劑的成分 使用於焊膏中之助焊劑，為有機酸、胺、胺鹵化氫酸鹽、有機鹵化合物、觸變劑、松香、溶劑、界面活性劑、基劑、高分子化合物、矽烷偶合劑、著色劑之任一者，或由2個以上之組合所構成。

作為有機酸，可列舉琥珀酸、戊二酸、己二酸、庚二酸、辛二酸、壬二酸、癸二酸、二聚酸、丙酸、2,2-雙羥甲基丙酸、酒石酸、蘋果酸、乙醇酸、二乙醇酸、硫代乙醇酸、二硫代乙醇酸、硬脂酸、12-羥基硬脂酸、棕櫚酸、油酸等。

作為胺，可列舉乙基胺、三乙基胺、乙二胺、三伸乙基四胺、2-甲基咪唑、2-十一烷基咪唑、2-十七烷基咪唑、1,2-二甲基咪唑、2-乙基-4-甲基咪唑、2-苯基咪唑、2-苯基-4-甲基咪唑、1-苄基-2-甲基咪唑、1-苄基-2-苯基咪唑、1-氰乙基-2-甲基咪唑、1-氰乙基-2-十一烷基咪唑、1-氰乙基-2-乙基-4-甲基咪唑、1-氰乙基-2-苯基咪唑、1-氰乙基-2-十一烷基咪唑鎓偏苯三甲酸鹽、1-氰乙基-2-苯基咪唑鎓偏苯三甲酸鹽、2,4-二胺基-6-[2'-甲基咪唑基-(1')]-乙基-s-三嗪、2,4-二胺基-6-[2'-十一烷基咪唑基-(1')]-乙基-s-三嗪、2,4-二胺基-6-[2'-乙基-4'-甲基咪唑基-(1')]-乙基-s-三嗪、2,4-二胺基-6-[2'-甲基咪唑基-(1')]-乙基-s-三嗪異三聚氰酸加成物、2-苯基咪唑異三聚氰酸加成物、2-苯基-4,5-二羥基甲基咪唑、2-苯基-4-甲基-5-羥基甲基咪唑、2,3-二氫-1H-吡咯并[1,2-a]苯并咪唑、1-十二烷基-2-甲基-3-苄基咪唑鎓氯化物、2-甲基咪唑啉、2-苯基咪唑啉、2,4-二胺基-6-乙烯基-s-三嗪、2,4-二胺基-6-乙烯基-s-三嗪異三聚氰酸加成物、2,4-二胺基-6-甲基丙烯醯氧基乙基-s-三嗪、環氧-咪唑加成物、2-甲基苯并咪唑、2-辛基苯并咪唑、2-戊基苯并咪唑、2-(1-乙基戊基)苯并咪唑、2-壬基苯并咪唑、2-(4-噻唑基)苯并咪唑、苯并咪唑、2-(2'-羥基-5'-甲基苯基)苯并三唑、2-(2'-羥基-3'-tert-丁基-5'-甲基苯基)-5-氯苯并三唑、2-(2'-羥基-3',5'-二-tert-戊基苯基)苯并三唑、2-(2'-羥基-5'-tert-辛基苯基)苯并三唑、2,2'-亞甲基雙[6-(2H-苯并三唑-2-基)-4-tert-辛基苯酚]、6-(2-苯并三唑基)-4-tert-辛基-6'-tert-丁基-4'-甲基-2,2'-亞甲基雙苯酚、1,2,3-苯并三唑、1-[N,N-雙(2-乙基己基)胺基甲基]苯并三唑、羧基苯并三唑、1-[N,N-雙(2-乙基己基)胺基甲基]甲基苯并三唑、2,2'-[[(甲基-1H-苯并三唑-1-基)甲基]亞胺基]雙乙醇、1-(1',2'-二羧基乙基)苯并三唑、1-(2,3-二羧基丙基)苯并三唑、1-[(2-乙基己基胺基)甲基]苯并三唑、2,6-雙[(1H-苯并三唑-1-基)甲基]-4-甲基苯酚、5-甲基苯并三唑、5-苯基四唑等。

胺鹵化氫酸鹽為使胺與鹵化氫反應而成之化合物，作為胺，可列舉乙基胺、乙二胺、三乙基胺、二苯基胍、二甲苯基胍、甲基咪唑、2-乙基-4-甲基咪唑等，作為鹵化氫，可列舉氯、溴、碘之氫化物。

作為有機鹵化合物，可列舉trans-2,3-二溴-2-丁烯-1,4-二醇、三烯丙基異三聚氰酸酯6溴化物、1-溴-2-丁醇、1-溴-2-丙醇、3-溴-1-丙醇、3-溴-1,2-丙二醇、1,4-二溴-2-丁醇、1,3-二溴-2-丙醇、2,3-二溴-1-丙醇、2,3-二溴-1,4-丁二醇、2,3-二溴-2-丁烯-1,4-二醇等。

作為觸變劑，可列舉蠟系觸變劑、醯胺系觸變劑、山梨醇系觸變劑等。作為蠟系觸變劑，例如可列舉氫化蓖麻油等。作為醯胺系觸變劑，可列舉單醯胺系觸變劑、雙醯胺系觸變劑、聚醯胺系觸變劑，具體來說，可列舉月桂酸醯胺、棕櫚酸醯胺、硬脂酸醯胺、山萮酸醯胺、羥基硬脂酸醯胺、飽和脂肪酸醯胺、油酸醯胺、芥酸醯胺、不飽和脂肪酸醯胺、p-甲苯甲烷醯胺、芳香族醯胺、亞甲基雙硬脂酸醯胺、伸乙基雙月桂酸醯胺、伸乙基雙羥基硬脂酸醯胺、飽和脂肪酸雙醯胺、亞甲基雙油酸醯胺、不飽和脂肪酸雙醯胺、m-二甲苯雙硬脂酸醯胺、芳香族雙醯胺、飽和脂肪酸聚醯胺、不飽和脂肪酸聚醯胺、芳香族聚醯胺、取代醯胺、羥甲基硬脂酸醯胺、羥甲基醯胺、脂肪酸酯醯胺等。作為山梨醇系觸變劑，可列舉二亞苄基-D-山梨醇、雙(4-甲基亞苄基)-D-山梨醇等。

作為基劑，可列舉非離子系界面活性劑、弱陽離子系界面活性劑、松香等。

作為非離子系界面活性劑，可列舉聚乙二醇、聚乙二醇-聚丙二醇共聚物、脂肪族醇聚氧乙烯加成物、芳香族醇聚氧乙烯加成物、多元醇聚氧乙烯加成物等。

作為弱陽離子系界面活性劑，可列舉末端二胺聚乙二醇、末端二胺聚乙二醇-聚丙二醇共聚物、脂肪族胺聚氧乙烯加成物、芳香族胺聚氧乙烯加成物、多元胺聚氧乙烯加成物。

作為松香，可列舉例如松香膠、木松香及妥爾油松香等之原料松香，以及由該原料松香所得之衍生物。作為該衍生物，可列舉例如精製松香、氫化松香、歧化松香、聚合松香及α,β不飽和羧酸改質物(丙烯醯化松香、順丁烯二醯化松香、反丁烯二醯化松香等)，以及該聚合松香之精製物、氫化物及歧化物，以及該α,β不飽和羧酸改質物之精製物、氫化物及歧化物等，並且可使用二種以上。又，除了松香系樹脂，可更包含選自萜烯樹脂、改質萜烯樹脂、萜烯酚樹脂、改質萜烯酚樹脂、苯乙烯樹脂、改質苯乙烯樹脂、二甲苯樹脂、及改質二甲苯樹脂之至少一種以上的樹脂。作為改質萜烯樹脂，可使用芳香族改質萜烯樹脂、氫化萜烯樹脂、氫化芳香族改質萜烯樹脂等。作為改質萜烯酚樹脂，可使用氫化萜烯酚樹脂等。作為改質苯乙烯樹脂，可使用苯乙烯丙烯酸樹脂、苯乙烯順丁烯二酸樹脂等。作為改質二甲苯樹脂，可列舉酚改質二甲苯樹脂、烷基酚改質二甲苯樹脂、酚改質可溶酚醛型二甲苯樹脂、多元醇改質二甲苯樹脂、聚氧乙烯加成二甲苯樹脂等。

作為溶劑，可列舉水、醇系溶劑、二醇醚系溶劑、萜品醇類等。作為醇系溶劑，可列舉異丙醇、1,2-丁二醇、異莰基環己醇、2,4-二乙基-1,5-戊二醇、2,2-二甲基-1,3-丙二醇、2,5-二甲基-2,5-己二醇、2,5-二甲基-3-己炔-2,5-二醇、2,3-二甲基-2,3-丁二醇、1,1,1-參(羥基甲基)乙烷、2-乙基-2-羥基甲基-1,3-丙二醇、2,2'-氧基雙(亞甲基)雙(2-乙基-1,3-丙二醇)、2,2-雙(羥基甲基)-1,3-丙二醇、1,2,6-三羥基己烷、雙[2,2,2-參(羥基甲基)乙基]醚、1-乙炔基-1-環己醇、1,4-環己二醇、1,4-環己烷二甲醇、赤蘚醇、蘇糖醇、癒創木酚甘油醚、3,6-二甲基-4-辛炔-3,6-二醇、2,4,7,9-四甲基-5-癸炔-4,7-二醇等。作為二醇醚系溶劑，可列舉二乙二醇單-2-乙基己基醚、乙二醇單苯基醚、2-甲基戊烷-2,4-二醇、二乙二醇單己基醚、二乙二醇二丁基醚、三乙二醇單丁基醚等。

作為界面活性劑，可列舉聚氧伸烷基乙炔二醇類、聚氧伸烷基甘油醚、聚氧伸烷基烷基醚、聚氧伸烷基酯、聚氧伸烷基烷基胺、聚氧伸烷基烷基醯胺等。

(2)助焊劑的含量 相對於焊膏的總質量，助焊劑的含量較佳為5~95%，更佳為5~15%。若為此範圍，則可充分地發揮起因於焊料粉末之增黏抑制效果。

(3)焊料粉末 於本發明之焊膏所使用之焊料粉末較佳為球狀粉末。藉由為球狀粉末，焊料合金的流動性提升。

又，焊料合金為球狀粉末時，若具有 JIS Z 3284-1:2014之粉末尺寸之分類(表2)中相當於標號1~8之尺寸(粒度分佈)，則對微細之零件之焊接成為可能。粒子狀焊料材料的尺寸較佳為相當於標號4~8之尺寸，更佳為相當於標號5~8之尺寸。真球度較佳為0.90以上，更佳為0.95以上，最佳為0.99以上。

本發明中，球狀粉末之焊料合金的球徑及真球度係使用採用最小區域中心法(MZC法)的CNC影像測定系統(MITUTOYO公司製的ULTRA Quick Vision ULTRA QV350-PRO測定裝置)而測定。實施形態中，所謂真球度係表示與真球的偏離，例如為將500個之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。

(4)焊膏之製造方法

本發明之焊膏係藉由本業界中一般之方法而製造。首先，焊料粉末之製造係可採用滴加經熔融之焊料材料而獲得粒子之滴加法或進行離心噴霧之噴霧法、粉碎塊體之焊料材料的方法等之公知方法。滴加法或噴霧法中，為了製成粒子狀，滴加或噴霧較佳係於惰性環境或溶媒中進行。然後，可將上述各成分加熱混合而調製助焊劑，並於助焊劑中導入上述焊料粉末，進行攪拌、混合而予以製造。

3.焊球

本發明之焊料合金可使用作為焊球。當作為焊球而使用時，可將本發明之焊料合金使用本業界中一般之方法的滴加法來製造焊球。又，可藉由以在塗布有助焊劑之1個電極上搭載1個焊球並進行接合等本業界中一般之方法來加工焊球，而製造焊料接頭。焊球的粒徑較佳為1μm以上，更佳為10μm以上，再更佳為20μm以上，特佳為30μm以上。焊球的粒徑之上限較佳為3000μm以下，更佳為1000μm以下，再更佳為600μm以下。

4.焊料預形體

本發明之焊料合金可使用作為預形體。作為預形體的形狀，可列舉墊片、環狀、顆粒、盤形、帶式、線材等。

5.焊料接頭

本發明之焊料合金係可接合IC晶片等之PKG(Package)的電極與PCB(printed circuit board)等之基板的電極而形成焊料接頭。本發明之焊料接頭係由電極及焊料接合部所構成。所謂焊料接合部主要表示由焊料合金所形成之部分。

6.車載電子電路、ECU電子電路、車載電子電路裝置、ECU電子電路裝置

由至此為止的說明可清楚得知，本發明之焊料合金為熱循環性優異，可抑制焊料合金中之龜裂的產生或傳播。因此，即使於不間斷受到振動之狀態所使用之汽車用，亦即作為車載用而使用，也不會促進龜裂的成長或進展。因此，由具備此般之特別顯著之特性可知，本發明之焊料合金特別適用於搭載於汽車之電子電路的焊接。

此處，本說明書中所謂「熱循環性優異」係指，如後述之實施例所示般即使進行-40℃以下+125℃以上之熱循環試驗，3000循環後之龜裂產生率為90%以下，同樣地，3000循環後之剪切強度殘存率為30%以上。

此般之特性係意指，即使使用於上述熱循環試驗般之非常嚴苛的條件下，車載電子電路亦不會斷裂，即不會造成無法使用或誤動作。本發明之焊料合金特別是作為使用於ECU用之焊接的焊料合金係可靠性高。進而，本發明之焊料合金為於溫度循環經過後之剪切強度殘存率優異。亦即，即使長時間使用，對於衝撞或振動等來自外部所施加的力，剪切強度等之對於外力的耐性亦不會降低。

如此般，本發明之焊料合金於更進一步特定，係使用於車載電子電路的焊接，或使用於ECU電子電路的焊接而發揮優異之熱循環性。

所謂「電子電路」係指，藉由各自具有機能的複數電子零件之電機工程學上的組合，作為整體而發揮目的之機能之系統(system)。

作為構成此般之電子電路的電子零件，可例示晶片電阻零件、多重電阻零件、QFP、QFN、功率電晶體、二極體、電容器等。組入此等電子零件的電子電路係設置於基板上，而構成電子電路裝置。

本發明中，構成此般電子電路裝置的基板，例如印刷配線基板並未特別限制。又，其材質雖亦未特別限制，可例示耐熱性塑膠基板(例如：高Tg低CTE之FR-4)。印刷配線基板為以胺或咪唑等之有機物(OSP: Organic Surface Protection)對Cu焊墊表面進行處理而成之印刷電路基板較佳。

7.焊料合金之形成方法 本發明之焊料合金之製造方法並無限定，可藉由將原料金屬熔融混合而製造。

於焊料合金中形成As濃化層之方法亦無限定。作為As濃化層之形成方法的一例，可列舉將焊料材料在氧化環境(空氣或氧氣環境)中進行加熱。加熱溫度雖並無限定，但例如可設為40~200℃，亦可為50~80℃。加熱時間亦無限定，例如可設為數分鐘～數天，較佳設為數分鐘～數小時。為了形成充分量之As濃化層，加熱時間較佳設為10分鐘以上，更佳設為20分鐘以上。前述之焊料粉末、焊球、焊料預形體也例如藉由此加熱處理而形成As濃化層。

本發明之焊料合金係可藉由使用低α線材作為其原材料而製造低α線合金。此般之低α線合金，若用於形成記憶體周邊之焊料凸塊，則可抑制軟性錯誤(soft error)。 [實施例]

使用表1~4的實施例及比較例中記載的焊料合金(質量%)，評價1.溫度循環試驗(龜裂可靠性及剪切強度可靠性)、2.As表面濃化、3.增黏抑制。

1.溫度循環試驗 (1-1)龜裂可靠性(龜裂率) 將表1~4之焊料合金微粒化(atomization)而製成焊料粉末。與包含松脂、溶劑、活性劑、觸變劑、有機酸等之焊接助焊劑進行混合，製作各焊料合金的焊膏。透過150μm之金屬遮罩使焊膏印刷至6層之印刷基板後，使用貼片機(mounter)安裝3216的晶片電阻，在實施例中係於最高溫度235℃、在比較例中係於最高溫度280℃，以保持時間40秒的條件下進行回焊焊接，而製作試驗基板。焊料粉末為使用平均粒徑為21μm，相當於JIS Z3284-1：2014的粉末尺寸分類(表2)之5者，且在大氣中，使用乾燥裝置以60℃加熱30分鐘而得。僅比較例25係使用未進行加熱處理之焊料粉末。

將以各焊料合金進行焊接之試驗基板放入至設定為低溫-40℃、高溫+125℃、保持時間30分鐘之條件的溫度循環試驗器中，在3000循環後於各條件從溫度循環試驗器取出，使用150倍之金屬顯微鏡，觀察龜裂的狀態，並設想龜裂的全長，測定出龜裂率。

龜裂率(%)=(龜裂長度的總合)×100/(設想線龜裂全長)

此處，所謂「設想線龜裂全長」係指完全斷裂之龜裂長度。龜裂率為將圖1所示之複數龜裂6的長度合計除以龜裂預想進展路徑8的長度之比率。本實施例中，於龜裂率為90%以下的情況為沒有實用上問題的程度，故龜裂可靠性設為「○」，於超過90%的情況下龜裂可靠性設為「×」。

(1-2)剪切強度可靠性(剪切強度殘存率)

剪切強度可靠性為相對於溫度循環試驗前之初期狀態的焊料接頭的剪切強度，於溫度循環試驗可維持何種程度之強度的指標。

剪切強度試驗係使用接頭強度試驗機STR-1000，在室溫下以試驗速度6mm/min、試驗高度為50μm之條件進行。剪切強度殘存率(%)係以(初期的剪切強度)×100/(溫度循環試驗後的剪切強度)而求得。本實施例中，於剪切強度殘存率為30%以上的情況為沒有實用上問題的程度，故剪切強度可靠性設為「○」，於未達30%的情況下剪切強度可靠性設為「×」。

2.As表面濃化

As表面濃化的評價係使用利用XPS(X射線光電光譜法：X-ray Photoelectron Spectroscopy)之深度方向分析，以如下之方式進行評價。

(分析條件)

．分析裝置：微小區域X射線光電子光譜分析裝置(Kratos Analytical公司製AXIS Nova)

．分析條件：X射線源AlKα線，X射線槍電壓15kV，X射線槍電流值10mA，分析區域700μm×300μm

．濺鍍條件：離子種Ar⁺，加速電壓2kV，濺鍍速率0.5nm/min(SiO₂換算) ･樣品：準備3個將「1.溫度循環試驗」所得之焊料粉末無間隙且平坦地鋪滿於貼附有碳膠帶之載台上而成者，以作為樣品。其中，樣品的大小設為5.0mm×5.0mm。焊料粉末為使用平均粒徑為21μm，相當於JIS Z3284-1:2014的粉末尺寸分類(表2)之5者。

(評價順序) 由5.0mm×5.0mm之大小的樣品中，選定任意之700μm×300μm之區域，一邊進行離子濺鍍一邊對Sn、O及As之各原子進行XPS分析，得到XPS分析的圖表。於每1個樣品選定1個區域，對3個樣品各自進行1次，合計3次之分析。

將藉由XPS分析所得到之圖表的一例表示於圖2~4。圖2~4為對於相同的樣品變更縱軸之檢測強度(cps)的尺度而得者，橫軸為由濺鍍時間算出之SiO ₂換算之深度(nm)。XPS分析的圖表中，縱軸為檢測強度(cps)，橫軸可選自濺鍍時間(min)或由濺鍍時間使用SiO ₂標準試料的濺鍍蝕刻速率而算出之SiO ₂換算之深度(nm)的任一者，但圖2~4中，將XPS分析的圖表中之橫軸設為由濺鍍時間使用SiO ₂標準試料的濺鍍蝕刻速率而算出之SiO ₂換算之深度(nm)。

並且，各樣品之XPS分析的圖表中，將O原子之檢測強度成為最大之SiO ₂換算之深度設為Do･max (nm)(參照圖3)。然後，較Do･max更深之部分中，將O原子之檢測強度成為最大檢測強度(Do･max處之強度)的1/2強度的最初之SiO ₂換算之深度設為D1(nm)。

接著，各樣品之XPS分析的圖表中，求出自最表面起至深度2×D1為止之區域(SiO ₂換算之深度為0~2×D1(nm)之區域)中的As之檢測強度之積分值(S1)、與自深度2×D1起至進而僅深2×D1之部分為止之區域(SiO ₂換算之深度為2×D1~4×D1(nm)之區域)中的As之檢測強度之積分值(S2)(參照圖4)，將其進行比較。

並且，基於以下的基準進行評價。 ･於全部3次的測定中均為S1＞S2：形成有As濃化層(○) ･於全部3次的測定中之2次以下的次數為S1＞S2：未形成As濃化層(×) 3.增黏抑制 藉由將「1.溫度循環試驗」所得之焊料粉末與表5所示之助焊劑，以助焊劑與焊料粉末之質量比(助焊劑：焊料粉末)成為11:89之方式進行加熱攪拌後，予以冷卻而製作焊膏。對於該等焊膏，依據JIS Z 3284-3:2014之「4.2 黏度特性試驗」中記載的方法，使用旋轉黏度計(PCU-205、Malcolm股分有限公司製)，以轉數：10rpm、測定溫度：25℃，持續測定黏度12小時。然後，將初期黏度(攪拌30分鐘後之黏度)與12小時後之黏度進行比較，基於以下的基準進行增黏抑制效果之評價。 12小時後之黏度≦初期黏度×1.2：經時之黏度上升小而良好(○) 12小時後之黏度＞初期黏度×1.2：經時之黏度上升大而不良(×)

如表1~4所示可知，實施例1~128係任一的合金組成中滿足全部本發明之要件，因此具有優異之龜裂可靠性及剪切強度可靠性，且具備As表面濃化，也具有增黏抑制效果。並且，均具備As濃化層，可知能夠抑制焊膏黏度的經時變化，且亦可抑制焊料片加熱時的黃變。另一方面，可知由於比較例1~24係任一的合金組成中未滿足本發明之要件的至少一個，故上述效果之至少1個較差。比較例23係由於As較多，濕潤性差，無法形成焊料接頭，因此不能進行龜裂可靠性及剪切強度可靠性的評價。比較例25係由於未進行加熱處理，無法形成As濃化層，不能得到增黏抑制效果。

1:晶片零件 2:焊料合金 3:基板 4:Cu焊墊 5:金屬間化合物層 6:龜裂進展路徑 8:龜裂預想進展路徑

[圖1] 圖1為表示龜裂率之算出方法的示意圖。 [圖2] 圖2為焊球表面之XPS分析的圖表。 [圖3] 圖3為焊球表面之XPS分析的圖表。 [圖4] 圖4為焊球表面之XPS分析的圖表。

1:晶片零件 2:焊料合金 3:基板 4:Cu焊墊 5:金屬間化合物層 6:龜裂進展路徑 8:龜裂預想進展路徑

Claims (11)

1. 一種焊料合金，其特徵為：以質量%計為Ag：1~4%、Cu：0.5~1.0%、Bi：1.5~5.5%及Sb：1.0~5.3%或Bi：超過5.5%且7.0%以下及Sb：2.0~5.3%、Ni：0.01~0.2%、As：0.0040~0.0250%，其餘部分由Sn所成；並且具有As濃化層，前述As濃化層的存在係依據以下判定基準而被確認，前述As濃化層係自焊料合金的最表面起至SiO ₂換算之深度為2×D1(nm)為止的區域，前述As濃化層之SiO ₂換算之厚度為0.5~8.0nm； (判定基準) 在5.0mm×5.0mm之大小的樣品中，選定任意之700μm×300μm之區域，進行併用離子濺鍍之XPS分析；於每1個樣品選定1個區域，對3個樣品各自進行1次，合計3次之分析；於全部3次之分析中均為S1＞S2的情況，判斷為形成有As濃化層， 此處， S1：於XPS分析的圖表中，SiO ₂換算之深度為0~2× D1(nm)之區域中的As之檢測強度之積分值 S2：於XPS分析的圖表中，SiO ₂換算之深度為2×D1 ~4×D1(nm)之區域中的As之檢測強度之積分值 D1：於XPS分析的圖表中，於較O原子之檢測強度成為最大之SiO ₂換算之深度(Do･max(nm))更深之部分中，O原子之檢測強度成為最大檢測強度(Do･max處之強度)的1/2強度的最初之SiO ₂換算之深度(nm)。
2. 如請求項1之無鉛焊料合金，其中，進而以質量%計含有In：0.2%以下。
3. 如請求項1或2之焊料合金，其中，進而以質量%計含有Co：0.1%以下。
4. 一種焊膏，其包含由如請求項1~3中任一項之焊料合金所成之焊料粉末與助焊劑。
5. 一種焊球，其係由如請求項1~3中任一項之焊料合金所成。
6. 一種焊料預形體，其係由如請求項1~3中任一項之焊料合金所成。
7. 一種焊料接頭，其特徵為由如請求項1~3中任一項之焊料合金所形成。
8. 一種車載電子電路，其特徵為具有如請求項1~3中任一項之焊料合金。
9. 一種ECU電子電路，其特徵為具有如請求項1~3中任一項之焊料合金。
10. 一種車載電子電路裝置，其特徵為具備如請求項8之車載電子電路。
11. 一種ECU電子電路裝置，其特徵為具備如請求項9之ECU電子電路。

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