TWI818752B - 焊料合金、焊錫球、預成型錫片、焊錫膏及焊接點 - Google Patents
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Abstract
本發明提供一種浸潤性優良，且透過抑制焊接點的斷裂，而具備高可靠性的焊料合金、焊錫球、預成型錫片、焊錫膏及焊接點。焊料合金其以質量%計，具有Ag：1.0~ 3.8%、Cu：0.4~0.8%、Sb：0.03~2.90%、In：1.1~4.2%、Ni：0.01~0.14%、Bi：0.1~5.0%及其餘部分由Sn所構成的合金組成。
Description
本發明係有關於一種使用於各種電子設備的焊料合金、焊錫球、預成型錫片、焊錫膏及焊接點。
近年來隨著電腦等民生電子設備的高機能化，搭載於基板之電子零件的性能大幅提升。隨著電子零件的高性能化，通入電子零件的電流增大，因此民生電子設備之基板所使用的焊接點常暴露於高溫下。又，以分步焊接進行焊接時，焊接點亦是暴露於約150℃的高溫下。另外，一般常假設，民生電子設備會在寒冷地帶使用。
作為焊接點暴露於嚴峻的環境下之用途，除民生電子零件外，尚可舉出車載電子設備或者產業電子設備。隨著汽車的車輛電子化進展，而逐漸由汽油車經混合動力車轉變為電動車。隨之，車載電子設備的基板，因用途的擴大而常配置於引擎室等暴露於高溫之處。另一方面，當引擎停止時，若於寒冷地帶時，則會暴露於-40℃以下的低溫。再者，在某些使用環境下，對電子設備施加衝擊等的物理外力乃常有者。
又，產業電子設備係在對於作業者常感作業困難的場所等使用。因此，產業電子設備的基板係與車載電子設備的基板相同，設想其會暴露於冷熱溫差極大的環境，或是對電子設備施加外力。
此外，作為連接基板與電子零件之合金，常廣泛使用Sn-3Ag-0.5Cu焊料合金。焊料合金的適用範圍雖逐漸擴大，隨之，如以車載等用途為代表者，漸而要求在嚴峻的環境長時間使用，焊接點也不會發生斷裂或劣化的高連接可靠性。
然而，電子電路暴露於如上述之冷熱溫差時，則會因電子零件與印刷基板的熱膨脹係數差異，使應力集中於焊接點。又，對電子設備施加外力時，應力會集中於剖面積較小的焊接點。因此，使用習知Sn-3Ag-0.5Cu焊料合金時有焊接點斷裂之虞，而要求抑制此缺點的焊料合金。
例如專利文獻1中揭示一種合金組成，其中作為在熱循環環境下可抑制焊接點的龜裂擴大且可抑制破孔的產生之焊料合金，可於Sn-Ag-Cu-Sb-Bi-Ni焊料合金中含有作為任意元素的In或Co等。
專利文獻2中揭示一種合金組成，其中作為金屬間化合物之組織細微且耐裂性優良，藉由抑制破孔及Cu腐蝕並抑制熱循環後之裂痕的擴大而耐久性優良之焊料合金，可於Sn-Ag-Cu-Bi-Ni-Co系焊料合金中含有作為任意元素的Sb、In等。
專利文獻3中揭示一種合金組成，其中作為浸潤性及熱循環後之接合耐久性的提升優良之焊料合金，可於Sn-Ag-Cu-Bi-Sb-In-Ni系焊料合金中含有作為任意元素的Co等。
先前技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本特開2017-170464號公報
專利文獻2：日本特開2014-037005號公報
專利文獻3：日本專利第6060199號公報
[發明所欲解決之課題]
然而，專利文獻1~3所記載之焊料合金係如前述，主要著重於熱循環特性來進行合金設計。電子設備暴露於熱循環時，會由基板與電子零件的熱膨脹係數差異而對焊接點施加應力。另一方面，對車載電子電路施加振動時，其應力的施加方式，研判係與熱循環時所產生之印刷基板或電子零件的伸縮所生成的應力不同。如此，因近年來電子設備的高機能化或用途擴大導致使用環境惡化，由此，縱然對焊接點施加各種應力，為了避免焊接點的斷裂，仍需提升焊料合金本身的強度。
又，焊接點的斷裂，除構成焊接點之焊料合金的斷裂外，尚可舉出因焊料合金的浸潤性劣化而發生之於接合界面的斷裂。如此，為了形成可靠性較以往更高的焊接點，而需再次探討週習知合金組成。
本發明課題在於提供一種浸潤性優良，且透過抑制焊接點的斷裂，而具備高可靠性的焊料合金、焊錫球、預成型錫片、焊錫膏及焊接點。
解決課題之手段
本案發明人等針對因基板與電子零件的熱膨脹係數差異而施加於焊接點之應力詳細進行探討，著重在施加於焊接點之應力係接近物性試驗中之深拉加工時的應力。熱膨脹係數差異甚大時，由於一側會大幅翹曲，構成焊接點之焊料合金的一部分會被拉伸。只要縮面率優良，即使施予較大的應力，仍可抑制焊接點的斷裂。
又，縱使因基板與電子零件的熱膨脹係數差異所生成的應力施加於焊接點，但研判構成焊接點之焊料合金的應變能愈大，愈能抑制焊接點的斷裂。本發明中的應變能係如圖1所示，在用於說明應變能的應力-應變曲線中，以反曲點以後的區域表示。
由縱軸與橫軸所包圍的面積係相當於應變能。如圖1(b)所示，若拉伸應力與應變量皆較大，表示應變能較大。如此，為了增加應變能，而要求較高的拉伸強度與應變量。
又，就焊接點斷裂的原因，研判係電極與焊料合金之接合界面處的斷裂。而為了抑制此斷裂，而需提升焊料合金的浸潤性。焊料合金的熔點會隨著合金組成而變動，惟熔點較高時，為了使焊料合金廣泛浸潤，而需提升焊接溫度。惟，要改變焊接裝置的設定溫度，由搭載於基板之電子零件的耐熱性等觀點而言非屬容易者。因此，為了提升焊料合金的浸潤性，而需降低焊料合金的熔點。
以往著眼於耐熱循環性而探討之專利文獻1~3所揭示之習知Sn-Ag-Cu-Sb-In-Ni-Bi焊料合金，未考量到縮面率、應變能及浸潤性。就專利文獻1之實施例23所揭示之Ag：3.0質量%、Cu：0.7質量%、Bi：3.2質量%、In：3.0質量%、Sb：3.0質量%、Ni：0.03質量%、Co：0.008質量%及其餘部分為Sn的焊料合金，獲得液相線溫度高且浸潤性較差之見解。就專利文獻2之實施例40所揭示之Ag：3.0質量%、Cu：0.5質量%、Sb：1.5質量%、In：4.3質量%、Ni：0.05質量%、Bi：0.5質量%、Co：0.005質量%及其餘部分為Sn的焊料合金，獲得縮面率較差之見解。就專利文獻3之實施例54所揭示之Ag：0.1質量%、Cu：0.7質量%、Sb：0.08質量%、In：2質量%、Ni：0.065質量%、Bi：4.5質量%、Co：0.003質量%及其餘部分為Sn的焊料合金，獲得焊料合金的合金組織較為粗大之見解。
因此，本案發明人等針對即使是被視為耐熱循環性優良的習知焊料合金，但仍可同時滿足浸潤性提升、應變能提升、高縮面率及拉伸強度的合金組成致力進行研究。其結果獲得以下見解：就Sn-Ag-Cu-Sb-In-Ni-Bi焊料合金，含有既定量的Bi時，透過降低In的含量與Sb的含量，可使微細的InSb析出結晶而有助於縮面率的提升。吾人獲得此見解：由於Bi會固溶於Sn，只要含量處於既定的範圍內，則有助於拉伸強度的提升。又，獲得Ag與Ni有助於合金組織的微細化之見解。吾人推察，Ag由於會形成微細的Ag
3Sn的網路而能夠促進合金組織的緻密化。又，獲得Ni有助於接合界面處之合金組織的微細化之見解。此外，亦獲得此見解：就Cu而言，在Ag、Ni、Bi、In及Sb滿足上述特性的範圍內，可抑制液相線溫度的上升。如此，本發明係根據只要各構成元素的含量為既定的範圍內，即可同時發揮上述效果之見解而完成者。
根據此等見解而得之本發明如下：
(1)一種焊料合金，其特徵為：以質量%計，具有Ag：1.0~3.8%、Cu：0.4~0.8%、Sb：0.03~2.90%、In：1.1~4.2%、Ni：0.01~0.14%、Bi：0.1~5.0%及其餘部分由Sn所構成的合金組成。
(2)如上述(1)之焊料合金，其進一步以質量%計，含有Co：0.1%以下。
(3)如上述(1)或上述(2)之焊料合金，其進一步以質量%計，總計含有0.1%以下之Zr、Fe、Ge、Ga、P、As、Pb、Zn、Mg、Cr、Ti、Mn、Mo、Pt、Pd、Au、Al及Si的至少1種。
(4)如上述(1)~上述(3)中任一項之焊料合金，其中上述合金組成係滿足下述(1)式~(4)式的至少一式：
上述(1)式~(4)式中，Sn、Cu、Ag、Ni、Bi、In及Sb係各自表示合金組成的含量(質量%)。
(5)一種焊錫球，其係由如上述(1)~上述(4)中任一項之焊料合金所構成。
(6)一種預成型錫片，其係由如上述(1)~上述(4)中任一項之焊料合金所構成。
(7)一種焊錫膏，其係具有由如上述(1)~上述(4)中任一項之焊料合金所構成的焊料粉末。
(8)一種焊接點，其係具有如上述(1)~上述(4)中任一項之焊料合金。
[實施發明之形態]
以下更詳細說明本發明。於本說明書中，與焊料合金組成有關之「%」，除非特別指定，否則為「質量%」。
1. 焊料合金
(1)Ag：1.0~3.8%
Ag可形成微細的Ag
3Sn網路，而促進焊料合金的緻密化。Ag含量未達1.0%，無法析出Ag
3Sn結晶，而使得縮面率劣化。又，無法形成Ag
3Sn網路。Ag含量的下限為1.0%以上，較佳為1.5%以上，更佳為2.0%以上，再更佳為2.5%以上，特佳為3.0%以上。另一方面，Ag含量若超過3.8%，則會析出粗大的Ag
3Sn結晶，使合金組織非緻密而導致縮面率降低。Ag含量的上限為3.8%以下，較佳為3.4%以下。
(2)Cu：0.4~0.8%
Cu可透過抑制液相線溫度的上升而維持熔融焊料的優良浸潤性。Cu含量未達0.4%或超過0.8%時，液相線溫度會上升，因接合溫度下的流動性降低而導致浸潤性劣化。Cu含量的下限為0.4%以上，較佳為0.5%以上，再更佳為0.6%以上。又，Cu含量的上限為0.8%以下，較佳為0.7%以下。
(3)Sb：0.03~2.90%
Sb可透過與In同時添加，使微細的InSb結晶析出，而提升縮面率。Sb含量未達0.03%，無法析出InSb結晶，而無法獲得提升縮面率之效果。Sb含量的下限為0.03%以上，較佳為0.05%以上。另一方面，Sb含量若超過2.90%，則液相線溫度會上升而導致浸潤性劣化。Sb含量的上限為2.90%以下，較佳為2.50%以下，更佳為2.00%以下。
(4)In：1.1~4.2%
In可透過與Sb同時添加，使微細的InSb結晶析出，而提升縮面率。In整體含量未達1.1%，無法析出InSb結晶，而無法獲得提升縮面率之效果。In含量的下限為1.1%以上，較佳為2.0%以上，更佳為3.0%以上。另一方面，In含量若超過4.2%，透過與Ag同時添加，則會析出粗大的InSb化合物結晶而導致縮面率劣化。In含量的上限為4.2%以下，較佳為4.0%以下。
(5)Ni：0.01~0.14%
Ni可於焊接後抑制Cu向Sn的擴散，而抑制在接合界面析出之金屬間化合物的生長。進而，藉由抑制接合界面析出之金屬化合物的粗大化，可達接合界面的強化。Ni含量未達0.01%，合金組織不夠緻密，而無法提升應變能。又，無法達到接合界面的強化。Ni含量的下限為0.01%以上，較佳為0.02%以上，更佳為0.03%以上，再更佳為0.04%以上。另一方面，Ni含量若超過0.14%，則因液相線溫度上升而導致浸潤性變差。Ni含量的上限為0.09%以下，較佳為0.06%以下，更佳為0.05%以下。
(6)Bi：0.1~5.0%
就Bi而言，由於Bi會固溶於Sn，而能夠提升拉伸強度。Bi含量未達0.1%時，未能提升拉伸強度。Bi含量的下限為0.1%以上，較佳為0.5%以上。另一方面，Bi含量超過5.0%時，Bi會偏析而導致焊料合金脆化，使得拉伸強度與縮面率變差。Bi含量的上限為5.0%以下，較佳為4.0%以下，更佳為3.0%以下，再更佳為2.0%以下，特佳為1.0%以下。
(6)其餘部分：Sn
本發明之焊料合金的其餘部分為Sn。除前述元素外亦可含有無可避免之雜質。含有無可避免之雜質時，也不會影響前述效果。
(7)Co：0.100%以下
Co具有抑制金屬間化合物的生長，而使合金組織更微細之效果的任意元素。Co含量的上限較佳為0.100%以下，更佳為0.050%以下，再更佳為0.010%以下。Co含量的下限不特別限定，基於達到合金組織的微細化之觀點，較佳為0.001%以上，更佳為0.003%以上，再更佳為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。
(9)其他的任意元素
本發明之焊料合金除上述之外，亦能以總計為0.1%以下的量含有Zr、Fe、Ge、Ga、P、As、Pb、Zn、Mg、Cr、Ti、Mn、Mo、Pt、Pd、Au、Al及Si的至少1種。尤其是就Fe而言，由於有抑制接合界面析出之金屬間化合物的生長之效果，透過含於本發明之焊料合金，可進一步提升Ni之效果。此等元素即使含有0.1%以下，也不會析出粗大的化合物，而能夠發揮本發明之上述效果。此等元素的總含量較佳為0.1%以下，更佳為0.09%以下，再更佳為0.05%以下，特佳為0.015%以下。對於各元素的含量不特別限定，較佳為0.0003~0.02%。此等當中，Fe係與Ni相同，可於焊接後抑制Cu向Sn的擴散，而抑制在接合界面析出之金屬間化合物的生長。進而，藉由抑制接合界面析出之金屬化合物的粗大化，可達接合界面的強化。
(10)(1)式~(4)式
上述(1)式~(4)式中，Sn、Cu、Ag、Ni、Bi、In及Sb係各自表示前述合金組成的含量(質量%)。
本發明之焊料合金較佳滿足(1)式~(4)式的至少一式。滿足所有各式的合金組成可發揮特別優良之效果。
Cu對液相線溫度極有助益。因此，其與主成分之Sn的比例若滿足(1)式，即為顯示適於焊接之浸潤性的液相線溫度。(1)式的下限較佳為113以上，更佳為123以上，特佳為125以上。(1)的上限較佳為165以下，更佳為151以下，再更佳為132以下。
於本發明之焊料合金中，Ag有助於合金組織的緻密化，Ni則有助於接合界面的均勻緻密化。由於其皆可析出與Sn的化合物之結晶，各者的含量若均衡地摻混，則可抑制化合物的粗大化，而促進合金組織的緻密化。(2)式的下限較佳為0.06以上，更佳為0.09以上，再更佳為0.10以上。(2)的上限較佳為0.19以下，更佳為0.15以下。
又，Bi、In及Sb有益於本發明之焊料合金的機械特性。Bi有助於提升拉伸強度，In及Sb則有助於提升縮面率。然而，任一種元素的含量過多或不足時，則如前述，無法兼顧拉伸強度與縮面率。從而，本發明之焊料合金較佳滿足(3)式。(3)式的下限較佳為0.10以上，更佳為0.14以上，再更佳為0.16以上。(3)式的上限較佳為0.32以下，更佳為0.25以下，再更佳為0.200以下。
再者，本發明之焊料合金若滿足(4)式，則可進一步提升縮面率。因此，藉由添加而提升縮面率之In及Sb的總含量，以及含量多與縮面率降低之Ag、In及Bi係以保持均衡地含有為宜。(4)式的下限較佳為0.432以上，更佳為0.433以上，再更佳為0.442以上。(4)式的上限較佳為0.999以下，更佳為0.769以下，再更佳為0.750以下。
2.焊錫球
本發明之焊料合金可作成焊錫球使用。
本發明之焊錫球可使用於形成BGA(球柵陣列)等半導體封裝的電極或基板的凸塊。本發明之焊錫球的直徑較佳為1~1000μm的範圍內。焊錫球可藉由一般的焊錫球之製法來製造。
3.預成型錫片
本發明之預成型錫片的形狀不特別限定，能以板狀、環狀、圓筒狀、帶狀、方形、圓盤形、墊圈形、小片狀、線形等形態使用。預成型錫片其熔點高於焊料合金，可於內部含有容易浸潤於熔融焊料的高熔點金屬粒(例如以Ni粒或Cu粒及Ni或Cu為主成分的合金粉)。
4.焊錫膏
本發明之焊料合金可作成焊錫膏使用。焊錫膏係將焊料合金粉末與少量的助焊劑混合所調成的膏狀物。本發明之焊料合金可作為焊錫膏而利用於採迴焊焊接法之電子零件對印刷基板的安裝。焊錫膏所使用之助焊劑可為水溶性助焊劑與非水溶性助焊劑任一種。典型上係使用松香基底之非水溶性助焊劑的松香系助焊劑。
5.焊接點
本發明之焊接點係連接半導體封裝中的IC晶片與其基板(中介層)，或者接合半導體封裝與印刷基板而連接。亦即，本發明之焊接點係指電極的連接部，可採用一般的焊接條件來形成。
使用本發明之焊料合金的接合方法，只要例如採用迴焊法並依循常用方法來進行即可。加熱溫度亦可配合晶片的耐熱性或焊料合金的液相線溫度而適宜調整。其他接合條件可配合焊料合金的合金組成適宜調整。
實施例
調製由表1~3所示合金組成所構成的焊料合金，作為評估1係測定液相線溫度，作為評估2係評估焊料組織的緻密性，作為評估3係評估縮面率，作為評估4係評估拉伸強度，作為評估5則評估接合界面的均勻微細化。
・評估1：液相線溫度
製作表1之各焊料合金，並測定焊料合金的液相線溫度。液相線溫度係以與JIS Z 3198-1之固相線溫度之測定方法同樣之採用DSC的方法來實施。液相線溫度為200~218℃時係評為「◎」；超過218℃且為220℃以下時評為「〇」；超過220℃時評為「×」；低於200℃時亦評為「×」。
・評估2：焊料組織的緻密性
將表1所示合金組成所構成的焊料合金澆注至既定的模具中，將所得焊料合金以樹脂進行塑模並研磨，利用FE-SEM以1000倍的倍率拍攝焊料合金經研磨至一半程度的部位。由拍攝之照片，藉由剖面觀察及根據EDS之映射組成分析來評估Ag
3Sn的緻密性及InSb的微細化。根據映射組成分析來鑑定各化合物，依目視選出最大的結晶粒。針對此結晶粒，以間隔達最大的方式拉出平行的2條切線，以其間隔作為最大結晶粒徑。當Ag
3Sn的最大結晶粒徑為5μm以上10μm以下時係評為「◎」；超過10μm且為15μm以下時評為「〇」；未達5μm時及超過15μm時則評為「×」。又，InSb的最大結晶粒徑為5μm以下時係評為「◎」；超過5μm且為10μm以下時評為「〇」；超過10μm時則評為「×」。此外，就評估2，Ag
3Sn及InSb皆為「◎」時係評為「◎」；任一者為「◎」且另一者為「〇」時評為「〇」；有任一者為「×」時則評為「×」。
・評估3、4：縮面率、拉伸強度
縮面率及拉伸強度係依據JISZ3198-2來測定。將表1所記載之各焊料合金澆注至模具中，製成標距為30mm、直徑8mm的試片。將製成之試片，藉由Instron公司製Type5966，於室溫下，以6mm/min的衝程予以拉伸，量測試片斷裂時的強度。又，由試片斷裂部分的剖面積S
1相對於試驗前的剖面積S
0之比例，量測縮面率。拉伸強度為65MPa以上時係評為「◎」；為60MPa以上且未達65MPa時評為「〇」；未達60MPa時則評為「×」。縮面率為50%以上時係評為「〇」；未達50%時則評為「×」。
將評估結果示於表1~3。
・評估5：接合界面的均勻微細化
由表1所示各焊料合金，調製φ0.6mm的焊錫球。
將此焊錫球搭載於Cu墊上後，以245℃進行迴焊，而製成焊料凸塊。由焊料凸塊與Cu墊的接合界面之剖面所攝得的剖面SEM照片，測定金屬間化合物(IMC)的厚度來評估接合界面的均勻微細化。當接合界面呈均勻且微細時，金屬間化合物層會變薄，由此，於評估5中，均勻微細化的評估係以金屬間化合物的厚度來評估。藉由影像解析軟體(西華產業股份有限公司製：Scandium)對剖面SEM照片進行解析，量測金屬間化合物層的厚度。金屬間化合物的厚度若為1.5μm以下係評為「◎」，若超過1.5μm且為2.5μm以下係評為「〇」，若超過2.5μm則評為「×」。
將評估結果示於表1~3。
由表1~3可知，由於實施例1~56其構成元素均為合宜者，液相線溫度顯示既定範圍內的溫度。又，焊料合金之組織呈緻密，顯示優良的縮面率及拉伸強度。而且，接合界面之組織呈均勻且為微細者。滿足(1)式~(4)式之實施例2~4、7、8、11~17、19~22、24及29~56，確認在所有評估項目中顯示優良的結果。
另一方面，就比較例1~3，因Ag含量過多或不足，合金組織非為緻密而縮面率差。
就比較例4~7，因Cu含量過多或不足，液相線溫度非屬合宜。
就比較例8及9，因Sb含量較少而縮面率差。
就比較例10，因Sb含量較多而液相線溫度非屬合宜。
比較例11及12，因In含量過多或不足而縮面率差。
就比較例13，因Ni含量較少而無法確認接合界面的均勻緻密化。
就比較例14，因Ni含量較多而液相線溫度非屬合宜。
比較例15及16，因Bi含量較少而拉伸強度差。
比較例17及18，因Bi含量較多而縮面率及拉伸強度差。
用圖說明此等結果。圖2為焊料合金的剖面SEM照片，圖2(a)為實施例3，圖2(b)為比較例3。由圖2可知，於實施例3中可確認焊料組織為緻密者。另一方面，就比較例3，由於Ag
3Sn大於15μm，均可確認結晶粒粗大化。如此，構成元素的含量合宜之實施例，形成緻密的組織而發揮優良的效果，而構成元素之至少1種的含量非合宜之比較例則未形成緻密的組織，效果較差。
圖3為焊料合金的剖面SEM照片，圖3(a)為實施例3，圖3(b)為比較例13。就實施例3，可知在接合界面析出之金屬間化合物呈均勻且微細。另一方面，就比較例13，則無法確認接合界面的均勻緻密化。
[圖1]為表示說明用於應變能之應力-應變曲線的圖，圖1(a)為表示由拉伸強度軸與應變軸所包圍之面積較小的圖；圖1(b)為表示由拉伸強度軸與應變軸所包圍之面積較大的圖。
[圖2]為焊料合金的剖面SEM照片，圖2(a)為實施例3；圖2(b)為比較例3。
[圖3]為焊料合金的剖面SEM照片，圖3(a)為實施例3；圖3(b)為比較例13。
Claims (12)
- 一種焊料合金，其特徵為：以質量%計，具有Ag：1.0~3.8%、Cu：0.4~0.8%、Sb：0.03~2.90%、In：1.1~4.2%、Ni：0.01~0.14%、Bi：0.1~5.0%及其餘部分由Sn所構成的合金組成。
- 一種焊料合金，其特徵為：質量%計，Ag：1.0~3.8%、Cu：0.4~0.8%、Sb：0.03~2.90%、In：1.1~4.2%、Ni：0.01~0.14%、Bi：0.1~5.0%、Co：0.1%以下及其餘部分由Sn所構成的合金組成，前述合金組成係滿足下述(3)式：0.10≦Bi/(In+Sb)≦0.32 (3)上述(3)式中，Bi、In及Sb係各自表示前述合金組成的含量(質量%)。
- 如請求項1或2之焊料合金，其中前述合金組成係滿足下述(1)式及(4)式的至少一式：113≦Sn/Cu≦165 (1) 0.432≦(In+Sb)/(Ag+In+Bi)≦0.999 (4)上述(1)式及(4)式中，Sn、Cu、Ag、Bi、In及Sb係各自表示前述合金組成的含量(質量%)。
- 一種焊料合金，其特徵為：質量%計，具有Ag：1.0~3.8%、Cu：0.4~0.8%、Sb：0.03~2.90%、In：1.1~4.2%、Ni：0.01~0.14%、Bi：0.1~5.0%及總計含有0.1%以下之Zr、Fe、Ge、Ga、P、As、Pb、Zn、Mg、 Cr、Ti、Mn、Mo、Pt、Pd、Au、Al及Si的至少1種，及其餘部分由Sn所構成的合金組成，且前述合金組成係滿足下述(2)式：0.06≦Ag×Ni≦0.19 (2)上述(2)式中，Ag及Ni係各自表示前述合金組成的含量(質量%)。
- 一種焊料合金，其特徵為：質量%計，具有Ag：1.0~3.8%、Cu：0.4~0.8%、Sb：0.03~2.90%、In：1.1~4.2%、Ni：0.01~0.14%、Bi：0.1~5.0%、Co：0.001~0.1%以下及總計含有0.1%以下之Zr、Fe、Ge、Ga、As、Pb、Zn、Mg、Cr、Ti、Mn、Mo、Pt、Pd、Au、Al及Si的至少1種，及其餘部分由Sn所構成的合金組成。
- 如請求項5之焊料合金，其中進一步以質量%計，前述合金組成係滿足下述(3)式：0.10≦Bi/(In+Sb)≦0.32 (3)上述(3)式中，Bi、In及Sb係各自表示前述合金組成的含量(質量%)。
- 如請求項1或2之焊料合金，其中前述合金組成係滿足下述(2)式：0.06≦Ag×Ni≦0.19 (2)上述(2)式中，Ag及Ni係各自表示前述合金組成的含量(質量%)。
- 如請求項3之焊料合金，其中前述合金組 成係滿足下述(2)式：0.06≦Ag×Ni≦0.19 (2)上述(2)式中，Ag及Ni係各自表示前述合金組成的含量(質量%)。
- 一種焊錫球，其係由如請求項1~8中任一項之焊料合金所構成。
- 一種預成型錫片，其係由如請求項1~8中任一項之焊料合金所構成。
- 一種焊錫膏，其係具有由如請求項1~8中任一項之焊料合金所構成的焊料粉末。
- 一種焊接點，其係具有如請求項1~8中任一項之焊料合金。
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