WO2012137901A1 - はんだ合金 - Google Patents

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WO2012137901A1
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solder alloy
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alloy
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Inventor
西村　哲郎
和宏 野北
スチュアート デヴィッド マクドナルド，
ジョナサン ジェームス リード，
ティナ ヴェントゥーラ，
Original Assignee
株式会社日本スペリア社
ザ ユニバーシティ オブ クイーンズランド
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/26—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 400 degrees C
    • B23K35/262—Sn as the principal constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C13/00—Alloys based on tin

Definitions

  • the present invention relates to a solder alloy composition capable of improving the tensile strength and the crack strength of a solder joint in a tin-copper solder alloy.
  • solder alloys Since lead has an adverse effect on the human body, compositions containing no lead are becoming common in solder alloys. Since Sn has a low melting point and can be produced at a relatively low cost, Sn is widely used as a basic composition, and a Sn—Cu binary eutectic composition tin-copper solder alloy to which Cu is added at around 0.7 wt% In order to secure further strength, a solder alloy to which Ag is added has been developed.
  • the technological improvement improves circuit design technology such as IC, downsizing of electronic equipment, the pitch between the lead wires of the IC becomes very narrow, and the size of the solder joint is correspondingly A very small one is required.
  • a ball solder having a diameter of 20 microns which is widely used at present, is used for mounting.
  • Patent Document 1 as a prior art suppresses the generation of eutectic Cu 6 Sn 5 intermetallic compounds by adding Ni to Sn—Cu as described above.
  • the presence of Ni is an essential invention.
  • Patent Document 2 refines the structure of a coarse primary crystal ⁇ -Sn phase in a hypoeutectic composition using Sn as a base material, increases the hardness of the phase, and makes it substantially the same as the eutectic phase. In order to realize this, a small amount of Al is added.
  • Patent Document 3 fine particles containing an element that does not substantially dissolve are added to a eutectic Sn—Cu—Ag-based lead-free solder material to further refine the metal structure of the joint. Al is adopted.
  • Patent Documents 2 and 3 contain a very small amount of Al.
  • the former is intended to increase the hardness of the primary ⁇ -Sn phase in the hypoeutectic composition, and the latter is a joint.
  • Al is added for the purpose of refining the eutectic structure.
  • these patent documents do not focus on the fact that the primary phase Cu 6 Sn 5 intermetallic compound inevitably generated in the hypereutectic Sn—Cu alloy is dendritic and easily grows relatively large.
  • An object of the present invention is to avoid the adverse effect of the initial phase Cu 6 Sn 5 intermetallic compound of a hypereutectic Sn—Cu alloy on the physical properties of a solder joint. It is an object to disclose a solder alloy composition that can be prevented.
  • the present invention comprises Cu eutectic point of tin copper exceeding 0.7 wt%, up to 7.6 wt%, Al 0.006 to 0.15 wt%, and the balance Sn.
  • Composition of solder alloy In addition, a Sn—Cu—Ni—Al solder alloy in which 0.03 to 0.1 wt% of Ni was partially substituted with the remaining Sn was further added to this composition. Further, 0.1 to 3.5% by weight of Ag with respect to the composition of claim 1 was partially substituted with the remaining Sn to form a Sn—Cu—Ag—Al solder alloy. Alternatively, Al 2 O 3 was added as a means instead of Al.
  • a more preferable lower limit of the amount of Cu added is 2.0% by weight or more.
  • Al is a light metal having a melting point of 660.2 ° C. and a density of 2.7 g / cm 3 , and is easily oxidized into Al 2 O 3 .
  • the target of addition is either Al or Al 2 O 3 .
  • the initial phase Cu 6 Sn 5 intermetallic compound does not grow and is in the form of particles. This phenomenon is somewhat different depending on the amount of Al added, but all three samples were confirmed to be particulate.
  • the mechanism by which the growth of the primary phase Cu 6 Sn 5 intermetallic compound when Al is added has not been deduced so far, each of the dispersed Al fine particles has a primary phase Cu 6 Sn. Since it becomes a nucleus of a pentametallic compound, the nucleation frequency is increased, which is considered to be caused by a slow growth rate.
  • the addition of Al is not a factor in reducing the total amount of Cu 6 Sn 5 intermetallic compound originally has become a factor of the Cu 6 Sn 5 intermetallic compound exhibiting a dendritic structure does not grow into dendritic.
  • the addition amount of Al in each sample shown in FIG. 1 is an actual measurement value. Al is smaller in density than Sn, and there are some that diffuse uniformly and those that float on the surface of the molten metal. In the present invention, in order to precisely specify the amount of Al that works effectively, the amount of Al in the solidified body was measured for the amount of Al added.
  • the initial phase Cu 6 Sn 5 intermetallic compound can run over the entire length of the solder joint in the state where Al of FIG. 1 is not added. High nature. That is, in such a state, not only partial cracks are generated, but also the entire solder joint is cracked and the substrates bonded by BGA are peeled off.
  • the uniform Sn—Cu phase is continuous in the three types of samples to which Al is added, it is possible to avoid the occurrence of cracks caused by the Cu 6 Sn 5 intermetallic compound.
  • Fig. 2 compares SEM photographs of a sample with no Al added to Sn-4% Cu-0.05% Ni-0.007% Ge and three samples with Al added as in Fig. 1. Shows what In this sample, Ge is added. However, since Ge itself does not react with Sn and Cu, it is presumed that the same phenomenon can be obtained even in a sample to which Ge is not added. As is apparent from the photographs shown in FIG. 2, the initial phase Cu 6 Sn 5 intermetallic compound is longer in the sample in which Al is added at 60 ppm, 400 ppm, and 1000 ppm, respectively, as compared with the sample to which Al is not added. It was confirmed that the growth stopped at a large number of grains. That is, even in a solder alloy containing Ni as shown in FIG. 2, the addition of Al does not cause the Cu 6 Sn 5 intermetallic compound to grow greatly in the length direction, and the Sn—Cu—Ni phase is continuously formed. Appear.
  • FIG. 4 a state in which the Cu 6 Sn 5 intermetallic compound is produced when it is contained 7.6 wt% of Cu in Sn as a benchmark, which between Cu 6 Sn 5 metal in the case of adding Al
  • the state of compound growth was compared.
  • the Cu content in FIG. 4 is not a calculated value but an actually measured value.
  • an alloy in which 0.051% by weight Al is added to Sn-7.5Cu an alloy in which 0.143% by weight Al is added to Sn-7.3Cu, and 0.0 to Sn-6.9Cu.
  • the Cu 6 Sn 5 intermetallic compound exhibited a large number of grains.
  • the Cu content is set to 0.7 to 7.6% by weight, more preferably 2.0 to 7.6% by weight.
  • the present invention focuses on the fact that Cu 6 Sn 5 intermetallic compound grows inside the solder joint due to Sn—Cu hypereutectic and cracks occur at the intermetallic compound as a boundary. About the value, it became the lowest limit which becomes a hypereutectic with Sn and the first phase Cu 6 Sn 5 intermetallic compound is generated. In other words, what is important is not the exact value of 0.7% by weight, but the amount exceeding the amount of Cu that causes Sn—Cu hypereutectic in the alloy, that is, the hypereutectic region.
  • the more preferable lower limit of Cu is that when 2.0% by weight or more of Cu is contained, the formation of Cu 6 Sn 5 intermetallic compound is remarkable, and the object of the present invention is to appropriately suppress this by adding Al. Because it contributes to.
  • the upper limit if it exceeds 7.6% by weight, Cu 3 Sn having a melting point of 415 ° C. is formed in the intermetallic compound, so that this is considered to be avoided.
  • the lower limit of the Al or Al 2 O 3 results of the experiment, due to the fact that it was found that the length direction of the growth of the primary phase Cu 6 Sn 5 intermetallic compound is suppressed when it exceeds 0.006 wt%.
  • the upper limit if it exceeds 0.15% by weight, in the case of Al, a large amount of oxide film is formed at the time of addition, and the surface becomes black, so a step to avoid this is necessary, and the production efficiency is reduced. In addition, since a large amount of dross containing Al and Al is generated and floats on the surface of the molten solder, it is considered that the production efficiency is similarly reduced.
  • Al in the present invention is not intended to react with other elements, but suppresses the growth of the primary phase Cu 6 Sn 5 intermetallic compound, and the primary phase Cu 6 Sn 5 metal is granular with Al as the core.
  • the main purpose is to grow intermetallic compounds, and Al 2 O 3 , which is an oxide of Al, can be used as a core composition.
  • the addition of Al suppresses the growth of the dendritic structure of the primary phase Cu 6 Sn 5 intermetallic compound, so that only binary alloys having Sn—Cu as the main metal can be used.
  • an alloy is obtained by adding a further metal to Sn—Cu, such as a ternary alloy to which Ni is added or a ternary alloy to which Ag is added, the object of the present invention is not impaired. .
  • the present invention by adding a small amount of Al to an alloy containing Sn—Cu as a main element and an alloy containing Ni or Ag added thereto, the length direction of the primary phase Cu 6 Sn 5 intermetallic compound Growth is suppressed, and a Cu 6 Sn 5 intermetallic compound is produced in a granular form with Al as a nucleus. Accordingly, since the Sn—Cu phase and the like appear in a continuous state in the solidified alloy, cracks due to impact are reduced, and a solder alloy having excellent tensile properties can be obtained.
  • An SEM cross-sectional photograph when a small amount of Al is added to the Sn—Cu composition is shown.
  • the SEM cross-sectional photograph at the time of adding a trace amount of Al to the Sn—Cu—Ni composition is shown.
  • the SEM cross-sectional photograph at the time of adding trace amount Al to Sn-2.0Cu composition is shown.
  • the SEM cross-sectional photograph when a small amount of Al is added to the Sn-6.9 to 7.6Cu composition is shown.
  • a tensile test was performed on the composition of the present invention and a test specimen to which Al was not added.
  • the purpose of the test is as shown in FIG. 1 or FIG. 2.
  • the initial phase Cu 6 Sn 5 intermetallic compound grows long, so that the structure becomes non-uniform and the tensile test is performed.
  • the reason is to confirm the inference that the structure to which the Al is added will be stronger than the structure to which Al does not be added because it breaks with a relatively small force while the structure to which Al is added exhibits a uniform state.
  • the test piece was precisely weighed in a graphite crucible made by Nippon Crucible Co., Ltd.
  • the total weight of the alloy was 600 g for each sample, and heated to 450 ° C. in an electric furnace made by Shinyo Rika in the atmosphere. The sample was dissolved uniformly. Thereafter, the sample was poured into a stainless steel mold left at room temperature, allowed to cool at room temperature for 15 minutes, and then a sample was taken out to obtain a test specimen for measurement.
  • the weight of the test piece was about 170 g, the dimensions were 170 mm in length, 10 mm in width, and 10 mm in thickness.
  • the test was conducted on four types: a comparative example in which Al was not added and Examples 1 to 3 in which Al was added. Table 1 shows the composition of each sample.
  • a test piece was attached to a universal testing machine AG-10kIS manufactured by Shimadzu Corporation, and measurement was performed under the condition of a tensile speed of 10 mm / min.
  • FIG. 5 is a graph showing the results of the tensile test, with the left side showing the composition with no added Al and the right three showing the result with the added Al. It is clear from this result that all the samples to which Al was added were excellent in tensile resistance as compared with the samples to which Al was not added. In other words, all the samples to which Al is added are superior in fracture resistance compared to the samples to which Al is not added.
  • the growth in the longitudinal direction of the primary phase Cu 6 Sn 5 is suppressed in the hypereutectic composition. Will be reduced.

Abstract

　本願発明のはんだ合金は、Ｓｎ－Ｃｕ過共晶域において、Ａｌ又は／及び Ａｌ２Ｏ３０．００６～０．１５重量％を含むはんだ合金である。また、Cｕ０．７～７．６重量％、Ａｌ又は／及びＡｌ２Ｏ３０．００６～０．５重量％、及び残部Ｓｎからなるはんだ合金である。Ｃｕの含有量は、好ましくは２．０重量％以上である。また、上記組成のうち０．０３～０．１重量％のＳｎをＮｉに置換したはんだ合金である。さらに、上記組成のうち０．１～３．５重量％のＳｎをＡｇに置換したはんだ合金である。

Description

はんだ合金
　本発明は、錫銅系のはんだ合金において、引っ張り強度、及びはんだ接合物の割れ強度を向上することが可能なはんだ合金組成に関するものである。
　鉛が人体に悪影響を及ぼすことから、はんだ合金においても鉛を含有しない組成が一般化しつつある。融点が低いこと、及び比較的安価に生産できることから、Ｓｎが基本的な組成として広く利用され、Ｃｕを０．７重量％前後添加したＳｎ－Ｃｕ二元系共晶組成の錫銅系はんだ合金や、さらに強度を確保するためにＡｇを添加したはんだ合金が開発されている。
　ところで、技術改良によって、ＩＣなどの回路設計技術が向上するとともに、電子機器のダウンサイジング化が図られ、ＩＣのリード線間のピッチは非常に狭くなり、はんだ接合物の大きさもこれに応じて極めて小さいものが要求される。例えば、現在では広く普及しているボールはんだの大きさも、直径が２０ミクロンのものが実装で使用されている。
国際公開第９９／４８６３９号 特開２００５－２３８３２８号公報 特開２００５－３１９４７０号公報
　Ｓｎを主要金属としたはんだ合金とＣｕ基板の間には、Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物が生成することは周知である。この種の金属間化合物は、はんだ継手を製造した場合には接合界面に多量に存在すると接合強度が低下する原因となる。これを回避するために、微量のＮｉを添加し、接合界面のＣｕ６Ｓｎ５の生成を抑制する技術が開発されている（特許文献１）。この組成のようにＳｎ－Ｃｕに対してＮｉを添加した合金は溶融状態において流動性が向上し、ウエーブはんだ付けに最適である。
　しかしながら、Ｓｎ－Ｃｕはんだ合金の過共晶領域（Ｃｕ０．７～７．６重量％）においてＣｕ６Ｓｎ５が初相として晶出する場合、Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物の成長を抑制するための手段を講じる必要がある。例えば、ＢＧＡはんだボールの場合には、そのサイズが極めて小さくなっているために、ＢＧＡの直径に亘って初相Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物が成長する可能性がある。このようなＢＧＡをはんだ継手として利用した場合には、衝撃が加われば初相として晶出したＣｕ６Ｓｎ５金属間化合物に沿ってはんだ合金中に割れが生じるおそれがある。従って、金属間化合物が大きく成長することは、電子回路のダウンサイジング化に悪影響を及ぼすことになる。また、Ｎｉの添加は、はんだ合金とＣｕ基板の間に形成されるＣｕ６Ｓｎ５金属間化合物の結晶構造を六方晶として安定化し、接合界面の接合強度を向上させることについては知見があるが、初相としてはんだ合金中に晶出するＣｕ６Ｓｎ５金属間化合物の微細化あるいはその成長を抑制する効果に関する知見は見当たらない。
　なお、先行技術としての特許文献１は、既述したようにＳｎ－ＣｕにＮｉを添加することによって共晶のＣｕ６Ｓｎ５金属間化合物の発生を抑制するものであり、Ｓｎ－Ｃｕ下においてＮｉの存在が不可欠な発明である。
　特許文献２は、Ｓｎを母材とする亜共晶組成において粗大な初晶β－Ｓｎ相の組織を微細化し、該相の硬度を高くして共晶相とほぼ同じくするものであり、これを実現するためにＡｌが微量添加されている。特許文献３は、共晶Ｓｎ－Ｃｕ－Ａｇ系鉛フリーはんだ材料に実質的に溶解しない元素を含む微粒子を添加し、接合部の金属組織をより微細化するもので、該元素として選択的にＡｌが採用されている。
　前記特許文献２、及び３はＡｌを微量に含有するものであるが、前者は亜共晶組成における初晶β－Ｓｎ相の硬度を高くすることを目的とするものであり、後者は接合部の共晶組織を微細化することを目的としてＡｌを添加している。しかしながら、これらの特許文献では過共晶Ｓｎ－Ｃｕの合金に必然的に発生する初相Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物が樹状で比較的大きく成長しやすいことに着目したものではない。
　本発明は、過共晶Ｓｎ－Ｃｕ合金の初相Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物がはんだ継手の物性について悪影響を及ぼすことを回避することを課題としたもので、特にはんだ継手自体の割れを極力防止することができるはんだ合金組成を開示することを目的とするものである。
　上記課題を解決するために、本発明では、錫銅の共晶点であるＣｕ０．７重量％を超え、７．６重量％まで、Ａｌ０．００６～０．１５重量％、及び残部Ｓｎからなるはんだ合金を組成した。また、この組成にさらに０．０３～０．１重量％のＮｉを残部のＳｎと一部置換したＳｎ－Ｃｕ－Ｎｉ－Ａｌはんだ合金を組成した。さらに、請求項１の組成に対して０．１～３．５重量％のＡｇを残部のＳｎと一部置換し、Ｓｎ－Ｃｕ－Ａｇ－Ａｌはんだ合金を組成した。選択的に、Ａｌに換えてＡｌ２Ｏ３を添加することも手段として用いた。
　さらに、より好ましいＣｕの添加量の下限値としては、２．０重量％以上が適切である。
　Ａｌは融点が６６０．２℃、密度２．７ｇ／ｃｍ３の軽い金属であって、容易に酸化してＡｌ２Ｏ３になる。本発明で添加の対象となるのは、Ａｌ、あるいはＡｌ２Ｏ３の何れもである。さらに、Ａｌ単体、Ａｌ２Ｏ３単体、あるいはこれらを混合した組成の何れも対象となる。
　Ａｌの添加によって初相Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物がどのように成長するかを確認するために、ＡｌをＳｎ－４％Ｃｕに添加した試料を作成し、凝固体の断面をＳＥＭ写真で示したものが図１である。発明者らは、Ａｌの添加量が異なる４種類の試料を作成し、３００倍、及び１０００倍の拡大写真を確認した。Ａｌの添加量は、図１の写真の上から０ｐｐｍ、６０ｐｐｍ、２００ｐｐｍ、８００ｐｐｍである。ここで明らかな事実は、Ａｌを添加していない試料では初相Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物が斜め方向に長く晶出すると共に、同様に枝状に長く成長していることである。一方、Ａｌを添加した試料では、初相Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物は成長せず、粒子状になっている。この現象はＡｌの添加量によって幾分異なっているが、３つの試料では何れも粒子状であることが確認された。Ａｌを添加した場合の初相Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物の成長が抑制されるメカニズムについては、今のところ確定的な結論を導き出していないが、分散したＡｌ微粒子のそれぞれが初相Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物の核になるため、核形成頻度が高くなり、よって成長速度が遅くなることに起因すると考えられる。なお、Ａｌの添加はＣｕ６Ｓｎ５金属間化合物の総量を減らす要因ではなく、本来は樹状構造を呈するＣｕ６Ｓｎ５金属間化合物が樹状に成長しないことの要因になっている。なお、図１に示した各試料おけるＡｌの添加量は実測値である。ＡｌはＳｎと比較すると密度が小さく、均一に拡散するものと溶融金属表面に浮遊するものがある。本発明では、有効に働くＡｌの添加量を精密に特定するために、Ａｌの添加量については凝固体におけるＡｌの量を測定した。
　初相Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物が大きく析出すると、その部分ではんだ凝固体の内部に不均一な部分が形成される。そして、このような状態がはんだ継手内部に存在すると、衝撃が加わった場合に割れが生じるおそれがある。特に近年の非常に微小なＢＧＡではんだ継手が形成されている場合には図１のＡｌを添加していない状態でははんだ継手の全長に亘って初相Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物が走行する可能性が高い。即ち、このような状態であれば部分的にクラックが発生するだけでなく、はんだ継手全体に割れが生じてＢＧＡで接合されている基板同士が剥離することになる。一方、Ａｌが添加された３種類の試料では均一なＳｎ－Ｃｕ相が連続しているので、Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物を起因とする割れなどの発生を回避することが可能となる。
　図２は、Ｓｎ－４％Ｃｕ－０．０５％Ｎｉ－０．００７％Ｇｅに対して、図１と同様にＡｌを添加しない試料と、Ａｌを添加した３種類の試料のＳＥＭ写真を比較したものを示す。なお、この試料ではＧｅが添加されているが、ＧｅそのものはＳｎ及びＣｕと反応しないので、Ｇｅを添加しない試料であっても同様の現象を得ることができると推測される。図２に示した各写真からも明らかなように、Ａｌを添加しない試料と比較すると、Ａｌを６０ｐｐｍ、４００ｐｐｍ、及び１０００ｐｐｍそれぞれ添加した試料では、初相Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物は長さ方向に成長せず、多数の粒状で成長が止まっていることを確認した。即ち、図２のようにＮｉを含有するはんだ合金でも、Ａｌを添加することによってＣｕ６Ｓｎ５金属間化合物が長さ方向に大きく成長することはなく、Ｓｎ－Ｃｕ－Ｎｉ相が連続的に出現する。
　図３は、Ｓｎに２．０重量％のＣｕを含有させた場合に、Ａｌ添加がＣｕ６Ｓｎ５金属間化合物の成長に与える影響を確認したもので、図１及び図２と同様の試験条件で行った。その結果、明らかなようにＡｌを添加していない合金の場合にはＣｕ６Ｓｎ５金属間化合物が斜め方向に長く成長しているのに対して、０．０５重量％のＡｌを添加した場合にはＣｕ６Ｓｎ５金属間化合物は多数の粒状を呈した。この結果から、２．０重量％Ｃｕの存在下においても、適量のＡｌ添加がＣｕ６Ｓｎ５金属間化合物の態様に好ましい影響を与えることを確認することができた。
　さらに、図４は、Ｓｎに７．６重量％のＣｕを含有させた場合にＣｕ６Ｓｎ５金属間化合物が生成する状態をベンチマークとして、これにＡｌを添加した場合のＣｕ６Ｓｎ５金属間化合物が成長した状態を比較した。なお、図４におけるＣｕの含有量は計算値ではなく、実測値である。図でも明らかなように、Ｓｎ－７．５Ｃｕに０．０５１重量％Ａｌを添加した合金、Ｓｎ－７．３Ｃｕに０．１４３重量％Ａｌを添加した合金、及びＳｎ－６．９Ｃｕに０．３７３重量％Ａｌを添加した合金については、Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物は多数の粒状を呈した。なお、０．３７３重量％のＡｌを添加した試料では、左端中央部にドロスの出現が見られた。この結果から、６．９～７．６重量％Ｃｕの存在下においても、適量のＡｌ添加がＣｕ６Ｓｎ５金属間化合物の態様に好ましい影響を与えることを確認することができた。
　これらの実験を考慮して、Ｃｕの含有量は０．７～７．６重量％、より好ましくは２．０～７．６重量％とした。本発明では、Ｓｎ－Ｃｕの過共晶によりはんだ継手内部にＣｕ６Ｓｎ５金属間化合物が成長し、この金属間化合物を境界として割れなどが生じることに着目したものであるから、Ｃｕの下限値については、Ｓｎとの過共晶になり、初相Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物が生成する最下限とした。つまり、重要なことは、厳密な数値としての０．７重量％ではなく、その合金におけるＳｎ－Ｃｕ過共晶が生じるＣｕの添加量を超えること、すなわち過共晶域である。より好ましいＣｕの下限値は、Ｃｕを２．０重量％以上含有した場合には、Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物の生成が著しいから、これをＡｌの添加によって適切に抑制するという本発明の目的に資するからである。上限については、７．６重量％を超えると、金属間化合物は４１５℃を融点とするＣｕ３Ｓｎが生成するので、これを避けることを考慮した。Ａｌ又はＡｌ２Ｏ３の下限値については、実験の結果、０．００６重量％を超えると初相Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物の長さ方向の成長が抑制されることが判明したことによる。上限値については、０．１５重量％を超えると、Ａｌの場合には添加時に酸化膜を多量に形成して表面が黒色になるのでこれを避ける工程が必要となり、製造効率が低下すること、及びＡｌを含むドロスが多量に発生して溶融はんだの表面に浮遊するので同様に製造効率が低下することを考慮した。
　本発明におけるＡｌは、他の元素と反応させることを目的とするものではなく、初相Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物の成長を抑制して、Ａｌを核として粒状に初相Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物を成長させることを主眼とするものであり、核となる組成はＡｌの酸化物であるＡｌ２Ｏ３を利用することも可能である。又、本発明では、Ａｌを添加することによって初相Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物の樹状構造の成長を抑制するものであるから、Ｓｎ－Ｃｕを主要金属とする二元系の合金のみならず、これにＮｉを添加した三元系合金や、Ａｇを添加した三元系合金など、Ｓｎ－Ｃｕに対してさらなる金属を添加した合金であっても本発明の目的を阻害するものではない。
　本発明に示したように、Ｓｎ－Ｃｕを主要元素とする合金、及びこれにＮｉ又はＡｇを添加した合金にＡｌを微量添加することによって、初相Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物の長さ方向への成長が抑制され、Ａｌを核として粒状にＣｕ６Ｓｎ５金属間化合物が生成する。従って、凝固した合金ではＳｎ－Ｃｕ相などが連続した状態で出現するので、衝撃による割れが減少すると共に、引っ張り特性に優れたはんだ合金を得ることができる。
Ｓｎ－Ｃｕ組成に微量のＡｌを添加した場合のＳＥＭ断面写真を示す。 Ｓｎ－Ｃｕ－Ｎｉ組成に微量のＡｌを添加した場合のＳＥＭ断面写真を示す。 Ｓｎ－２．０Ｃｕ組成に微量のＡｌを添加した場合のＳＥＭ断面写真を示す。 Ｓｎ－６．９～７．６Ｃｕ組成に微量のＡｌを添加した場合のＳＥＭ断面写真を示す。 Ｓｎ－Ｃｕ組成に微量のＡｌを添加した試験体の引っ張り試験を示すグラフ。
　以下、本発明の組成と、Ａｌを添加していない試験体について引っ張り試験を行った。試験の目的は、図１あるいは図２に示したように、Ａｌを添加しないものは初相Ｃｕ６Ｓｎ５金属間化合物が長く成長するので、組織が不均一になり、引っ張り試験を実施すれば比較的小さい力で破断する一方、Ａｌを添加したものは組織が均一な状態を示すので、Ａｌを添加しない組織よりも引っ張り耐性が強いであろうという推論を確認することにある。試験片は、合金総重量が各試料とも６００ｇになるように、添加金属を日本坩堝社製の黒鉛坩堝中で精秤し、大気中雰囲気にて真陽理科製電気炉で４５０℃に加熱し、均一に試料を溶解させた。その後、室温に放置したステンレス製鋳型に流し込み、室温にて１５分放冷した後に試料を取り出し、測定用試験片とした。なお、試験片の重量は約１７０ｇ、寸法は全長１７０mm、幅１０mm、厚み１０mmであり、Ａｌを添加しない比較例と、Ａｌを添加した実施例１～３の４種類について試験を行った。各試料の組成を表１に示す。引っ張り試験は、島津製作所社製万能試験機ＡＧ－１０ｋＩＳに試験片を装着し、引っ張り速度１０mm／分の条件にて測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　図５は、引っ張り試験の結果を示したグラフで、左がＡｌを添加していない組成、右の３つがＡｌを添加した組成の結果である。この結果から明らかなことは、Ａｌを添加しなかった試料と比較すると、Ａｌを添加した試料は全て引っ張り耐性に優れていたことである。言い換えると、Ａｌを添加した試料は全て、Ａｌを添加しなかった試料に比べて破断耐性に優れている。
　本発明のはんだ合金は、過共晶組成において初相Ｃｕ６Ｓｎ５の長手方向への成長が抑制されるので、特に近年のダウンサイジング化に伴うはんだ継手の小型化に際しても、衝撃による割れなどを減少させることになる。

Claims (5)

  1. Ｓｎ－Ｃｕ過共晶域で、Ｃｕの含有量が７．６重量％以下に対して、Ａｌ又は／及びＡｌ２Ｏ３０．００６～０．１５重量％を含むはんだ合金。
  2. Ｃｕ０．７～７．６重量％、Ａｌ又は／及びＡｌ２Ｏ３０．００６～０．１５重量％、及び残部Ｓｎからなるはんだ合金。
  3. Ｃｕの含有量は、より好ましくは２．０重量％以上である請求項１又は２記載のはんだ合金。
  4. 請求項１～３のいずれかにおいて、０．０３～０．１重量％のＳｎをＮｉに置換したはんだ合金。
  5. 請求項１～４のいずれかにおいて、０．１～３．５重量％のＳｎをＡｇに置換したはんだ合金。
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