WO2020021967A1 - はんだ合金、およびはんだ継手 - Google Patents

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健志 坂本
俊輔 小賀
田口　稔孫
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千住金属工業株式会社
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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
    • 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
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/08—Non-ferrous metals or alloys

Definitions

  • the present invention relates to a solder alloy and a solder joint which have high tensile strength and suppress Ni erosion and generation of voids at a joint interface.
  • a semiconductor package such as QFP (Quad Flat Package) is used, and high integration and high functionality at a semiconductor chip level are achieved.
  • QFP Quad Flat Package
  • a packaging process of die bonding a silicon chip cut from a silicon wafer to a lead frame is employed.
  • a silicon chip and a lead frame are die-bonded with a solder alloy to form a solder joint.
  • a back metal having a Ni layer as an outermost layer is formed on a silicon chip in order to improve wettability with solder and improve adhesion strength.
  • a barrier layer such as Ti is usually formed on the back metal in order to suppress the diffusion of Ni into the silicon chip.
  • Sn-Ag-Cu solder alloys have been widely used, and are also used for die bonding. However, when this solder alloy is used, it may be necessary to improve heat cycle resistance, impact resistance and discoloration resistance among various requirements in recent years. Therefore, various studies have been made on Sn—Ag—Cu solder alloys that have been widely used in the past in order to improve these characteristics.
  • Patent Literature 1 discloses a Sn—Ag—Cu solder alloy containing Co or Ni as an optional element and P as a selective essential element. It is disclosed that this solder alloy exhibits heat cycle resistance when it contains Co or Ni, and exhibits impact resistance and discoloration resistance when it contains P.
  • solder alloy disclosed in Patent Document 1 is an excellent alloy capable of simultaneously exhibiting three effects of impact resistance, discoloration resistance, and heat cycle resistance. However, there seems to be room for further improvement in alloy design.
  • Example 4 of Patent Document 1 discloses an alloy composition in which P, Co, and Ni are simultaneously contained in a Sn—Ag—Cu solder alloy.
  • Example 14 of Patent Document 1 discloses an alloy composition containing no Co as compared with Example 4.
  • Patent Document 1 describes that, as described above, Co and Ni are optional elements that should be contained in order to exhibit heat cycle resistance. Then, it is considered that Example 4 containing both Ni and Co at the same time has improved heat cycle resistance compared to Example 14 containing only Ni. However, the results of Example 4 and Example 14 show that the heat cycle resistance is equivalent. This is considered to be due to the fact that the Cu content of Example 14 is 1/10 of that of Example 4 and that Example 14 contains Sb.
  • Patent Document 1 describes that Ag is an element that improves solderability, and is intended to exhibit high impact resistance by sufficiently spreading molten solder.
  • Example 3 which contains more Ag than Example 4 is inferior in impact resistance. This is considered to be because Example 3 has a higher P content and does not contain Co as compared with Example 4.
  • solder alloy Although a solder alloy has its own specific significance in addition to each element, it is an integrated one in which all the constituent elements are combined.Because the constituent elements influence each other, the constituent elements are contained in a well-balanced manner as a whole. Need to be In the solder alloy described in Patent Literature 1, the contents of the respective constituent elements are individually optimized, and are sufficient for obtaining the effects described in Patent Literature 1 at the time of filing the Patent Literature 1. It is considered to be. However, when it is desired to improve another property in a solder alloy having the same constituent element so as to respond to recent demands, after individually optimizing the content of each constituent element, the constituent elements are further balanced. Must be included.
  • a solder alloy is composed of two or more types of elements, and the effect of each may affect the properties of the entire solder alloy.
  • the constituent elements are interrelated. Therefore, the present inventors have found that even if the same constituent elements as those of the solder alloy described in Patent Document 1 are used, not only BGA but also QFP, the tensile strength is high, and generation of Ni erosion and voids occurs.
  • the present inventors re-examined the significance of adding each of the constituent elements and considered the balance of each of the constituent elements in order to have a high tensile strength and to suppress the occurrence of Ni erosion and voids. The composition was searched for in detail.
  • P is known to take in oxygen in the atmosphere when coexisting with Sn to form tin phosphate.
  • Tin phosphate is formed as a brittle and thin oxide film on the surface of the molten solder. This oxide film is formed by the convection of the molten solder itself and the external pressure applied to the molten solder when placing the chip on the molten solder. Is also easily broken, so that the convection of the molten solder is not hindered. For this reason, it becomes possible for the solder alloy containing P to discharge voids generated at the joint interface to the outside. In order to suppress Ni erosion and generation of voids, Co, Ni, and P need to be blended in a well-balanced manner.
  • the present inventors examined in detail the Sn—Ag—Cu—Ni—Co—P solder alloy in consideration of the overall balance of the Co: Ni content ratio, the P content, and the Ag content. As a result, the present inventors have obtained the knowledge that they show high tensile strength and suppress the generation of Ni erosion and voids, thereby completing the present invention.
  • the present invention obtained based on these findings is as follows.
  • a solder alloy having an alloy composition of 0.001 to 0.015% and the balance of Sn, wherein the alloy composition satisfies the following formula (1).
  • Ni, P, Ag and Co each represent the content (% by mass) of the alloy composition.
  • Ni, P, Ag and Co each represent the content (% by mass) of the alloy composition.
  • FIG. 1 is a cross-sectional SEM photograph of a solder joint
  • FIG. 1 (a) is a cross-sectional SEM photograph of a solder joint using the alloy composition of Example 10
  • FIG. 1 (b) is a comparative reference example of Sn-3Ag
  • 4 is a cross-sectional SEM photograph of a solder joint using an alloy composition of -0.5Cu
  • FIG. 2 is a cross-sectional SEM photograph of the solder joint
  • FIG. 2A is a cross-sectional SEM photograph of the solder joint using the alloy composition of Example 10
  • FIG. It is a cross-sectional SEM photograph of the solder joint which was put.
  • Alloy composition (1) Ag 1 to 4% Ag is an element that improves the strength of the solder alloy by precipitating fine Ag 3 Sn at the crystal grain boundaries. If the Ag content is less than 1%, the effect of adding Ag is not sufficiently exhibited. The lower limit of the Ag content is 1% or more, preferably 1.5% or more, and more preferably 2% or more. On the other hand, if the Ag content is too large, coarse Ag 3 Sn is precipitated, and the strength is deteriorated. The upper limit of the Ag content is 4% or less, preferably 3.5% or less, and more preferably 3% or less.
  • Cu 0.1 to 1.0%
  • Cu is an element capable of suppressing Cu erosion and strengthening precipitation by Cu 6 Sn 5 . If the Cu content is less than 0.1%, the amount of Cu 6 Sn 5 deposited is small and a brittle SnNi compound is precipitated, so that the solder alloy itself becomes brittle.
  • the lower limit of the Cu content is 0.1% or more, preferably 0.2% or more, more preferably 0.3% or more, further preferably 0.4% or more, and particularly preferably 0% or more. 0.5% or more.
  • the Cu content exceeds 1.0%, the liquidus temperature of the solder alloy is high and it is difficult to melt.
  • the upper limit of the Cu content is 1.0% or less, preferably 0.8% or less, more preferably 0.7% or less, and particularly preferably 0.6% or less.
  • Ni is an element capable of controlling the liquidus temperature of the solder alloy as well as Cu and suppressing Ni erosion. If the Ni content is less than 0.005%, the effect of adding Ni is difficult to exert.
  • the lower limit of the Ni content is 0.005% or more, preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more, further preferably 0.03% or more, and particularly preferably 0% or more. 0.04% or more.
  • the upper limit of the Ni content is 0.5% or less, preferably 0.2% or less, more preferably 0.1% or less, further preferably 0.09% or less, and particularly preferably 0% or less. 0.07% or less.
  • Co 0.0025 to 0.1%
  • Co is an element that controls the liquidus temperature of the solder alloy and contributes to the refinement of the structure of the solder alloy. If Co is present in the presence of Ni, the liquidus temperature can be improved and Ni erosion can be suppressed even if the Ni content is small. If the Co content is less than 0.0025%, the effect of adding Co is difficult to exert.
  • the lower limit of the Co content is 0.0025% or more, preferably 0.005% or more, and more preferably 0.01% or more. On the other hand, if the Co content exceeds 0.1%, the liquidus temperature of the solder alloy is high and it is difficult to melt.
  • the upper limit of the Co content is 0.1% or less, preferably 0.09% or less, more preferably 0.08% or less, further preferably 0.05% or less, and particularly preferably 0% or less. 0.04% or less, most preferably 0.03% or less, and most preferably 0.02% or less.
  • P is an element capable of forming a tin phosphate in a solder alloy containing Sn as a main component, thereby inhibiting the formation of strong tin oxide and improving the wettability.
  • P is not contained, tin oxide is formed on the surface of the molten solder. Since tin oxide is strong and hard to break, the molten solder convects inside the tin oxide, and voids generated at the joint interface are not excluded to the outside.
  • P added to the solder alloy reacts with O in the atmosphere and Sn in the molten solder to form a brittle and thin oxide film on the surface of the molten solder.
  • this oxide film is brittle, it is easily broken by convection of the molten solder itself or external force applied from the chip when the chip is mounted. For this reason, voids generated at the bonding interface are eliminated to the outside due to the convection of the molten solder.
  • the lower limit of the P content is 0.001% or more, preferably 0.002% or more.
  • the upper limit of the P content is 0.015% or less, preferably 0.01% or less, more preferably 0.007% or less, and particularly preferably 0.005% or less.
  • Ni, P, Ag and Co each represent the content (% by mass) of the alloy composition.
  • the solder alloy of the present invention satisfies the formula (1) to optimize the balance of the Ni, Co, Ag, and P contents, and thus exhibits high tensile strength and suppresses Ni erosion and voids. can do.
  • Ni erosion elution of Ni from the Ni layer can be suppressed if the liquidus temperature sharply rises only by slightly increasing the Ni content in the molten solder.
  • the liquidus temperature sharply increases.
  • voids it is necessary to pay attention to the properties of the oxide film formed on the surface of the molten solder and to exhibit the function of discharging voids due to convection of the molten solder.
  • an oxide film formed on the surface of the molten solder is not formed in the first place, but since the normal soldering is performed in the atmosphere, the formation of the oxide film itself is suppressed It is difficult to do.
  • a strong tin oxide film is formed on the surface of the molten solder at the time of melting, and even if the molten solder is convected, the tin oxide film eliminates voids generated at the bonding interface. Inhibit.
  • a solder alloy containing P a tin phosphate film is formed on the surface of the molten solder, but the tin phosphate film is thin and brittle and is broken by the convection itself of the molten solder. The function of void discharge by convection is maintained. As a result, generation of voids is suppressed.
  • the formation of Ag 3 Sn by the addition of Ag improves the strength of the solder alloy, and also improves the strength of the solder alloy by making the alloy structure finer by Co. If one of them is too large, the liquidus temperature rises, for example, it does not melt at about 240 ° C., and a solder joint cannot be formed. If one is too small, the strength of the solder alloy cannot be obtained.
  • the amount of Ag 3 Sn deposited in the solder alloy according to the present invention depends directly or indirectly on the balance of these elements due to the properties of the alloy, in addition to the Ag content within the above range. May be. In the solder alloy according to the present invention, since precipitation strengthening by Cu 6 Sn 5 does not contribute as much as strength improvement by Ag 3 Sn, Cu need not be considered in the formula (1).
  • solder alloy according to the present invention it is necessary for the solder alloy according to the present invention to satisfy the expression (1) in order to satisfy both of high tensile strength, suppression of Ni erosion, and suppression of generation of voids. Even if the Sn—Ag—Cu—Ni—Co—P solder alloy does not satisfy the expression (1), at least one of the above effects cannot be achieved.
  • the lower limit of the formula (1) is more than 0.00020, preferably 0.00042 or more, 0.00063 or more, 0.00074 or more, 0.00150 or more, 0.00167 or more, 0.00208 or more, 0.00250 or more. , 0.00292 or more, 0.00333 or more, 0.00389 or more.
  • the upper limit of the formula (1) is less than 0.025, and preferably 0.01667 or less, 0.01500 or less, 0.01333 or less, 0.01167 or less, 0.01000 or less, 0.00833 or less, and 0.03 or less. 00667 or less.
  • the expression (1) is preferably the following expression (2). 0.00389 ⁇ (Ni / Co) ⁇ (1 / Ag) ⁇ P ⁇ 0.00667 (2)
  • Ni, P, Ag and Co each represent the content (% by mass) of the alloy composition.
  • the liquidus temperature is preferably 320 ° C. or lower, more preferably 290 ° C. or lower, further preferably 270 ° C. or lower, particularly preferably 250 ° C. or lower, and most preferably 240 ° C. or lower. It is. A liquidus temperature of 240 ° C. or lower is preferable in that soldering can be performed at a heating temperature of about 240 ° C., which is equivalent to that of a conventionally widely used Sn—Ag—Cu solder alloy.
  • the solidus temperature of the solder alloy according to the present invention is not particularly limited, and may be 200 ° C. or more in order to prevent ⁇ T, which is the temperature difference between the liquidus temperature and the solidus temperature, from becoming too large. .
  • ⁇ T is within the predetermined range, the solid-liquid coexistence region is narrowed, which is preferable in that segregation of the alloy structure at the time of solidification can be suppressed.
  • the range of ⁇ T is preferably 120 ° C or less, 116 ° C or less, 102 ° C or less, 101 ° C or less, 100 ° C or less, 93 ° C or less, 65 ° C or less, 64 ° C or less, 54 ° C or less, 48 ° C or less, 47 ° C or less, 41 ° C. or less, 36 ° C. or less, 34 ° C. or less, 32 ° C. or less, 31 ° C. or less, 27 ° C. or less, 20 ° C. or less.
  • solder joint is suitable for use in connection between an IC chip in a semiconductor package and its substrate (interposer) or connection between the semiconductor package and a printed wiring board.
  • solder joint refers to a connection between the IC chip and the substrate, and includes a connection between the electrode and a connection between the die and the substrate.
  • the joining method using the solder alloy according to the present invention may be performed according to an ordinary method using, for example, a reflow method.
  • the heating temperature may be appropriately adjusted according to the heat resistance of the chip and the liquidus temperature of the solder alloy.
  • the temperature is preferably about 240 ° C. from the viewpoint of suppressing thermal damage to the chip.
  • the melting temperature of the solder alloy in the case of performing the flow soldering may be approximately 20 ° C. higher than the liquidus temperature.
  • the structure can be further refined by considering the cooling rate during solidification. For example, the solder joint is cooled at a cooling rate of 2 to 3 ° C./s or more.
  • Other joining conditions can be appropriately adjusted according to the alloy composition of the solder alloy.
  • the solder alloy according to the present invention can produce a low ⁇ dose alloy by using a low ⁇ dose material as a raw material.
  • a low ⁇ -dose alloy is used for forming solder bumps around a memory, it is possible to suppress soft errors.
  • Ni Erosion A preform having a thickness of 250 ⁇ m and an alloy composition shown in Table 1 was mounted on a Cu lead frame. Thereafter, an IC chip having a back metal on the side of the substrate bonding surface of the silicon chip of 5 mm ⁇ 5 mm ⁇ 200 ⁇ m t was mounted on the solder alloy.
  • the back metal is obtained by sequentially laminating a 0.05 ⁇ m Ti layer and a 0.20 ⁇ m Ni layer as barrier layers. The mounting direction was such that in the IC chip having the back metal, the Ni layer was in contact with the solder alloy.
  • the substrate on which the solder alloy and the IC chip were mounted was heated in a reflow furnace so that the peak temperature became 240 ° C., and die bonding was performed.
  • Comparative Example 3 was not evaluated because the liquidus temperature was high because the Co content was high and a solder joint could not be formed.
  • Comparative Example 4 since the Ag content was small, the amount of Ag 3 Sn precipitated was small, and it was confirmed that the tensile strength was low as compared with Examples 1 to 31.
  • Comparative Example 5 coarse Ag 3 Sn was precipitated because the Ag content was too large, and it was confirmed that the tensile strength was lower than those in Examples 1 to 31.
  • Comparative Example 6 could not suppress Ni erosion due to low Ni content. Comparative Example 7 was not evaluated because the liquidus temperature was high because the Ni content was too high, and a solder joint could not be formed.
  • FIG. 1 is a cross-sectional SEM photograph of a solder joint
  • FIG. 1 (a) is a cross-sectional SEM photograph of a solder joint using the alloy composition of Example 10
  • FIG. 1 (b) is a comparative reference example of Sn-3Ag
  • 4 is a cross-sectional SEM photograph of a solder joint using an alloy composition of -0.5Cu.
  • Si in each SEM photograph represents a Si chip, and a chip having a Ni layer formed on the outermost surface was used. It was found that the amount of (Cu, Ni) Sn intermetallic compound precipitated in FIG. 1A was smaller than that in FIG. 1B.
  • FIG. 2 is a cross-sectional SEM photograph of the solder joint
  • FIG. 2A is a cross-sectional SEM photograph of the solder joint using the alloy composition of Example 10
  • FIG. It is a cross-sectional SEM photograph of the solder joint which was put.
  • the magnification of the SEM photograph is 30,000 times. It was found that the Ni layer remained in Example 10 shown in FIG. 2A, whereas the Ni layer hardly remained in Comparative Example 2 shown in FIG.
  • the thickness of the Ni layer was 0.09 ⁇ m. Since this film thickness was 40% or more of the film thickness of the Ni layer before soldering, it was found that almost the Ni layer remained.
  • FIG. 2B it was found that the thickness of the Ni layer was 0.015 ⁇ m. Since this film thickness was less than 10% of the film thickness of the Ni layer before soldering, it was found that the Ni layer was eroded by the molten solder.
  • the solder alloy according to the present invention has high tensile strength, can suppress Ni erosion, and can suppress the occurrence of voids at the bonding interface, so that high-quality die bonding can be performed.

Abstract

引張強度が高く、Ｎｉ食われを抑制するとともに接合界面のボイドの発生を抑制することができるはんだ合金、およびはんだ継手を提供する。はんだ合金は、質量％で、Ａｇ：１～４％、Ｃｕ：０．１～１．０％、Ｎｉ：０．００５～０．０９％、Ｃｏ：０．００２５～０．１％、Ｐ：０．００１～０．０１５％、および残部がＳｎからなる合金組成を有し、合金組成は下記（１）式を満たす。　０．０００２０＜（Ｎｉ／Ｃｏ）×（１／Ａｇ）×Ｐ＜０．０２５　（１）　上記（１）式中、Ｎｉ、Ｐ、ＡｇおよびＣｏは各々合金組成の含有量（質量％）を表す。

Description

はんだ合金、およびはんだ継手
　本発明は、高い引張強度を有するとともに、Ｎｉ食われおよび接合界面のボイドの発生を抑制するはんだ合金、およびはんだ継手に関する。
　近年、電子機器は、高集積化、大容量化、高速化が要求されている。例えばＱＦＰ（Ｑｕａｄ　Ｆｌａｔ　Ｐａｃｋａｇｅ）などの半導体パッケージが用いられており、半導体チップレベルでの高集積化、高機能化が図られている。ＱＦＰの製造では、シリコンウエハから切り出されたシリコンチップをリードフレームにダイボンディングするパッケージングプロセスが採用されている。
　ＢＧＡ（Ｂａｌｌ　Ｇｒｉｄ　Ａｒｒａｙ）のような微小電極を接合すＱＦＰでは、シリコンチップとリードフレームがはんだ合金でダイボンディングされてはんだ継手が形成される。シリコンチップには、はんだとの濡れ性を改善して密着強度を向上させるため、例えば最外層にＮｉ層を備えるバックメタルが形成されている。ただ、最外層のＮｉ層は溶融はんだと接するとＮｉ層が溶融はんだ中に溶融してＮｉ食われが発生する。ここで、バックメタルには、通常、Ｎｉがシリコンチップへ拡散することを抑制するため、Ｔｉなどのバリア層が形成されている。Ｎｉ食われが進行してＴｉ層が露出すると、はんだ合金のＴｉへのぬれ性が非常に悪いため、バックメタルが溶融はんだを濡れはじいてしまう。また、Ｎｉ層がわずかに残存したとしても、Ｎｉ原子が溶融はんだ中へ拡散するとともにＴｉがＮｉ中にほとんど拡散しない。このため、バリア層であるＴｉ層とＮｉ層との界面に原子レベルでボイドが増加してしまい、わずかに残ったＮｉ層とＴｉ層との界面の密着強度は極端に低下する。この結果、ダイボンディング後の接合部は耐衝撃性や耐ヒートサイクル性に劣ることがある。このように、バックメタルのＮｉ層を残存させることはダイボンディングでは極めて重要である。
　ところで、従来からＳｎ－Ａｇ－Ｃｕはんだ合金が広く用いられており、ダイボンディングにも使用されている。ただ、このはんだ合金を用いた場合には、近年の種々の要求の中で、耐ヒートサイクル性、耐衝撃性、耐変色性を改善する必要が生じることがある。そこで、従来から広く使用されてきたＳｎ－Ａｇ－Ｃｕはんだ合金に関して、これらの特性を改善するために種々の検討がなされている。
　例えば特許文献１には、Ｓｎ－Ａｇ－Ｃｕはんだ合金にＣｏやＮｉを任意元素として含有するとともにＰなどを選択的必須元素として含有するはんだ合金が開示されている。このはんだ合金は、ＣｏやＮｉを含有する場合には耐ヒートサイクル性を示し、Ｐを含有する場合には耐衝撃性や耐変色性を示すことが開示されている。
特許第４１４４４１５号公報
　上述のように、特許文献１に開示されたはんだ合金は、耐衝撃性、耐変色性、および耐ヒートサイクル性の３種の効果を同時に発揮することができる優れた合金である。ただ、合金設計においては更なる改善の余地があったと考えられる。
　特許文献１の実施例４には、Ｓｎ－Ａｇ－Ｃｕはんだ合金にＰ、Ｃｏ、およびＮｉを同時に含有する合金組成が開示されている。そして、特許文献１の実施例１４には、実施例４と比較してＣｏを含有しない合金組成が開示されている。ここで、特許文献１には、前述のように、ＣｏやＮｉは耐ヒートサイクル性を示すために含有した方がよい任意元素であることが記載されている。そうすると、ＮｉおよびＣｏの両元素を同時に含有する実施例４はＮｉのみ含有する実施例１４より耐ヒートサイクル性が向上していると思われる。しかし、実施例４と実施例１４は耐ヒートサイクル性が同等である結果が示されている。これは、実施例１４のＣｕ含有量が実施例４の１／１０であることや、実施例１４がＳｂを含有することに起因すると考えられる。
　また、特許文献１には、Ａｇははんだ付け性を向上させる元素であることが記載されており、溶融はんだが十分に濡れ広がることにより高い耐衝撃性を示すことが意図されている。しかし、実施例４よりＡｇを多く含有する実施例３の方が耐衝撃性が劣る。これは、実施例３は実施例４と比較してＰ含有量が多く、かつＣｏを含有しないことに起因するためであると考えられる。
　はんだ合金は、各元素に固有の添加意義が存在するものの、すべての構成元素が組み合わされた一体のものであり、各構成元素が相互に影響を及ぼすため、構成元素が全体としてバランスよく含有される必要がある。特許文献１に記載のはんだ合金は、各構成元素の含有量の各々が個別に最適化されており、特許文献１の出願時において特許文献１に記載されている効果が得られるためには十分であると考えられる。ただ、同様の構成元素を有するはんだ合金において近年の要求に対応できるように別の特性を向上させたい場合、各構成元素の含有量を個々に最適化した上で、更に、構成元素をバランスよく含有する必要がある。
　特許文献１に記載の発明では、ＢＧＡのような微小電極の場合を想定した合金設計が行われているが、接合面積が広いダイボンディングとして用いられる場合であっても外部応力による破断を無視することはできないため、はんだ合金自体の強度の向上が求められる。また、ダイボンディングのように接合面積が広いはんだ付けを行う場合には、Ｎｉ食われやＮｉの拡散を抑制することに加えて、接合界面でのボイドの発生をも抑制することが要求される。
　このように、近年の電子機器の高集積化、大容量化、高速化により、ＢＧＡだけでなくＱＦＰで採用されているダイボンディングにも適用できるはんだ合金が求められるようになっている。
　本発明の課題は、引張強度が高く、Ｎｉ食われを抑制するとともに接合界面のボイドの発生を抑制することができるはんだ合金、およびはんだ継手を提供することである。
　はんだ合金は２種以上の元素で構成されており、各々単独の効果がはんだ合金全体の特性に影響を及ぼすこともあるが、前述のように、すべての構成元素で一体のものになるため各構成元素が相互に関係している。このため、本発明者らは、特許文献１に記載のはんだ合金と同じ構成元素であってもＢＧＡに限らずＱＦＰにも対応可能なように、引張強度が高く、Ｎｉ食われやボイドの発生が抑制されるような合金設計を行うことに着目した。具体的には、本発明者らは、各構成元素の添加意義を再検討した上で、引張強度が高く、Ｎｉ食われやボイドの発生を抑制するために、各構成元素のバランスを考慮して詳細に組成探索を行った。
　まずは、Ｓｎ－Ａｇ－Ｃｕはんだ合金でＮｉ食われを抑制するための検討を行った。本発明者らは、Ｎｉ含有量の増加により液相線温度が急激に上昇すれば、Ｎｉ食われが抑制されると考えた。つまり、本発明者らは、バックメタルのＮｉ層に食われが発生した場合であっても、その食われを最小限に留めるような合金設計を試みた。具体的には、溶融はんだのＮｉ含有量がわずかに増加しただけで急激に液相線温度が上がるように、Ｎｉ含有量、液相線温度の上昇開始温度及び上昇率、との関係を詳細に調査した。その結果、Ｃｏ含有量が所定の範囲内では、Ｎｉがわずかに増加した場合に液相線温度が上昇し始めるとともに急激に上昇する知見が得られた。このため、本発明者らは、ＣｏとＮｉとの含有比がＮｉ食われを抑制するために必要であることに着目した。
　次に、接合界面でのボイドの発生を抑制するため、本発明者らはＰの含有量に着目した。Ｐは、Ｓｎと共存する場合に大気中の酸素を取り込み、リン酸錫を形成することが知られている。リン酸錫は溶融はんだの表面に脆くて薄い酸化膜として形成されるが、この酸化膜は、溶融はんだ自体の対流や、チップを溶融はんだ上に載置する際に溶融はんだに加えられる外圧によっても容易に破壊されるため、溶融はんだの対流を阻害することがない。このため、Ｐを含有するはんだ合金は接合界面に発生したボイドを外部に排出することが可能になる。Ｎｉ食われとボイドの発生を抑制するためには、Ｃｏ、Ｎｉ、およびＰがバランスよく配合される必要がある。
　さらに、Ａｇの添加により結晶粒界にＡｇ３Ｓｎが析出してはんだ合金の強度が向上するため、Ａｇ含有量のバランスも考慮する必要がある。
　そこで、本発明者らは、Ｓｎ－Ａｇ－Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｐはんだ合金において、ＣｏとＮｉの含有比、Ｐ含有量およびＡｇ含有量の総合的なバランスを考慮して詳細に検討した結果、高い引張強度を示すとともにＮｉ食われ及びボイドの発生を抑制する知見を得て本発明を完成した。
　これらの知見により得られた本発明は次の通りである。
　（１）質量％で、Ａｇ：１～４％、Ｃｕ：０．１～１．０％、Ｎｉ：０．００５～０．０９％、Ｃｏ：０．００２５～０．１％、Ｐ：０．００１～０．０１５％、および残部がＳｎからなる合金組成を有し、合金組成は下記（１）式を満たすことを特徴とするはんだ合金。
　０．０００２０＜（Ｎｉ／Ｃｏ）×（１／Ａｇ）×Ｐ＜０．０２５　　　　（１）
　上記（１）式中、Ｎｉ、Ｐ、ＡｇおよびＣｏは各々合金組成の含有量（質量％）を表す。
　（２）液相線温度が３２０℃以下である、上記（１）に記載のはんだ合金。
　（３）液相線温度と固相線温度との差であるΔＴが１２０℃以下である、上記（１）または上記（２）に記載のはんだ合金。
　（４）合金組成は下記（２）式を満たす、上記（１）～上記（３）のいずれか１項に記載のはんだ合金。
　０．００３８９≦（Ｎｉ／Ｃｏ）×（１／Ａｇ）×Ｐ≦０．００６６７　　　　（２）
　上記（２）式中、Ｎｉ、Ｐ、ＡｇおよびＣｏは各々合金組成の含有量（質量％）を表す。
　（５）上記（１）～上記（４）のいずれか１項に記載のはんだ合金を有するはんだ継手。
図１ははんだ継手の断面ＳＥＭ写真であり、図１（ａ）は実施例１０の合金組成を用いたはんだ継手の断面ＳＥＭ写真であり、図１（ｂ）は比較参考例であるＳｎ－３Ａｇ－０．５Ｃｕの合金組成を用いたはんだ継手の断面ＳＥＭ写真である。 図２ははんだ継手の断面ＳＥＭ写真であり、図２（ａ）は実施例１０の合金組成を用いたはんだ継手の断面ＳＥＭ写真であり、図２（ｂ）は比較例２の合金組成を用いたはんだ継手の断面ＳＥＭ写真である。
　本発明を以下により詳しく説明する。本明細書において、はんだ合金組成に関する「％」は、特に指定しない限り「質量％」である。
　１．　合金組成
　（１）　Ａｇ：１～４％
　Ａｇは結晶粒界で微細なＡｇ３Ｓｎを析出させることによりはんだ合金の強度を向上させる元素である。Ａｇ含有量が１％未満であるとＡｇの添加効果が十分に発揮されない。Ａｇ含有量の下限は１％以上であり、好ましくは１．５％以上であり、より好ましくは２％以上である。一方、Ａｇ含有量が多すぎると、粗大なＡｇ３Ｓｎが析出してしまい、強度が劣化する。Ａｇ含有量の上限は４％以下であり、好ましくは３．５％以下であり、より好ましくは３％以下である。
　（２）　Ｃｕ：０．１～１．０％
　Ｃｕは、Ｃｕ食われを抑制するとともにＣｕ６Ｓｎ５による析出強化を図ることができる元素である。Ｃｕ含有量が０．１％未満であると、Ｃｕ６Ｓｎ５の析出量が少なく脆いＳｎＮｉ化合物が析出するためにはんだ合金自体が脆くなる。Ｃｕ含有量の下限は０．１％以上であり、好ましくは０．２％以上であり、より好ましくは０．３％以上であり、さらに好ましくは０．４％以上であり、特に好ましくは０．５％以上である。一方、Ｃｕ含有量が１．０％を超えるとはんだ合金の液相線温度が高く溶融し難い。Ｃｕ含有量の上限は１．０％以下であり、好ましくは０．８％以下であり、より好ましくは０．７％以下であり、特に好ましくは０．６％以下である。
　（３）　Ｎｉ：０．００５～０．５％
　Ｎｉは、Ｃｕと同様にはんだ合金の液相線温度を制御するとともにＮｉ食われを抑制することができる元素である。Ｎｉ含有量が０．００５％未満であるとＮｉの添加効果が発揮され難い。Ｎｉ含有量の下限は０．００５％以上であり、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０２％以上であり、さらに好ましくは０．０３％以上であり、特に好ましくは０．０４％以上である。一方、Ｎｉ含有量が０．５％を超えるとはんだ合金の液相線温度が高く溶融し難い。Ｎｉ含有量の上限は０．５％以下であり、好ましくは０．２％以下であり、より好ましくは０．１％以下であり、さらに好ましくは０．０９％以下であり、特に好ましくは０．０７％以下である。
　（４）　Ｃｏ：０．００２５～０．１％
　Ｃｏははんだ合金の液相線温度を制御するとともにはんだ合金の組織の微細化に寄与する元素である。Ｎｉ存在下においてＣｏが共存すると、Ｎｉ含有量が少量でも液相線温度が向上してＮｉ食われを抑制することができる。Ｃｏ含有量が０．００２５％未満であるとＣｏの添加効果が発揮され難い。Ｃｏ含有量の下限は０．００２５％以上であり、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｃｏ含有量が０．１％を超えるとはんだ合金の液相線温度が高く溶融し難い。Ｃｏ含有量の上限は０．１％以下であり、好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０５％以下であり、特に好ましくは０．０４％以下であり、最も好ましくは０．０３％以下であり、０．０２％以下が最適である。
　（５）　Ｐ：０．００１～０．０１５％
　Ｐは、Ｓｎを主成分とするはんだ合金中でリン酸錫を形成するために強固な酸化錫の形成を阻害し、濡れ性を改善することができる元素である。Ｐを含有しない場合には、酸化錫が溶融はんだの表面に形成される。酸化錫は強固であり破壊し難いため、溶融はんだが酸化錫の内部で対流し、接合界面に発生したボイドが外部に排除されることはない。一方、はんだ合金中に添加されたＰは、雰囲気中のＯ及び溶融はんだ中のＳｎと反応し、溶融はんだの表面に脆くて薄い酸化膜を形成する。この酸化膜は脆いために溶融はんだ自体の対流や、チップを載置した際にチップから加わる外力により容易に破壊される。このため、接合界面に発生したボイドは溶融はんだの対流に伴い外部に排除される。
　Ｐ含有量が０．００１％未満であると酸化錫が生成されるために上記の効果が発揮し難い。Ｐ含有量の下限は０．００１％以上であり、好ましくは０．００２％以上である。一方、Ｐ含有量が多すぎると液相線温度が高く溶融し難い。Ｐ含有量の上限は０．０１５％以下であり、好ましくは０．０１％以下であり、より好ましくは０．００７％以下であり、特に好ましくは０．００５％以下である。
　（６）　残部：Ｓｎ
　本発明に係るはんだ合金の残部はＳｎである。前述の元素の他に不可避的不純物を含有してもよい。不可避的不純物を含有する場合であっても、前述の効果に影響することはない。
　（７）　（１）式、(２)式
　本発明は、下記（１）式を満たす。
　０．０００２０＜（Ｎｉ／Ｃｏ）×（１／Ａｇ）×Ｐ＜０．０２５　　　　（１）
　上記（１）式中、Ｎｉ、Ｐ、ＡｇおよびＣｏは各々合金組成の含有量（質量％）を表す。
　本発明のはんだ合金は、（１）式を満たすことによって、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｇ、およびＰ含有量のバランスが最適化されているため、高い引張強度を示すとともに、Ｎｉ食われ及びボイドを抑制することができる。
　本発明に係るＳｎ－Ａｇ－Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｐはんだ合金において、高い引張強度、ならびにＮｉ食われ及びボイドの発生の抑制を両立するためには、Ｎｉ、Ｃｏ、Ａｇ、およびＰ含有量のバランスを考慮する必要がある。
　より詳細には、Ｎｉ食われに関しては、溶融はんだ中のＮｉ含有量がわずかに増加しただけで液相線温度が急激に上昇すればＮｉ層からのＮｉの溶出を抑制することができる。ＣｏとＮｉが共存する場合、Ｎｉ含有量がわずかに増加すると液相線温度が急激に増加する。この現象を利用すれば、Ｎｉ層のＮｉが溶融はんだにわずかに溶出したとしても、Ｎｉ食われを最小限に留めることが可能となる。このため、液相線温度の制御という観点から、本発明に係るはんだ合金では両者の含有比を詳細に規定しなければならない。
　また、ボイドに関しては、溶融はんだの表面に形成される酸化膜の性質に着目し、溶融はんだの対流によるボイドの排出機能が発揮される必要がある。このボイド排出機能を維持するためには、そもそも溶融はんだの表面に形成される酸化膜を形成させないことが考えられるが、通常のはんだ付けは大気中で行われるため、酸化膜の形成自体を抑制することは困難である。Ｓｎを主成分とするはんだ合金は、溶融時に溶融はんだの表面に強固な酸化錫の膜が形成されてしまい、溶融はんだが対流したとしても酸化錫の膜が接合界面に発生するボイドの排出を阻害する。これに対し、Ｐを含有するはんだ合金ではリン酸錫の膜が溶融はんだの表面に形成されるが、リン酸錫の膜は薄くて脆く溶融はんだの対流自体で破壊されるため、溶融はんだの対流によるボイド排出機能が維持される。この結果、ボイドの生成が抑制される。
　さらに、本発明では、はんだ合金の強度を向上させる必要がある。Ａｇの添加によるＡｇ３Ｓｎの生成ではんだ合金の強度が向上するとともに、Ｃｏによる合金組織の微細化によってもはんだ合金の強度が向上する。一方が多すぎると液相線温度が上昇し、例えば２４０℃程度で溶融せず、はんだ継手を形成することができない。一方が少なすぎるとはんだ合金の強度が得られない。これに加えて、本発明に係るはんだ合金のＡｇ３Ｓｎの析出量は、Ａｇ含有量が上記範囲であることに加えて、合金の性質上これらの元素のバランスにより直接的又は間接的に依存することがある。なお、本発明に係るはんだ合金では、Ｃｕ６Ｓｎ５による析出強化がＡｇ３Ｓｎによる強度向上ほど寄与しないため、（１）式でＣｕを考慮しなくてもよい。
　以上より、本発明に係るはんだ合金は、高い引張強度、Ｎｉ食われの抑制、およびボイドの発生の抑制、の３者を両立するため、（１）式を満たす必要がある。Ｓｎ－Ａｇ－Ｃｕ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｐはんだ合金であっても（１）式を満たさない場合には、上記効果の少なくともいずれかの効果が発揮されない。
　（１）式の下限は０．０００２０超えであり、好ましくは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以上である。
　一方、（１）式の上限は０．０２５未満であり、好ましくは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以下である。
　（１）式の効果を十分に発揮するため、（１）式は好ましくは下記（２）式である。
　０．００３８９≦（Ｎｉ／Ｃｏ）×（１／Ａｇ）×Ｐ≦０．００６６７　　　　（２）
　上記（２）式中、Ｎｉ、Ｐ、ＡｇおよびＣｏは各々前記合金組成の含有量（質量％）を表す。
　（８）　はんだ合金の液相線温度、固相線温度、ΔＴ
　本発明に係るはんだ合金は、液相線温度がＳｎ－Ａｇ－Ｃｕはんだ合金より高くても固相の析出状態が異なるために溶融はんだの流動性の劣化が抑制され、溶融はんだの対流によりボイドを外部に排出することができる点で好ましい。本発明において液相線温度は、好ましくは３２０℃以下であり、より好ましくは２９０℃以下であり、さらに好ましくは２７０℃以下であり、特に好ましくは２５０℃以下であり、最も好ましくは２４０℃以下である。液相線温度が２４０℃以下であれば、従来から広く使用されているＳｎ－Ａｇ－Ｃｕはんだ合金と同等の２４０℃程度の加熱温度ではんだ付けを行うことができる点で好ましい。
　本発明に係るはんだ合金の固相線温度は特に限定されず、液相線温度と固相線温度との温度差であるΔＴが大きくなりすぎないようにするため、２００℃以上であればよい。
　また、ΔＴが所定の範囲内であれば固液共存領域が狭くなり、凝固時の合金組織の偏析などを抑制することができる点で好ましい。ΔＴの範囲は好ましくは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℃以下である。
　３．　はんだ継手
　本発明に係るはんだ継手は、半導体パッケージにおけるＩＣチップとその基板（インターポーザ）との接続、或いは半導体パッケージとプリント配線板との接続に使用するのに適している。ここで、「はんだ継手」とはＩＣチップと基板との接続部をいい、電極の接続部やダイと基板との接続部を含む。
　４．その他
　本発明に係るはんだ合金を用いた接合方法は、例えばリフロー法を用いて常法に従って行えばよい。加熱温度はチップの耐熱性やはんだ合金の液相線温度に応じて適宜調整してもよい。チップの熱的損傷を低く抑える観点から２４０℃程度であることが好ましい。フローソルダリングを行う場合のはんだ合金の溶融温度は概ね液相線温度から２０℃程度高い温度でよい。また、本発明に係るはんだ合金を用いて接合する場合には、凝固時の冷却速度を考慮した方がさらに組織を微細にすることができる。例えば２～３℃／ｓ以上の冷却速度ではんだ継手を冷却する。この他の接合条件は、はんだ合金の合金組成に応じて適宜調整することができる。
　本発明に係るはんだ合金は、その原材料として低α線量材を使用することにより低α線量合金を製造することができる。このような低α線量合金は、メモリ周辺のはんだバンプの形成に用いられるとソフトエラーを抑制することが可能となる。
　表１に示す合金組成からなるはんだ合金について、液相線温度、固相線温度、Ｎｉ食われ、ボイドの有無を以下のように評価した。また、引張強度も評価した。
　（１）液相線温度、固相線温度
　表１の各はんだ合金を作製して、はんだの溶融温度を測定した。測定方法は、固相線温度はＪＩＳ　Ｚ３１９８－１に準じて行った。液相線温度は、ＪＩＳ　Ｚ３１９８－１を採用せずに、ＪＩＳ　Ｚ３１９８－１の固相線温度の測定方法と同様のＤＳＣによる方法で実施した。
　（２）Ｎｉ食われ
　板厚が２５０μｍであり表１に示す合金組成からなるプリフォームをＣｕ製リードフレームに搭載した。その後、５ｍｍ×５ｍｍ×２００μｍｔのシリコンチップの基板接合面側にバックメタルを備えるＩＣチップをはんだ合金上に搭載した。バックメタルは、バリア層として０．０５μｍのＴｉ層、０．２０μｍのＮｉ層を順次積層したものである。搭載の向きは、このバックメタルを備えるＩＣチップにおいて、Ｎｉ層がはんだ合金と当接するような向きとした。はんだ合金およびＩＣチップを搭載した基板を、ピーク温度が２４０℃となるようにリフロー炉で加熱し、ダイボンディングを行った。
　そして、得られたリードフレームの断面について、ＳＥＭのモニター上で３００００倍に拡大し、任意の１０か所について、Ｎｉ層の膜厚の平均値を算出した。膜厚の平均値が当初の膜厚に対して４０％以上である場合には「◎」、２０％以上である場合には「○」、１０％未満である場合には「×」とした。
　（３）ボイド
　上記（２）で作製したリードフレームの断面について、Ｘ線観察装置を用いてはんだ接合部の透過画像を撮影した。そして、はんだ継手界面に発生しているボイドの面積率を算出した。ボイド面積率の平均値が１０％以下を良い（○）、１０～２５％をやや悪い（△）、２５％超えを悪い（×）とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示すように、実施例１～３１では、いずれの合金組成においても各構成元素の含有量および（１）式を満たすため、Ｎｉ食われおよび接合界面でのボイドが見られなかった。また、比較例１～７と比較して高い引張強度を示すことも確認した。
　一方、比較例１は（１）式の上限を超えるためにＡｇ、Ｃｏ、Ｐ、およびＮｉの含有量のバランスが悪く、ボイドが発生した。比較例２は（１）式の下限未満であるためにＡｇ、Ｃｏ、Ｐ、およびＮｉの含有量のバランスが悪く、Ｎｉ食われが劣った。
　比較例３はＣｏ含有量が多いために液相線温度が高くなり、はんだ継手を形成することができなかったために評価を行わなかった。比較例４はＡｇ含有量が少ないため、Ａｇ３Ｓｎの析出量が少なく、実施例１～３１と比較して引張強度が低いことを確認した。比較例５はＡｇ含有量が多すぎるために粗大なＡｇ３Ｓｎが析出してしまい、実施例１～３１と比較して引張強度が低いことを確認した。
　比較例６はＮｉ含有量が少ないためにＮｉ食われを抑制することができなかった。比較例７はＮｉ含有量が多すぎるために液相線温度が高くなり、はんだ継手を形成することができなかったために評価を行わなかった。
　表１の結果から本発明の効果を明確にするため、図１および図２を用いてさらに説明する。
　図１ははんだ継手の断面ＳＥＭ写真であり、図１（ａ）は実施例１０の合金組成を用いたはんだ継手の断面ＳＥＭ写真であり、図１（ｂ）は比較参考例であるＳｎ－３Ａｇ－０．５Ｃｕの合金組成を用いたはんだ継手の断面ＳＥＭ写真である。各ＳＥＭ写真の「Ｓｉ」はＳｉチップを表し、最表面にＮｉ層が形成されているものを用いた。図１（ｂ）と比較して図１（ａ）では（Ｃｕ，Ｎｉ）Ｓｎ金属間化合物の析出量が少ないことがわかった。これは、比較参考例の合金組成がＮｉを含有せず、かつ（１）式を満たさないため、Ｎｉ層が接合時に溶融はんだに食われたためであると考えられる。また、図１では確認できないが、撮影したＳＥＭ写真を拡大することにより、図１（ａ）ではＮｉ層が残存しているのに対して、図１（ｂ）ではＮｉ層はほとんど残存していないことも確認した。
　図２ははんだ継手の断面ＳＥＭ写真であり、図２（ａ）は実施例１０の合金組成を用いたはんだ継手の断面ＳＥＭ写真であり、図２（ｂ）は比較例２の合金組成を用いたはんだ継手の断面ＳＥＭ写真である。ＳＥＭ写真の倍率は３００００倍である。図２（ａ）に示す実施例１０ではＮｉ層が残存しており、一方、図２（ｂ）に示す比較例２では、Ｎｉ層がほとんど残存していないことがわかった。図２（ａ）ではＮｉ層の膜厚が０．０９μｍであることがわかった。この膜厚ははんだ付け前のＮｉ層の膜厚と比較して４０％以上であることから、Ｎｉ層がほとんど残存していることがわかった。これに対し、図２（ｂ）ではＮｉ層の膜厚が０．０１５μｍであることがわかった。この膜厚ははんだ付け前のＮｉ層の膜厚と比較して１０％未満であることから、Ｎｉ層が溶融はんだに食われていることがわかった。
　以上より、本発明に係るはんだ合金は、引張強度が高く、Ｎｉ食われを抑制するとともに接合界面のボイドの発生を抑制することができるため、高品質のダイボンディングを行うことができる。
 

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ａｇ：１～４％、Ｃｕ：０．１～１．０％、Ｎｉ：０．００５～０．０９％、Ｃｏ：０．００２５～０．１％、Ｐ：０．００１～０．０１５％、および残部がＳｎからなる合金組成を有し、前記合金組成は下記（１）式を満たすことを特徴とするはんだ合金。
    　０．０００２０＜（Ｎｉ／Ｃｏ）×（１／Ａｇ）×Ｐ＜０．０２５　　　　（１）
    　上記（１）式中、Ｎｉ、Ｐ、ＡｇおよびＣｏは各々前記合金組成の含有量（質量％）を表す。
  2. 　液相線温度が３２０℃以下である、請求項１に記載のはんだ合金。
  3. 　液相線温度と固相線温度との差であるΔＴが１２０℃以下である、請求項１または２に記載のはんだ合金。
  4. 　前記合金組成は下記（２）式を満たす、請求項１～３のいずれか１項に記載のはんだ合金。
    　０．００３８９≦（Ｎｉ／Ｃｏ）×（１／Ａｇ）×Ｐ≦０．００６６７　　　　（２）
    　上記（２）式中、Ｎｉ、Ｐ、ＡｇおよびＣｏは各々前記合金組成の含有量（質量％）を表す。
  5. 　請求項１～４のいずれか１項に記載のはんだ合金を有するはんだ継手。
     
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