TW201742930A - 焊料合金及使用其之安裝結構體 - Google Patents

Abstract

本發明課題為提供一種即使為使用金屬基底基板之安裝結構體，也能於最高150℃之高溫環境下實現優異耐熱疲勞特性之焊接接頭的焊料合金。 其解決手段為一種焊料合金，其特徵在於：該合金由Sn、Ag、Bi、In、Cu所構成，各含有率(質量%)以[Sn]、[Ag]、[Bi]、[In]、[Cu]表示時，含有1.0≦[Ag]≦4.0範圍之Ag；0.5≦[Cu]≦1.2範圍之Cu；0.5≦[Cu]≦1.0時6.74-1.55×[Cu]≦[In]≦6.5且1.0＜[Cu]≦1.2時5.168≦[In]≦6.5範圍之In；及1.5≦[Bi]≦3.0範圍之Bi；且剩餘部分由Sn構成。

Description

焊料合金及使用其之安裝結構體

發明領域 本發明涉及一種主要用於將電子零件焊接至已形成電路之金屬基底基板的無鉛焊料合金及使用該焊料合金的安裝結構體。

發明背景 近年，基於節省能源之觀點，在照明機器領域擴展採用發光二極體(Light Emission Diode, LED)。LED晶片不同於習知的螢光燈或白熱電球，可焊接於基板上形成LED基板。從熔點、濡濕性、耐熱疲勞特性等觀點來看，LED基板之焊接廣用Sn-Ag系焊料，而標準無鉛焊料合金則廣用Sn-3.0質量%Ag-0.5質量%Cu。

LED會在發光時發熱，所以使用LED晶片時LED基板有溫度上升的情況。隨著LED發光效率提升，所生之熱能愈強烈。然而，一般的LED晶片耐熱溫度為150℃以下，所以LED基板宜具有高度的釋熱性，近年基於釋熱性以及成本及重量的觀點，而有開發使用銅或鋁作為基底金屬之金屬基底基板。

金屬基底基板係指於基底金屬上透過絕緣樹脂層配置金屬層而於基底金屬上形成電路之基板。比起一般玻璃環氧基板的電路基板，金屬基底基板具有優異的釋熱性，同時具有比玻璃環氧基板大的線膨脹係數。所以，像已焊接上線膨脹係數小之LED晶片等電子零件的金屬基底基板，電子零件與金屬基底基板之間會產生顯著的線膨脹係數差。這類安裝結構體的線膨脹係數差比在玻璃環氧基板上焊接有電子零件之安裝結構體的線膨脹係數差大，所以從比使用玻璃環氧基板之情況更低的溫度將金屬基底基板上之基板電極與LED晶片之零件電極間接合時，會對該接合之焊接材料施加巨大的熱應力。

因此，對於用來將LED晶片焊接至金屬基底基板的無鉛焊料合金，除了要求150℃之耐熱疲勞特性以外，還必須具有承受從低溫產生的巨大應力的耐性。然而，習知的焊料合金尚未充分具備在這等嚴苛環境下使用的特性。

作為習知之耐熱疲勞特性優異的無鉛焊接材料，專利文獻1中記述了一種無鉛焊料合金，其係用來將具有Au鍍料之Au電極焊接於含P之Ni鍍料上的焊接材料，其特徵在於：令前述焊接材料中之Ag、Bi、Cu、In含有率(質量%)分別為[Ag]、[Bi]、[Cu]、[In]時，含有： 0.3≦[Ag]＜4.0之Ag(惟，Ag為0.5質量%及1.0質量%之情況除外)， 0≦[Bi]≦1.0之Bi及 0.2≦[Cu]≦1.2之Cu； 並且，在0.2≦[Cu]＜0.5之範圍內，含有6.0≦[In]≦6.8之範圍內的In； 在0.5≦[Cu]≦1.0之範圍內，含有5.2+(6-(1.55×[Cu]+4.428))≦[In]≦6.8之範圍內的In； 在1.0＜[Cu]≦1.2之範圍內，含有5.2≦[In]≦6.8之範圍內的In； 且剩餘部分只有87質量%以上之Sn。

另，專利文獻2中記述了一種無鉛焊料合金，其特徵在於：作為於Sn-Ag-Bi系合金添加Cu、In之Sn-Ag-Bi-In-Cu構成的無鉛焊料，Sn、Bi、Ag、Cu、In之組成比為1.0重量%≦Bi≦12.0重量%、0.5重量%≦Ag≦6.0重量%、0.1重量%≦Cu≦3.0重量%、0.5重量%≦In≦10.0重量%且剩餘部分實質上由錫構成。 先前技術文獻 專利文獻

專利文獻1：日本專利第5732627號公報 專利文獻2：日本特開平10-314980號公報

發明概要 發明欲解決之課題 專利文獻1中記述之無鉛焊料合金係一以任意含有率具有Ag、Bi、Cu及In且剩餘部分只有Sn之焊料合金，其能防止焊接Au基板電極時產生之焊料In含有率減少。該焊料合金雖然無疑地可用來將LED焊接於玻璃環氧基板，但對於將LED焊接於金屬基底基板時所產生之明顯的線膨脹係數差卻未提出任何對策，所以預料在150℃之溫度下也很難維持耐熱疲勞特性。

專利文獻2揭示了可使無鉛焊料合金具有與Sn-Pb系焊料合金相同程度之熔點、優異的濡濕性及機械強度之Sn、Bi、Ag、Cu、In的含有率範圍。尤其，添加Cu、In係為了降低焊接材料之熔融溫度及改善焊料熔液之濡濕性而添加。該焊料合金雖然無疑地可用來將LED焊接於玻璃環氧基板，但對於將LED焊接於金屬基底基板時所產生之明顯的線膨脹係數差卻未提出任何對策，所以預料在150℃之溫度下也很難維持耐熱疲勞特性。

因此，若在將LED晶片焊接於金屬基底基板時使用習知的焊料合金，則無法在150℃之溫度下維持焊料合金之耐熱疲勞特性，所以必須抑制LED晶片的輸出功率或使用小尺寸的LED晶片來縮小熱應力，故而存有無法充分發揮LED晶片之性能的問題。

本發明目的在於提供一種即使係用於將電子零件焊接於金屬基底基板時，仍能在最高150℃之高溫環境下維持優異耐熱疲勞特性的焊料合金。 用以解決課題之手段

根據本發明之一主旨可提供一種焊料合金，其含有Ag、Bi、In及Cu且剩餘部分由Sn構成，並且滿足下式： 1.0≦[Ag]≦4.0…(1) 0.5≦[Cu]≦1.2…(2) 1.5≦[Bi]≦3.0…(3) (式中，[Ag]、[Cu]及[Bi]分別表示Ag、Cu及Bi之含有率(質量%))； 0.5≦[Cu]≦1.0時，滿足下式：6.74-1.55×[Cu]≦[In]≦6.5…(4)； 1.0＜[Cu]≦1.2時，滿足下式：5.168≦[In]≦6.5…(5) (式中[In]表示In之含有率(質量%))。

本發明之一態樣中，焊料合金更滿足下式： 2.0≦[Bi]≦3.0…(6) 8.0≦[In]+[Bi]…(7)。

本發明之一態樣中，焊料合金更含有Sb且滿足下式： 0.5≦[Sb]≦1.25…(8) (式中[Sb]表示Sb之含有率(質量%))。

本發明之一態樣中，焊料合金可用在將電子零件焊接於金屬基底基板上。

根據本發明之另一主旨可提供一種安裝結構體，其電子零件之零件電極與金屬基底基板之基板電極係藉由上述態樣中任一項記述之焊料合金而焊接。

另，本說明書中於構成焊料合金之元素記號附加符號[]者表示焊料合金中該元素的含有率(質量%)。

又，本發明中「焊料合金」意指其金屬組成實質上由所列舉之金屬構成，且亦可含有無法避免混入之微量金屬。焊料合金可具有任意形態，譬如可單獨用於焊接或可與金屬以外之其他成分(如焊劑等)一起用於焊接。 發明效果

根據本發明可提供一種焊料合金，在含有Sn、Ag、Bi、In、Cu及Sb之焊料合金中依Sn除外之各元素選擇預定含有率，並且Bi含有率為1.5重量%以上且3.0質量%以下，Cu含有率為0.5質量%以上且1.2質量%以下，尤其當0.5≦[Cu]≦1.0時In含有率滿足式(4)，1.0＜[Cu]≦1.2時In含有率滿足式(5)，更特別是Bi含有率及In含有率滿足式(7)，藉此即使將之用於將局部以陶瓷構成之電子零件焊接至以鋁或銅作為基材之金屬基底基板，仍可在150℃溫度下維持優異的耐熱疲勞特性。

用以實施發明之形態 本發明人等針對在室溫以下之溫度及150℃之溫度的機械特性及組織狀態進行研究開發的結果新發現，藉由在主成分為Sn之無鉛焊料合金中分別以預定量含有In、Cu、Bi，能實現迄今尚未達成之機械特性的改善。以下記述在主成分為Sn之無鉛焊料合金中以本發明規定之含有率含有In、Bi、Cu、Ag及Sb的優勢效果。

(In含有率、Bi含有率) 以Sn為主成分之焊料合金中，於In含有率約15質量%以下之低In含有率區域內，會在室溫附近的溫度下形成In固溶於Sn之合金相的β‐Sn相。圖1為顯示含有Sn、In之習知焊料合金的組織狀態之圖，圖中以白色背景顯示之區域為β‐Sn相。

本說明書中，「固溶」係指母金屬晶格中一部分被固溶元素以原子等級取代之現象。在發生固溶之結晶結構中，會因為母金屬元素與固溶元素之原子徑差而於母元素晶格產生應變，透過該應變能抑制負載應力時之差排等晶體缺陷的移動，所以藉由發生固溶能提升合金強度。然而，負載應力時延性會降低。固溶元素之含有率愈大，透過固溶所得焊料合金之強度提升就愈大。

使In以預定含有率固溶於Sn系焊料時，從溫度超過100℃之時間點起會相變態成不同結構之γ相(InSn₄ )。換言之，會成為互異2相共存之2相共存狀態(γ+β‐Sn)(圖1右)。藉由成為該2相共存狀態，即容易於晶界產生滑移，所以使In以預定含有率固溶於Sn系焊料而成之合金能在100℃以上之溫度下展現延性提升。

Sn系焊料中In含有率大於預定含有率時，相變態成γ相之情況會過度發生。此時，因為γ相與β-Sn相之晶格結構體積不同，所以藉由施加反覆熱循環，焊料合金將自主變形。該自主變形為焊接接合部內部之斷裂及相鄰接之焊接接合部間短路的原因，所以於合金不宜發生過度的相變態。

使In以預定含有率固溶於Sn系焊料中，不僅能提升100℃以上之溫度時的延性，還能提高焊料合金的強度。然而，在100℃以上之溫度環境下使用時，基於上述可能發生過度相變態之理由可知，藉由增加In含有率所得的強度提升有其極限。就本發明之焊料合金而言，不會發生過度的相變態而能提升焊料合金在100℃以上之溫度下之延性還能提高焊料合金強度的In含有率且宜為5.168質量%以上、較宜為5.3質量%以上、且6.2質量%以下、又宜為6.5質量%以下。

本發明人等針對該問題反覆研究開發的結果新發現，藉由使合金以預定範圍含有Bi元素即可解決該問題，還能進一步提升高溫時之延性。

Bi與In同樣地係以固定量固溶於Sn為主成分之焊料合金。藉由固溶Bi及In雖能提升強度，但通常會導致延性降低。

圖2為顯示本實施形態之含有Sn、In、Bi之焊料合金的組織狀態圖。在室溫附近之低溫下，固定量之Bi能均勻固溶於β‐Sn相(圖2左)。所以，與In同樣地能提升無鉛焊料合金之強度。室溫下Bi不偏析而固溶於β‐Sn相時，焊料合金之Bi含有率為3.0質量%以下。又，焊料合金之Bi含有率為1.5質量%以上且宜為2.0質量%以上，藉此可獲得有效的強度提升效果。

在100℃以上之溫度下β‐Sn相會部分相變態成γ相，然即使在此情況下，Bi也不會固溶於γ相而僅會固溶於未相變態成γ相之β‐Sn相(圖2右)。所以，固溶於未相變態成γ相之β‐Sn相的Bi會增加，令β‐Sn相強度變得較高。如上述明示，藉由擴大β‐Sn相與γ相之間的強度差異，容易於上述晶界產生滑移，高溫時之延性反而出乎意料地變大。

(Cu含有率) 使焊料合金含有Cu，可降低焊接時之熔點，也可增加被接合材的材質選擇性。

焊接之被接合體主要係母材為Cu或Ni等業經各種鍍覆或預焊劑處理者。被接合體之母材為Ni時，若使用含In之焊料合金進行焊接，焊料合金中所含的一部份In會被擷入界面反應層(Ni₃ Sn₄ )。藉此，焊接後之焊接接合部的機械特性會生變，所以焊接母材為Ni之被接合體時，必須使用事先多含有剛好被界面反應層擷入之量的In的焊料合金。然而在實際的電路基板中，一片電路基板上會搭載各種電子零件，所以很難在母材Cu、Ni搭載各電子零件時預先調整In含有率。

本發明中於焊料合金含有固定量之Cu，藉此可在焊接時於界面反應層形成Cu₆ Sn₅ 系合金層。藉由該合金層可防止In被擷取，從而可提升焊料合金之被接合材的選擇性。透過上述方法防止In被擷取的理想Cu含有率為0.5質量%以上，Cu含有率之上限宜為1.2質量%。設為此上限可維持焊接時焊料的濕潤擴延性。

因此，本發明之焊料合金中理想的Cu含有率範圍如式(2)所示。 0.5≦[Cu]≦1.2…(2)

因In被擷取造成焊料合金之In含有率減少的情況，在基板電極及零件電極兩者的母材皆為Ni時最為顯著。此時，Cu含有率為0.5≦[Cu]≦1.0之範圍時，(In減少率)係以下式表示。(In減少率)=1.572-1.55×(Cu含有率)…(9)。本說明書中，元素減少率意指(於減少前焊料合金中的該元素含有率)-(於減少後焊料合金中的該元素含有率)。

已知，Cu含有率為1.0＜[Cu]≦1.2時，焊料合金之In含有率幾乎不會減少。

焊料合金不論是接合哪種被接合體，都必須確保可靠性。為了能在In含有率減少最明顯的時候也維持可靠性，在會發生In含有率減少之0.5≦[Cu]≦1.0的範圍內若顧及上述(In含有率減少率)，則焊料合金之(In含有率最小值)可以下式(10)表示。 (In含有率最小值)=5.168+(1.572-1.55×[Cu])=6.74-1.55×[Cu]…(10)

焊料合金中會發生固溶之元素含有率宜大於8.0質量%，以便不論接合何種被接合體皆可確保焊料合金之可靠性。

因此，本發明之焊料合金中In含有率及Bi含有率宜滿足式(7)。 8.0≦[In]+[Bi]…(7) 所以，在會發生In含有率減少之0.5≦[Cu]≦1.0的範圍內，下式可成立。 8.0≦6.74-1.55×[Cu]+[Bi]…(11)

故而，本發明之焊料合金中，理想的Cu含有率及Bi含有率分別為0.5≦[Cu]≦1.2…(2)、1.5≦[Bi]≦3.0…(3)，較宜為0.5≦[Cu]≦1.2…(2)、2.0≦[Bi]≦3.0…(6)。 本發明之焊料合金中，0.5≦[Cu]≦1.0時，理想In含有率為6.74-1.55×[Cu]≦[In]≦6.5…(4)；1.0＜[Cu]≦1.2時，理想In含有率為5.168≦[In]≦6.5…(5)。此外，較宜為本發明之焊料合金之In含有率及Bi含有率滿足下式(7)。 8.0≦[In]+[Bi]…(7)。

(Ag含有率) 本發明之焊料合金於焊料合金中以Ag₃ Sn或Ag₂ In之形態含有Ag。使焊料合金含有Ag，可改善焊接時的濕潤性，還可降低熔點。

利用回焊焊接使焊料合金均勻熔融時，宜以比焊料合金之液相線溫度高10℃以上之溫度作為回焊尖峰溫度。若考慮電子零件之耐熱溫度，回焊尖峰溫度宜設為240℃以下，所以焊料合金之液相線溫度宜為230℃以下。在本發明之焊料合金，達成該液相線溫度所需的理想Ag含有率範圍為1.0≦[Ag]≦4.0…(1)。 藉由Ag含有率在上述範圍內，焊料合金之液相線溫度與回焊尖峰溫度之間便不會產生10℃以上之差，而可利用回焊焊接使焊料合金均勻熔融。

(Sb含有率) 使以Sn作為主成分並含有In之焊料合金含有Sb，可使發生β‐Sn相及γ相之相變態的溫度上升。萬一因為反覆熱循環使LED晶片內之LED固晶部劣化而產生釋熱量增大，也能藉由含有Sb而不過度發生相變態，所以可防止焊接接頭部劣化。在本發明之焊料合金，使發生相變態之溫度上升所需的理想Sb含有率範圍為0.5≦[Sb]≦1.25…(8)。若低於該範圍，會使發生相變態之溫度無法充分上升，而不能防止焊接接頭部劣化。若高於該範圍，則焊料合金中之In與Sb形成化合物InSb而降低延性。 實施例

(實施例1) 為了明確展現Bi含有率賦予以Sn作為主成分之焊料合金的強度及於150℃下之伸長率的影響，利用以下所示方法製作出本發明之焊料合金，進行試驗。

製作 以[Ag]、[Bi]、[In]、[Cu]分別為3.5、0.5~4.0、6.0、0.8及剩餘部分為Sn且合計為100g的方式，秤量出焊料合金中所含元素。

將所秤Sn投入陶瓷製坩堝內後，將坩堝在氮氣環境下設置於已調整成500℃溫度之電力式披覆加熱器中。將各元素按照熔點低之順序投入，且每投入1種即攪拌3分鐘。投入全部的構成元素後，從電力式披覆加熱器取出坩堝，將之浸漬於裝滿25℃之水的容器內進行冷卻而製作出焊料合金。

試驗 將所製焊料合金再次投入坩堝，以電力式披覆加熱器加熱至250℃使其熔融後，倒入加工成拉伸試驗片形狀之石墨製鑄模來製作拉伸試驗片。拉伸試驗片係製成直徑3mm、長15mm且具有縮頸部之圓棒狀。使用拉伸試驗機進行於室溫及150℃下之拉伸試驗，用以評估所製拉伸試驗片的機械特性(拉伸強度及伸長率)。結果列於表1、圖3及圖4。 [表1]

如表1所示，含有Bi之習知例1、習知例2、實施例1-1、1-2、比較例1-2的拉伸強度皆大於不含Bi之比較例1-1的拉伸強度。另外，Bi含有率為4.0質量%之比較例1-2比起比較例1-1伸長率大幅下降，呈現出脆性損壞。Bi含有率為0.5~3.0質量%之習知例1、習知例2、實施例1-1、1-2的伸長率則不見明顯降低。

如表1所示，含有Bi之習知例1、習知例2、實施例1-1、1-2、比較例1-2於150℃下之拉伸強度，與不含Bi之比較例1-1之150℃拉伸強度相比，未見大幅變化。另外，比起比較例1-1於150℃之伸長率，含有Bi之習知例1、習知例2、實施例1-1、1-2、比較例1-2於150℃下之伸長率有見增加。尤其，Bi含有率為2.0質量%以上時於150℃下之伸長率增加明顯。

(實施例2) 接下來，為了明確展現In含有率賦予以Sn作為主成分之焊料合金的拉伸強度及於150℃下之伸長率的影響，以[Ag]、[Bi]、[In]、[Cu]分別為3.5、2.0、5.0~7.0、0.8或0.5且剩餘部分為Sn的方式秤量各元素，並以與實施例1同樣方法製出焊料合金。將所製焊料合金以與實施例1同樣方法進行試驗且所得結果列於表2、圖5及圖6。 [表2]

如表2所示，隨著In含有率增大，拉伸強度有所增加。另外，未見伸長率有隨In含有率之增大而明顯降低。

如表2所示，隨著In含有率增大，於150℃下之拉伸強度有所增加。比較例2-1及2-2之伸長率比習知例1及2下降，相對於此，實施例2-1~2-3則顯示出比習知例1及2更高之值。

(實施例3) 接著，為了明確展現In含有率賦予Bi含有率為3.0且以Sn作為主成分之焊料合金的強度及於高溫下時之延性的影響，以[Ag]、[Bi]、[In]、[Cu]分別為3.5、3.0、5.0~7.0、0.8或0.5且剩餘部分為Sn的方式秤量各元素，並以與實施例1同樣方法製出焊料合金。將所製焊料合金以與實施例1同樣方法進行試驗且所得結果列於表3、圖7及圖8。 [表3]

如表3所示，隨著In含有率增大，拉伸強度有所增加。另外，未見伸長率有隨In含有率之增大而明顯降低。

如表3所示，隨著In含有率增大，150℃下之拉伸強度有所增加。 In含有率為5.0~6.0時，雖見於150℃下之伸長率隨In含有率增大而明顯增加，但於In含有率超過6.0者卻未見明顯減少。

以下，針對上述(實施例1)~(實施例3)考察In含有率與Bi含有率賦予焊料合金特性的效果。

室溫下的拉伸強度隨著Bi含有率增加而上升。此認為是因為固溶於β‐Sn相之Bi量隨Bi含有率增加而增加，強化了β‐Sn相所致。另外，室溫下之伸長率在Bi含有率為3.0質量%以下時幾乎沒有變化，但在Bi含有率大於3.0質量%時則下降。此認為是因為發生Bi偏析所致。

幾乎不見150℃下之拉伸強度隨Bi含有率增加而提升。此認為是因為Bi僅固溶於β‐Sn相，所以未對γ相之強度造成影響。另外，關於Bi含有率為2.0~3.0質量%之合金於150℃下之伸長率，當In含有率為5.5~6.5質量%時雖比於室溫時有所提升，但In含有率為5.0或7.0質量%時卻未必比室溫來得高。對於此現象，吾等解釋如下。

以Sn為主成分且含有In之焊料合金於150℃溫度下的伸長率會提升很明顯是受β‐Sn相與γ相在150℃之溫度下共存而產生的晶界滑移影響。這種焊料合金含有Bi時，即使隨著升溫產生出γ相，也因為Bi只會固溶於β‐Sn相，所以β‐Sn相中之Bi濃度提高，而僅β‐Sn相之強度會提升。如此一來，即可藉由β‐Sn相-γ相間之強度差異擴大，促進晶界滑移，所以伸長率能隨升溫而提升。吾等認為，上述實施例1~3中所見Bi含有率為2.0~3.0質量%之合金於150℃下之伸長率提升即因該晶界滑移促進所致。另外，In含有率為5.0質量%及7.0質量%時伸長率未必有提升。此認為是因為相對於β‐Sn相，γ相比率變得太少或太多，所以比起In含有率為5.5~6.5質量%之情況其2相間之晶界較少，而無法有效獲得上述晶界滑移促進所致之伸長率提升。

(實施例4) 為了針對使用以Sn為主成分之焊料合金將電子零件焊接於金屬基底基板的安裝結構體，評估Bi含有率及In含有率賦予耐熱疲勞特性之影響，以下述所示方法製出用於耐熱疲勞特性試驗的安裝結構體。

製作 以[Ag]、[Bi]、[In]、[Cu]分別為3.5、0.5~3.5、5.0~7.0、0.8且剩餘部分為Sn的方式秤量各元素，並以與實施例1同樣方法製作焊料合金。將所製焊料合金加工成數10μm之焊粉，以重量比90：10的方式秤量焊粉及焊劑後，將該等捏合做成焊接糊料。

使用厚150μm之金屬遮罩，於金屬基材101上隔著絕緣層準備電路基板電極102。將所製焊接糊料印刷於厚1.6mm之金屬基底基板100上的基板電極102。於印刷好的焊接糊料上接合1608尺寸(1.6mm×0.8mm)之晶片電阻103，在最高240℃之溫度條件下進行回焊加熱，形成焊接接頭部105而製出安裝結構體。金屬基底基板100之基板電極102母材為Cu，金屬基材101母材為鋁。

圖9顯示為了實施焊料合金之可靠性試驗而以上述方式製造的安裝結構體。100表示金屬基底基板，101表示金屬基材，102表示電路基板電極，103表示晶片電阻，104表示零件電極，105表示焊接接頭部，106表示絕緣層。

試驗 可靠性試驗係在低溫側-40℃、高溫側150℃之下各進行30分鐘之負載反覆熱循環來進行，其結果列於表4。每負載一次熱循環即測定電阻值，並以電阻值上升2倍以上之循環次數作為使用壽命。判定基準欄中，經2000循環且未見電阻值上升者記錄為○，經2500循環且未見電阻值上升者記錄為◎。又，關於先前文獻中所見以Sn為主成分且含有In之焊料合金相變態所造成的變形，係併至2000循環時有無變形來做評估。 [表4]

如表4所示，相對於習知例4-1~4-4得使用壽命為2000循環以下，實施例4-1~4-12中使用壽命皆為2000循環以上。[Ag]、[Bi]、[In]、[Cu]分別為3.5、2.0~3.0、5.5~6.5、0.8且剩餘部分為Sn之實施例4-5~4-12的使用壽命特別優異為2500循環以上。另外如比較例4-2、4-5所示，即使In含有率為5.5~6.5質量%，但Bi含有率若為1.0質量%以下，使用壽命就會低於2000循環。此認為是因為Bi量太少，所以所得機械特性僅稍微提升。又如比較例4-16、4-17、4-18所示，即使In含有率為5.5~6.5質量%，但Bi含有率若為3.5質量%以上，雖能獲得機械特性的提升效果，使用壽命仍低於2000循環。此認為是因為Bi量太多，反覆曝露在高溫下使Bi偏析於晶界，造成延性隨時間經過降低所致。

如表4所示，In含有率為5.0質量%之比較例4-1、4-4、4-7、4-9、4-11、4-13、4-15中，不論Bi含有率為何，使用壽命皆低於2000循環。由此結果可知，In含有率若小，則不論Bi含有率為何皆無法改善高溫下之伸長率。又，In含有率為7.0質量%之比較例4-3、4-6、4-8、4-10、4-12、4-14、4-19中，也不論Bi含有率為何，使用壽命皆低於2000循環。該等比較例也皆發現焊料合金變形，所以認為是過度從β-Sn相相變態成γ相。

(實施例5) 製作以可顯現本發明之焊料合金效果的理想範圍之含有率含有各元素的焊料合金來評估耐熱疲勞特性，其結果列於表5。焊料合金之製作方法及試驗方法與實施例4相同。金屬基底基板100之電路基板電極102母材為Cu及Au/Ni，金屬基材101母材為鋁。 [表5]

如表5所示，以可顯現本發明之焊料合金效果的理想範圍之含有率含有各元素的實施例5-1~5-11皆具有2000循環以上之使用壽命。尤其是實施例5-2、5-4、5-5、5-8，基板電極母材為Cu、Au/Ni兩者時皆具有3000循環以上之使用壽命，實施例5-1、5-6、5-7、5-10、5-11則在基板電極母材為Cu時具有3000循環以上之使用壽命。另外，比較例5-1~5-7、習知例5-1則因為所含元素中有任一者不在可顯現本發明之焊料合金效果的理想範圍，所以可靠性試驗的使用壽命不論是基板電極母材為Cu或Au/Ni之情況或是為Cu、Au/Ni兩者之情況皆低於2000循環。則可得知在0.5≦[Cu]≦1.0之範圍內，若慮及在Au/Ni電極有發生以式(9)所得In含有率減少的情況，為了顯現本發明之焊料合金效果，即使發生了上述減少，In含有率也應宜為5.168以上。

如以上，本發明之焊料合金中理想係Bi含有率、Cu含有率及Ag含有率分別為1.5≦[Bi]≦3.0…(3)、0.5≦[Cu]≦1.2…(2)、1.0≦[Ag]≦4.0…(1)，並且，0.5≦[Cu]≦1.0時，In含有率為6.74-1.55×[Cu]≦[In]≦6.5…(4)；1.0＜[Cu]≦1.2時，In含有率為5.168≦[In]≦6.5…(5)，且剩餘部分為Sn。 本發明之焊料合金中較理想係Bi含有率、Cu含有率及Ag含有率分別為2.0≦[Bi]≦3.0…(6)、0.5≦[Cu]≦1.2…(2)、1.0≦[Ag]≦4.0…(1)，並且，0.5≦[Cu]≦1.0時，In含有率為6.74-1.55×[Cu]≦[In]≦6.5…(4)；1.0＜[Cu]≦1.2時，In含有率為5.168≦[In]≦6.5…(5)，且上述[In]及[Bi]滿足8.0≦[In]+[Bi]…(7)，剩餘部分為Sn。 此外，本發明之焊料合金可在0.5≦[Sb]≦1.25(8)之範圍內將一部份的Sn取代成Sb。 產業上之可利用性

本發明之焊料合金可實現即使在150℃之溫度下也具有優異耐熱疲勞特性的焊接接頭及具有其之安裝結構體，能有效利用於譬如搭載有LED或電力元件等熱能釋放較大之零件的安裝結構體等。

100‧‧‧金屬基底基板
101‧‧‧鋁基材
102‧‧‧電路基板電極
103‧‧‧晶片電阻
104‧‧‧零件電極
105‧‧‧焊接接頭部
106‧‧‧絶緣層

圖1為顯示習知例之無鉛焊料合金組織狀態之圖。 圖2為顯示本發明實施形態之無鉛焊料合金組織狀態之圖。 圖3為顯示本發明實施形態之焊料合金於室溫下之機械特性之圖。 圖4為顯示本發明實施形態之焊料合金於150℃下之機械特性之圖。 圖5為顯示本發明實施形態之焊料合金於室溫下之機械特性之圖。 圖6為顯示本發明實施形態之焊料合金於150℃下之機械特性之圖。 圖7為顯示本發明實施形態之焊料合金於室溫下之機械特性之圖。 圖8為顯示本發明實施形態之焊料合金於150℃下之機械特性之圖。 圖9為顯示實施本發明實施形態之焊料合金之可靠性試驗的安裝結構體之圖。

Claims (5)

1. 一種焊料合金，含有Ag、Bi、In及Cu且剩餘部分由Sn構成，並且滿足下式： 1.0≦[Ag]≦4.0 0.5≦[Cu]≦1.2 1.5≦[Bi]≦3.0 (式中，[Ag]、[Cu]及[Bi]分別表示Ag、Cu及Bi之含有率(質量%))； 0.5≦[Cu]≦1.0時，滿足下式：6.74-1.55×[Cu]≦[In]≦6.5； 1.0＜[Cu]≦1.2時，滿足下式：5.168≦[In]≦6.5(式中[In]表示In之含有率(質量%))。
2. 如請求項1之焊料合金，其中Bi及In更滿足下式：2.0≦[Bi]≦3.0、8.0≦[In]+[Bi]。
3. 如請求項1或2之焊料合金，其中部分Sn被Sb取代，且Sb滿足0.5≦[Sb]≦1.25(式中[Sb]表示Sb之含有率(質量%))。
4. 如請求項1至3中任一項之焊料合金，其可用在將電子零件焊接於金屬基底基板上。
5. 一種安裝結構體，其電子零件之零件電極與金屬基底基板之基板電極係藉由如請求項1至4中任一項之焊料合金而焊接。