TWI899001B - 焊料合金、焊料膏、焊料球、焊料預成型、焊料接頭、汽車電子電路、ｅｃｕ電子電路、汽車電子電路裝置，及ｅｃｕ電子電路裝置 - Google Patents

Abstract

本發明提供熔點低、剪切強度高、破壞模式適當之焊料合金、焊料膏、焊料球、焊料預成型、焊料接頭、汽車電子電路、ECU電子電路、汽車電子電路裝置，及ECU電子電路裝置。焊料合金具有以質量%計，由Ag：2.0~3.6%、In：1.0~5.0%、Sb：3.0~5.0%、Fe：0.001 ~0.030%、Co：0.0000%以上0.0500%以下及其餘部分由Sn所成之合金組成。較佳該合金組成進而含有以質量%計合計為0.100%以下之Zr、Ge、Ga、P、As、Pb、Zn、Mg、Cr、Ti、Mo、Pt、Pd、Au、Al及Si之至少1種。

Description

焊料合金、焊料膏、焊料球、焊料預成型、焊料接頭、汽車電子電路、ＥＣＵ電子電路、汽車電子電路裝置，及ＥＣＵ電子電路裝置

本發明有關焊料合金、焊料膏、焊料球、焊料預成型、焊料接頭、汽車電子電路、ECU電子電路、汽車電子電路裝置，及ECU電子電路裝置。

於汽車上搭載有將電子零件焊接於印刷基板之電子電路(以下簡稱「汽車電子電路」)。汽車電子電路使用於對引擎、動力方向盤、制動器等進行電氣控制的機器，係汽車行駛中非常重要的安全零件。特別是為了提高燃耗而以電腦控制車子之電子電路的稱為ECU(Engine Control Unit：引擎控制單元)的汽車電子電路必須能夠長時間無故障地以安定狀態運轉。因搭載領域之擴大，此種汽車電子電路被安裝於承受衝擊、振動等之各種外在負荷的部位。

自1980年代起，作為考慮到於引擎室中使用之焊料合金，舉例有Sn-Pb焊料合金之替代品的Sn-Ag系焊料合金作為選擇項。Sn-Ag焊料合金過去以來即已知為如被分配為A35之JIS記號般之廣泛利用性高的焊料合金。但，Sn-Ag焊料合金被認為是與作為無鉛焊料合金的Sn-Pb焊料合金對應之基本位置，且已進行進一步的檢討。

又，於Sn-Ag焊料合金與Cu電極連接時，由於Cu幾乎不固溶於Sn，故於接合界面處，自電極擴散出之Cu與焊料合金中之Sn形成粗大CuSn金屬間化合物層。進而，因Ag₃Sn之大量析出而使焊料合金變脆，而有各種顧慮。因此，在Sn-Ag焊料合金中，謀求即使在嚴苛使用環境下焊料接頭亦不會斷裂之焊料合金，自過去以來已進行各種檢討。

專利文獻1中，為了提高焊料合金之拉伸強度，而針對將Sb、Bi、In、Ag及Ga添加於Sn-Co焊料合金之合金組成進行檢討。已揭示同文獻中記載的焊料合金因含有Co，而使微細的CoSn及CoSn₂分散於Sn基質中，有助於提高拉伸強度。且，為了降低熔點，已檢討進一步添加Sb等之元素。

專利文獻2中揭示一種Sn-Ag-Sb-Ni-Bi-Co焊料合金，其抑制了孔隙發生並且即使在熱循環試驗後裂紋的發生亦受到抑制。同文獻中說明若不含有Cu則可使熔融黏度降低，故可抑制孔隙發生。進而，同文獻中亦揭示含有Ni時，即使不含Cu亦可抑制Cu之過度擴散，故可抑制裂紋擴展。[先前技術文獻][專利文獻]

專利文獻1：日本特開平6-344180號公報專利文獻2：日本特開2018-1179號公報

[發明欲解決之課題]如前述，專利文獻1及2中記載之發明，實現了焊料合金之拉伸強度提高，且抑制孔隙發生，且實現耐熱循環性之提高。又，專利文獻1中，進行使熔點降低之檢討。

然而，作為車載用之電子電路所用的焊料合金，僅靠該等評價是不夠的。例如，在車載用之電子電路中，搭載電子電路的汽車若在崎嶇不平的道路上行駛時，會對電子電路施加來自外部之衝擊或振動等之應力。因此，以不使焊料接頭斷裂之方式顯示高剪切強度對作為焊料接頭至為重要。

又，即使形成了難以斷裂的焊料接頭，若持續對焊料接頭施加應力，最終也會斷裂。認為此種持續應力會因暴露於冷暖差激烈的環境中而持續施加。此起因於在電極、接合界面形成之金屬間化合物及塊體的熱膨脹係數不同。此時，表示斷裂部位之破壞模式為接合界面。由於接合界面與電極接合，故於接合界面緩和應力並不容易。然而，物理及電氣負荷主要施加於焊料接頭之接合界面。因此認為以比較容易變形的塊體來緩和應力，可抑制破壞。

然而，專利文獻1及2中，針對剪切強度與破壞模式完全未有檢討，很難說已反映了焊料接頭使用上之實際情況。由於焊料接頭係將基板等與電子零件等電氣連接者，因此應極力避免於接頭界面之斷裂。

因此，專利文獻1及2中針對作為焊料接頭為重要特性的剪切強度與破壞模式完全未見檢討。期望有即使是不含Cu之焊料合金，仍可發揮該等特性之焊料合金。然而，隨著近年來汽車電動化之進展，由於認為所搭載之基板數將持續增加，故當務之急係開發顯示該等特性之焊料合金。此外，鑒於電子零件的耐熱性時，亦希望能顯示與以往相同程度的熔點。

因此，本發明之課題在於提供熔點低、剪切強度高、破壞模式適當之焊料合金、焊料膏、焊料球、焊料預成型、焊料接頭、汽車電子電路、ECU電子電路、汽車電子電路裝置，及ECU電子電路裝置。[用以解決課題之手段]

本發明人等對專利文獻1及2中揭示之焊料合金再次進行檢討。得到的見解為該兩文獻中揭示之焊料合金中，專利文獻1之實施例5的Sn-Ag-In-Sb-Co-Ge焊料合金及專利文獻2之實施例19的Sn-Ag-In-Sb-Co-Ni-Bi焊料合金、同專利文獻之實施例24的Sn-Ag-Sb-Co-Fe-Ni-Bi焊料合金之剪切強度均與以往為相同程度，而有改進的餘地。

該等焊料合金未必具有以提高剪切強度為目的而設計的合金組成。應該理解焊料合金通常於各焊料合金中即使其組成成分的一者含量等不同，整體的特性將不同，具有特定含量之合金元素的組合整體在技術上係以一體者進行評價。

因此，本發明人等針對抑制熔點上升，同時提高剪切強度及破壞模式進行詳細調查。此處，專利文獻1中說明若於Sn-Co焊料合金中添加Ag、In、Sb、Ga則可降低熔點。然而，由於熔點根據該等元素之含量而大幅變動，故專利文獻1之實施例5中記載的組成未必合適。

又，專利文獻1中揭示以提高拉伸強度為目的而添加Co。但，關於提高剪切強度則未有任何檢討。且，當焊料合金之拉伸強度提高到必要以上時，破壞模式成為接合界面。因此，推測於Sn-Ag-In-Sb-Co-Ga焊料合金中添加Co並不佳。

專利文獻2中記載只要Ni及Co在特定範圍內，則可抑制孔隙發生。因此，鑒於專利文獻2中之記載，藉由Co與Ni共存可發揮效果。因此，根據專利文獻1之合金組成係剪切強度低且破壞模式不適當之見解，可推測專利文獻2中添加Ni亦是欠佳。

此外，專利文獻2中說明Bi的含量為特定量以下時，可保有耐熱衝擊性。然而，專利文獻2中，由於Bi於Sn中固溶高達3%左右，故藉由Sn之固溶強化而使焊料合金的拉伸強度增加，使破壞模式成為接合界面。

因此，本發明人等鑒於上述見解等，著眼於在專利文獻1及2中，自添加到Sn中的元素排除Ni、Co及Bi而得之Sn-Ag-In-Sb焊料合金。而且，為了提高焊料合金之剪切強度，使破壞模式為塊體，進而針對添加元素之選定及Ag、In及Sb之含量進行詳細檢討。

首先，為了使破壞模式適當，於不含Cu及Ni之焊料合金中，必須抑制接合界面之金屬間化合物成長。金屬間化合物因Cu自電極朝焊料合金擴散而成長。此處，金屬間化合物主要由Sn及Cu的化合物構成。因此於焊料合金與電極之界面存在之金屬間化合物層若粗大，則容易使破壞模式不適當。

因此，著眼於藉由含有Fe而將界面改質，而對Sn-Ag-In-Sb-Fe焊料合金詳細調查添加元素之含量。其結果獲得之見解為：只有在添加元素之含量在特定範圍內時，才可實現剪切強度之提高與破壞模式之適當化。因該等見解而完成之本發明如下。

(0) 一種焊料合金，其特徵係以質量%計，由Ag：2.0~3.6%、In：1.0~5.0%、Sb：3.0~5.0%、Fe：0.0010~0.0300%、Co：0.0000%以上0.0500%以下及其餘部分由Sn所成。(1) 一種焊料合金，其特徵係具有以質量%計，由Ag：2.0~3.6%、In：1.0~5.0%、Sb：3.0~5.0%、Fe：0.0010~0.0300%、Co：0%以上0.050%以下及其餘部分由Sn所成之合金組成。

(2)如上述(0)或上述(1)之焊料合金，其中合金組成(焊料合金)進而含有以質量%計合計為0.100%以下之Zr、Ge、Ga、P、As、Pb、Zn、Mg、Cr、Ti、Mo、Pt、Pd、Au、Al及Si之至少1種。

(3)如上述(0)至上述(2)中任一項之焊料合金，其中合金組成(焊料合金)滿足下述(1)式及(2)式，上述(1)及(2)式中，Ag、In、Sb及Fe各係作為前述焊料合金之質量%的含量。

(4) 一種焊料膏，其具有由如上述(0)至上述(2)中任一項之焊料合金所成之焊料粉末。

(5) 一種焊料球，其係由如上述(0)至上述(2)中任一項之焊料合金所成。

(6) 一種焊料預成型，其係由如上述(0)至上述(2)中任一項之焊料合金所成。

(7) 一種焊料接頭，其具有如上述(0)至上述(2)中任一項之焊料合金。

(8) 一種汽車電子電路，其特徵係具有如上述(0)至上述(2)中任一項之焊料合金。

(9) 一種ECU電子電路，其特徵係具有如上述(0)至上述(2)中任一項之焊料合金。

(10) 一種汽車電子電路裝置，其特徵係具備如上述(8)之汽車電子電路。

(11) 一種ECU電子電路裝置，其特徵係具備如上述(9)之ECU電子電路。

本發明將於以下更詳細說明。本說明書中，除非另有說明，否則與焊料合金組成相關的「%」為「質量%」。

1.焊料合金(1) Ag：2.0~3.6%Ag有助於提高剪切強度、因Ag₃Sn析出之破壞模式之適當化及降低熔點。Ag含量未達2.0%時，化合物的析出量少，剪切強度降低。Ag含量的下限為2.0%以上，較佳為2.5%以上，更佳為2.7%以上，又更佳為3.0%以上。

另一方面，Ag含量超過3.6%時，由於成為過共晶，故Ag₃Sn大量析出，而提高塊體之強度，故使破壞模式成為接合界面。此外，由於破壞模式為接合界面，故剪切強度降低。Ag含量的上限為3.6%以下，較佳為3.5%以下，更佳為3.4%以下。

(2)In：1.0~5.0%In有助於提高剪切強度及破壞模式之適當化。In含量未達1.0%時，由於潤濕性降低故潤濕擴展不足，同時因固溶強化效果不足而使剪切強度差、破壞模式不適當。In含量之下限為1.0%以上，較佳為1.5%以上，更佳為2.0%以上，又更佳為2.5%以上，特佳為3.0%以上。

另一方面，In含量超過5.0%時，由於化合物大量析出，而使熔點上升。此外，亦有塊體強度提高，於接合界面或零件處破壞之顧慮。In含量之上限為5.0%以下，較佳為4.5%以下，更佳為4.0%以下，又更佳為3.5%以下。

(3)Sb：3.0~5.0%Sb有助於提高剪切強度及破壞模式之適當化。Sb含量未達3.0%時，由於對於Sn的固溶強化、Sn-Sb化合物的析出強化不足，故剪切強度差。Sb含量之下限為3.0%以上，較佳為3.5%以上，更佳為3.6%以上，又更佳為3.8%以上，特佳為3.9%以上，最佳為4.0%以上。

另一方面，Sb含量超過5.0%時，由於形成粗大SnSb化合物，故剪切強度差。此外，潤濕性劣化，破壞模式成為接合界面或零件破壞，而不適當。Sb含量之上限為5.0%以下，較佳為4.8%以下，更佳為4.6%以下，又更佳為4.5%以下，特佳為4.3%以下，最佳為4.1%以下。

(4)Fe：0.0010~0.0300%Fe有助於提高剪切強度及破壞模式之適當化。Fe含量未達0.0010%時，由於藉由於界面形成之金屬間化合物層的改質所致之界面強化效果不足，故剪切強度差、破壞模式成為接合界面而不適當。Fe含量之下限為0.0010%以上，較佳為0.0050%以上，更佳為0.0100%以上，又更佳為0.0150%以上，特佳為0.0200%以上。

另一方面，Fe含量超過0.0300%時，由於Sn與Fe的化合物析出，塊體強度過度提高，故有於接合界面破壞之顧慮。Fe含量之上限為0.0300%以下，較佳為0.0270%以下，更佳為0.0250%以下。

(5)Co：0.0000以上0.0500%以下Co係有助於抑制熔點上升、提高剪切強度及破壞模式之適當化的任意元素。以往之焊料合金，基於剪切強度提高及破壞模式之適當化之觀點，認為較佳不含Co。然而，添加Co之結果，可維持高的剪切強度同時破壞模式仍為塊體。Sn-Ag-In-Sb系焊料合金中，認為Co係以CoSn等微細分散。然而，未達到使Sn之合金組織微細之程度。該合金系由於藉由Fe使Sn之合金組織變微細，故推測若分散CoSn等之微細組織，則全體之合金組織進而變微細。因此，本發明之焊料合金Co可在Fe存在下發揮相乘效果。

又，本發明之焊料合金中，由於Co為任意元素，故即使不含Co時，亦可維持高的剪切強度與破壞模式之適當化。Co含量之下限為0.0000%以上，較佳為超過0.0000%，更佳為0.0010%以上，又更佳為0.0030%以上，特佳為0.0060%以上，最佳為0.0080%以上。

另一方面，Co含量超過0.0500%時，由於Sn與Co的化合物析出，塊體強度過度提高，故破壞模式成為接合界面。且，由於化合物大量析出而使熔點大幅上升，且潤濕性惡化，故剪切強度降低。Co含量之上限為0.0500%以下，較佳為0.0300%以下，更佳為0.0100%以下。

(6)其餘部分：Sn本發明之焊料合金的其餘部分為Sn。除上述元素以外，亦可含有不可避免雜質。含有不可避免雜質時，對上述效果亦不造成影響。又本發明中，Sn-Ag-In-Sb-Fe焊料合金含有Ni時，SnNi會析出。由於SnNi化合物係以形成於界面之金屬間化合物為核而析出，故於界面形成之金屬間化合物變厚。其結果，剪切強度降低。因此，本發明中，較佳不含Ni。且，Bi若與In共存，則形成Sn-In-Bi低熔點相。鑒於蠕變變形，由於低熔點相具有使室溫環境變為高溫環境之低熔點，故容易蠕變變形，使剪切強度降低。因此，本發明中較佳不含Bi。

(7) 合計為0.100%以下之Zr、Ge、Ga、P、As、Pb、Zn、Mg、Cr、Ti、Mo、Pt、Pd、Au、Al及Si之至少1種本發明之焊料合金，於不損及本發明效果之程度，可以合計0.100%以下之範圍含有Zr、Ge、Ga、P、As、Pb、Zn、Mg、Cr、Ti、Mo、Pt、Pd、Au、Al及Si之至少1種作為任意元素。較佳合計量為0.080%以下。含量之下限未特別限制，但為0.0001%以上即可，可為0.001%以上。

(8) (1)式及(2)式上述(1)及(2)式中，Ag、In、Sb及Fe各係作為焊料合金之質量%的含量。

(1)式係考慮到本發明之焊料合金的添加元素的平衡之式。本發明之焊料合金可藉由各構成元素的相乘作用而發揮低熔點、高剪切強度及適當破壞模式。因此，若使Sn以外之所有構成元素的平衡更加最適化，則可進一步提高本發明之所有效果。(1)式中，Ag、In及Sb的含量與Fe含量相比為10~100倍左右。然而，認為對焊料合金之貢獻度為相同程度。因此，本發明中，為了以1個組成同時使低熔點、高剪切強度及適當破壞模式進一步提高，較佳設為均衡之含量。

(2)式係考慮到若超過上限則會使剪切強度提高至零件破壞而使In及Sb之群內之平衡、與侷限在界面破壞之Ag及Fe之群內之平衡，進而考慮到該兩群之平衡之式。滿足(2)式時，根據合金組成而有破壞模式進一步適當化之情況。

(1)式之下限較佳為0.36以上，更佳為0.39以上，又更佳為0.42以上，再更佳為0.43以上，特佳為0.44以上，最佳為0.52以上、0.53以上、0.60以上、0.656以上、0.66以上、0.70以上、0.75以上、0.78以上、0.79以上、0.84以上、0.87以上、0.88以上。(1)式之上限較佳為1.19以下，更佳為1.18以下，又更佳為1.09以下，再更佳為1.08以下，特佳為1.05以下，最佳為1.02以下、0.91以下、0.92以下、0.90以下。

(2)式之下限較佳為47以上，更佳為51以上，又更佳為57以上，再更佳為68以上，特佳為69以上，最佳為85以上、86以上、91以上、102以上、103以上、114以上、120以上、133以上、137以上、141以上、142以上、143以上、154以上、160以上。(2)式之上限較佳為319以下，更佳為286以下，又更佳為285以下，再更佳為267以下，特佳為266以下，最佳為257以下、240以下、229以下、228以下、213以下、206以下、205以下、200以下、192以下、183以下、182以下、171以下。

於(1)式及(2)式之計算，下述表1及2所示之合金組成的實測值中，使用表中敘述之數值本身。亦即，在(1)式及(2)式之計算中，在下述表1~3所示之實測值中，所有小於有效數字的位數的位數均被視為0。例如，Fe含量於實測值為「0.0250」質量%時，用於計算(1)式及(2)式的Fe含量並非具有0.02505~0.02514%的範圍，而是視為「0.025000...」予以處理。(1)式中，算到小數點第三位，將小數點第三位進行四捨五入求到小數點第二位，(2)式中，算到小數點第一位，將小數點第一位進行四捨五入求到一位。又，由本說明書中記載之專利文獻及其他文獻中具體揭示之合金組成算出(1)式及(2)式時，以相同方式進行處理。

如前述，合金並非所有構成元素個別發揮功能，而是所有構成元素全體作成1個物體，故僅以1種元素同時發揮所有優異效果之情況較稀少。因此，如上述，為了在各構成元素之最佳含量範圍內顯示更優異之特性，必要對構成元素全體進行檢討。本發明之焊料合金中，為了以1個組成進而以高水準滿足低熔點、高剪切強度、適當破壞模式之全部，較佳滿足(1)式及(2)式。

又，後述實施例中，判定結果為「◎」時，表示與「〇」相比實用上特佳。由於「〇」係比以往更佳之結果，故於其他評價結果亦優異之情況，屬於本發明之範圍，並作為實施例予以處理。由於「×」在本發明中為不足的結果，故係本發明之範圍外，並作為比較例予以處理。

2.焊料膏本發明之焊料膏係由上述合金組成所成之焊料粉末與助焊劑的混合物。本發明中使用之助焊劑只要可藉由常用方法焊接者則未特別限制。因此，只要使用適當調配有一般所用的松香、有機酸、活性劑、觸變劑及溶劑者即可。本發明中之金屬粉末成分與助焊劑成分的調配比例未特別限制，但較佳為金屬粉末成分：70~90質量%，助焊劑成分：10~30質量%。

3.焊料球本發明之焊料合金可作為焊料球使用。作為焊料球使用時，本發明之焊料合金可使用本技藝中之一般方法的滴下法製造焊料球。又，藉由將1個焊料球搭載於經塗佈助焊劑的1個電極上並接合等之本技藝中之一般方法進行加工，可製造焊料接頭。焊料球之粒徑較佳為1μm以上，更佳為10μm以上，又更佳為20μm以上，特佳為30μm以上。焊料球之粒徑上限較佳為3000μm以下，更佳為1000μm以下，又更佳為800μm以下，特佳為600μm以下。

4.焊料預成型本發明之焊料合金可作為預成型使用。作為預成型之形狀舉例為墊圈、環、顆粒、圓盤、條帶、金屬絲等。

5.焊料接頭本發明之焊料接頭適用於連接至少2個以上之被接合構件。所謂被接合構件只要為例如使用元件、基板、電子零件、印刷基板、絕緣基板、散熱器、引線框架、電極端子等之半導體及功率模組、逆變器製品等之使用本發明之焊料合金進行電氣連接者，則未特別限制。

使用本發明之焊料合金之接合方法只要依照例如使用回焊法之常用方法進行即可。進行回焊焊接時之焊料合金的熔融溫度宜為比液相線溫度大概高20℃左右之溫度。且，使用本發明之焊料合金進行接合時，考慮到凝固時之冷卻速度者可進一步將合金組織設為微細化。例如以2~3℃/s以上的冷卻速度冷卻焊料接頭。該其他接合條件可根據焊料合金的合金組成適當調整。

6.汽車電子電路、ECU電子電路、汽車電子電路裝置、ECU電子電路裝置如截至目前所說明中可了解，本發明之焊料合金抑制了熔點上升，破壞模式適當。因此，即使使用於暴露在嚴苛環境之汽車用，亦即車載用，亦可無偏差地抑制焊料接頭的斷裂。因此，由於具備如此特別顯著之特性，故可知本發明之焊料合金特別適用於焊接於汽車上搭載的電子電路。

因此，本發明之焊料合金更特定而言係用於焊接汽車電子電路或用於焊接ECU電子電路，而發揮優異之耐熱循環性。

所謂「電子電路」係藉由電子工學地組合各具有功能之複數個電子零件，而以全體發揮目的功能的系統(system)。

作為構成此等電子電路之電子零件可例示晶片電阻零件、多個電阻零件、QFP、QFN、功率電晶體、二極體、電容器等。在基板上設置將該等電子零件組裝成之電子電路，構成電子電路裝置。

本發明中，構成此種電子電路裝置之基板，例如印刷配線基板並未特別限制。且其材質亦未特別限制，但可例示耐熱性塑膠基板(例如高Tg低CTE的FR-4)。印刷配線基板較佳為將Cu焊盤表面以胺或咪唑等之有機物(OSP(OrganicSurfaceProtection)：有機表面保護)進行處理之印刷電路基板。

7.其他本發明之焊料合金藉由使用低α射線量材作為其原料，可製造低α射線量之合金。此種低α射線量之合金使用於記憶體周圍之焊料凸塊之形成時可抑制軟錯誤。[實施例]

本發明雖藉由以下實施例進行說明，但本發明不限於以下實施例。為了證明本發明之效果，使用表1~3中記載之焊料合金評價(1)熔點、(2)剪切強度及(3)破壞模式。

(1)熔點針對表1~3所示之焊料合金，自DSC曲線求出各溫度。DSC曲線係藉由精工儀器公司製之DSC(型號：6200)，在大氣中以5℃/min升溫而得者。自所得之DSC曲線求出液相線溫度，並設為熔點。於熔點為232℃以下時，可在與以往相同程度之溫度下進行回焊焊接。熔點高過232℃時，由於熔點高，而無法進行以往之回焊焊接。

(2)剪切強度(2-1)樣品之製作將表1~3所示之焊料合金進行鑄造，製作焊料薄片(直徑：1mm/，厚度0.15mm)。使用回焊爐(SNR-615：千住金屬工業股份有限公司製)，對FR-4基板的Cu-OSP電極焊接晶片電阻器。晶片電阻器係使用3216CR(CR32-114JV：北陸電氣工業公司製)。回焊分佈係於220℃以上保持40秒，並在氮氣環境中將峰值溫度設為245℃。(2-2)剪切強度評價對如此製作的樣品，使用剪切試驗機(STR-1000：RHESCA公司製)將剪切速度設為6mm/min.測定剪切強度。剪切強度為84.0N以上時，評價為「◎」。剪切強度為70.0N以上且未達84.0N時，評價為「○」。剪切強度未達70.0N時，評價為「×」。

(3)破壞模式使用光學顯微鏡(VHX-5000：KEYENCE公司製)，對上述「(2)剪切強度」評價過之樣品觀察破壞模式。樣品以塊體破壞時，評價為「◎」。樣品於塊體及接合界面之金屬間化合物(IMC)破壞時，評價為「〇」。樣品於接合界面之金屬間化合物破壞時，評價為「×」。評價結果示於表1~3。

如表1及表2所示，實施例1~110中，由於各構成元素之含量均為適量，故所有評價均為實用上可耐受之結果。且，滿足(1)式及(2)式之實施例3~14、16、19、22、28~31、37~48、50、54、57、66、68~73及77~110於所有評價中均顯示出極為優異之結果。此係實用上可耐受之結果中，有意義差某程度上優異之結果。

另一方面，如表3所示，比較例1由於不包含In、Sb及Fe，故剪切強度差，破壞模式不適當。比較例2由於Ag含量小，故剪切強度差。比較例3由於Ag含量多，故剪切強度差，破壞模式不適當。

比較例4由於不含In，比較例5由於In含量少，故剪切強度差，破壞模式不適當。比較例6中，由於In含量多，故破壞模式不適當。

比較例7中，由於Sb含量少且不含Fe，故剪切強度差，破壞模式不適當。比較例8由於Sb含量少，故剪切強度差。比較例9由於Sb含量多，故剪切強度差，破壞模式不適當。

比較例10~12由於Fe含量不適當，故剪切強度差，破壞模式不適當。比較例13中，由於Co含量多，故熔點大幅上升，剪切強度差，破壞模式不適當。比較例14及比較例15由於各含有Ni或Bi，故剪切強度差。

圖1顯示測定剪切強度後之樣品的光學顯微鏡照片，圖1(a)為實施例14，圖1(b)為實施例2，圖1(c)為比較例3。如由圖1所了解，得知實施例14由於塊體破壞而使焊料接頭斷裂。另一方面，得知實施例2中，於塊體及接合界面之金屬間化合物破壞。另一方面，得知比較例3因於接合界面之金屬間化合物破壞而使焊料接頭斷裂。為此，可知本實施例14中，破壞模式適當。其結果在其他實施例中亦同樣。[產業上之可利用性]

本發明之焊料可利用作為為了提高燃耗而以電腦控制汽車之電子電路的ECU等之汽車電子電路，但亦可用於例如個人電腦等之民生電子機器並發揮優異效果。

[圖1]顯示測定剪切強度後之樣品的光學顯微照片，圖1(a)為實施例14，圖1(b)為實施例2，圖1(c)為比較例3。

Claims (11)

1. 一種焊料合金，其特徵係具有以質量%計，由Ag：2.0~3.6%、In：1.0~5.0%、Sb：3.0~5.0%、Fe：0.0010~0.0300%、Co：0.0000%以上0.0500%以下及其餘部分由Sn所成之合金組成。
2. 如請求項1之焊料合金，其中前述合金組成進而含有以質量%計合計為0.100%以下之Zr、Ge、Ga、P、As、Pb、Zn、Mg、Cr、Ti、Mo、Pt、Pd、Au、Al及Si之至少1種。
3. 如請求項1或2之焊料合金，其中前述合金組成滿足下述(1)式及(2)式，上述(1)及(2)式中，Ag、In、Sb及Fe各係作為前述焊料合金之質量%的含量。
4. 一種焊料膏，其具有由如請求項1或2之焊料合金所成之焊料粉末。
5. 一種焊料球，其係由如請求項1或2之焊料合金所成。
6. 一種焊料預成型，其係由如請求項1或2之焊料合金所成。
7. 一種焊料接頭，其具有如請求項1或2之焊料合金。
8. 一種汽車電子電路，其特徵係具有如請求項1或2之焊料合金。
9. 一種ECU電子電路，其特徵係具有如請求項1或2之焊料合金。
10. 一種汽車電子電路裝置，其特徵係具備如請求項8之汽車電子電路。
11. 一種ECU電子電路裝置，其特徵係具備如請求項9之ECU電子電路。