TWI905019B - 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、破壞模式適當並且耐熱循環性優異之焊料合金、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%、Cu：0.6~0.9%、In：1.0~5.0%、Sb：3.0~5.0%、Fe：0.0010~0.0300%、Co：0.0010%~ 0.0500%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冷暖差、衝擊、振動等之各種外在負荷的部位。

例如，搭載於引擎室之汽車電子電路在引擎動作時有暴露於125℃以上之高溫之情況。另一方面，當引擎停止時，若為寒冷地帶則有暴露於低至-40℃以下之低溫之情況。如此，在嚴苛使用環境中使用的汽車電子電路中使用信賴性優異之焊料合金。

過去以來，作為通用性高的焊料合金，係使用Sn-Ag-Cu焊料合金。然而，如上所述，Sn-Ag-Cu焊料合金在以往未被想到的嚴苛環境下，會有於接合界面形成之金屬間化合物層會變厚，且因剪切應力而於電極與焊料合金之接合界面發生剝離之顧慮。因此，謀求即使在嚴苛使用環境下亦能維持接合強度之焊料合金，過去已進行各種探討。

專利文獻1中，作為具備高耐熱循環性之焊料合金，揭示一種Sn-Ag-Cu-In-Sb-Co-Ge焊料合金，其係於Sn-Ag-Cu焊料合金中含有In、Sb及Co。同文獻中說明該焊料合金除了抗熱循環性以外，亦可抑制剝離。為了發揮此效果，又在同文獻中記載為了抑制因Sb引起的熔點上升過去以來係添加Bi，但為了改善剝離，而含有In替代Bi。

專利文獻2中，作為具備高耐熱循環性之焊料合金，揭示一種Sn-Ag-Cu-In-Sb-Ni-Co焊料合金。同文獻中說明該焊料合金除了耐熱循環性以外，亦可抑制孔隙發生及抑制剝離。且同文獻中記載藉由實現Sb與In之含量均衡，除了可提高耐熱循環性以外，亦可抑制剝離及孔隙發生。又同文獻中記載基於耐熱循環性及抑制孔隙發生之觀點，亦可進而含有Fe等。[先前技術文獻][專利文獻]

專利文獻1：日本專利第6349615號公報專利文獻2：日本專利第6420936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，均進行耐熱循環性及剝離之評價。專利文獻2中，進一步評價孔隙之發生。又，為了抑制回焊溫度之上升，而進行熔點之評價。

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，會對電子電路施加外部應力。因此，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。特別是，即使焊料接頭之負荷變大，也不會有斷裂部位成為接合界面之破壞模式。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。

另一方面，如前述，應力持續施加於焊料接頭之環境下的檢討係藉由熱循環試驗進行評價。此點於專利文獻1及2中記載之發明，已檢討耐熱循環性。然而，專利文獻1中，以4個樣品之平均值評價2000次循環之裂紋總長度。且，專利文獻2中亦認為以10個樣品觀察在3000次循環之裂紋發生，並評價有無橫切焊料接頭之裂紋發生。

如專利文獻1所記載，當以平均值進行評價時，作為有裂紋總長度較短的樣品與裂紋總長度較長的樣品之情況，若平均值較小，則該樣品會被作為顯示優異評價者予以處理。原本，若包含裂紋總長度較長的樣品，則儘管作為焊料接頭留有耐熱循環性之問題，但該課題會被忽視。

如專利文獻2中記載之評價認為係針對焊料接頭完全斷裂的裂紋大致掌握。但是，有於焊料接頭雖未被橫穿但差一點就被橫穿者，該樣品亦會被視為優異評價予以處理。10個樣品中若發生焊料接頭差一點就被橫穿之裂紋的樣品數多，則不得不認為存在某種問題，但此種樣品群亦會被視為顯示優異評價者予以處理。若進而言之，專利文獻2中記載之發明，雖偶爾評價到於3000次循環之裂紋，但於有顧慮再更多次循環時會發生許多橫穿焊料接頭之裂紋時，則不得不認為仍留有耐熱循環性之課題。

特別是，若為安裝在車載用電子電路之焊料接頭，則基於安全性之觀點，必須極力抑制焊料接頭之破裂。專利文獻1及2中之耐熱循環性的評價中，有一部分在極短循環下會破裂之可能性。亦即，如果評價結果存在很大差異，則會包含即使是認為沒有問題的樣品亦會立即破裂者。

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。且，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，故當務之急係開發能夠以高概率擔保耐熱循環性的焊料合金。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、破壞模式適當並且耐熱循環性優異之焊料合金、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12的Sn-Ag-Cu-In-Sb-Co-Ge焊料合金及專利文獻2之實施例15的Sn-Ag-Cu-In-Sb-Ni-Co-Fe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。其結果獲得之見解為若於專利文獻1的實施例12中添加特定量的Fe時，熔點將降低8~10℃左右。此推測係因為在Sn-Ag-Cu-In-Sb-Co-Ge焊料合金添加入特定量的Fe時，由於與Co的相乘效果，而使焊料合金的組織變得更微細，而抑制粗大化合物的析出。

又，獲得之見解為於將Fe添加於Sn-Ag-Cu-In-Sb-Co-Ge焊料合金時，無論有無Ge，均獲得同等熔點、剪切強度及破壞模式。伴隨此，獲得於Sn-Ag-Cu-In-Sb-Co-Fe焊料合金中，Ge可作為任意元素予以處理之見解。

專利文獻2的實施例15中，獲得熔點稍高之見解。此推測係因為在Sn-Ag-Cu-In-Sb-Co-Fe焊料合金中，若含有Ni時，在凝固過程中在更高溫度區域起因於Ni之固相開始析出之故。且，由於Cu含量少，故認為因與Sn-Ag-Cu的共晶組成稍有偏差而使熔點上升。因此，獲得之見解為若自專利文獻2的實施例15去除Ni且將Cu含量增量0.1~0.4 %，則熔點降低，同時剪切強度顯著提高。

進而，獲得如下見解：以合金組織成為微細之程度含有Co及Fe的組成時，由於斷裂以塊體發生故顯示適當的破壞模式。然而，亦獲得如下見解：即使調整Co及Fe的含量，若Ag及Sb的含量過多，於接合界面亦會發生斷裂。此推測係因化合物析出而提高塊體強度，即使Co或Fe的含量過多，亦成為相同結果。且，亦獲得若Cu較多，則剪切強度劣化並且破壞模式成為接合界面。此推測係由於成為過共晶而於接合界面析出粗大Cu₆Sn₅之故。

除了上述見解以外，專利文獻1及2顯示可發揮耐熱循環性。然而，本發明人等已確證即使是各專利文獻的實施例，其中亦有在極短循環內斷裂者。此顯示評價結果的差異頗大。因此，以以往的評價方法，即使是被認為為耐熱循環性高的焊料合金，由於其中亦包含耐熱循環性低者，故必須進行更正確的評價。因此，本發明人等想到以標準偏差來評價耐熱循環性之評價中的破裂循環數最為有效。藉由以標準偏差進行評價，可擷取出迄今為止被忽視的耐熱循環性低的焊料合金，並可以更高精度評價耐熱循環性。

因此，本案發明人等於作為耐熱循環性之評價，係以標準偏差求出破裂循環數。其結果，獲得如下之見解：各構成元素在特定範圍內的焊料合金，除了具有如上述之熔點低、剪切強度高、破壞模式適當以外，破裂循環數之標準偏差亦在特定值以下，因而完成本發明。藉由該等見解而完成之本發明如以下。

(0) 一種焊料合金，其特徵係以質量%計，由Ag：2.0~3.6%、Cu：0.6~0.9%、In：1.0~5.0%、Sb：3.0~5.0%、Fe：0.0010~ 0.0300%、Co：0.0010%~0.0500%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%、Cu：0.6~0.9%、In：1.0~5.0%、Sb：3.0~5.0%、Fe：0.0010~ 0.0300%、Co：0.0010%~0.0500%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、Cu、In、Sb、Fe及Co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，其具有由上述(0)至上述(2)中任一項之焊料合金所成。

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

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

(10) 一種汽車電子電路裝置，其特徵係具備上述(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、降低熔點及提高耐熱循環性。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。又，有時會使剪切強度降低，因化合物大量析出而使熔點上升。此外，由於塊體的強度提高，故於熱循環試驗中發生裂紋，標準偏差變大，耐熱循環性差。Ag含量的上限為3.6%以下，較佳為3.4%以下，更佳為3.2%以下。

(2) Cu：0.6~0.9%Cu有助於提高剪切強度、藉由控制在接合界面形成的金屬間化合物的形成量而使破壞裂模式適當化、降低熔點及提高耐熱循環性。且，含量若適量，則可抑制粗大Cu₆Sn₅之析出。Cu含量未達0.6%時，Cu₆Sn₅未充分析出，剪切強度差。又，熔點上升。Cu含量之下限為0.6%以上，較佳為0.7%以上。

另一方面，Cu含量超過0.9%時，由於成為過共晶，於接合界面析出粗大Cu₆Sn₅，故剪切強度劣化。又，破壞模式成為接合界面。此外，由於剪切強度劣化，故熱循環試驗中發生裂紋，標準偏差變大，耐熱循環性差。Cu含量之上限為0.9%以下，較佳為0.8%以下。

(3) In：1.0~5.0%In有助於提高剪切強度、破壞模式之適當化及提高耐熱循環性。In含量未達1.0%時，剪切強度差，且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破壞模式不適當，耐熱循環性亦差。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，塊體強度過度提高，剪切強度降低。且，亦有接合界面或零件處破壞之顧慮。又，由於塊體強度提高，故在熱循環試驗中發生裂紋，標準偏差的值變大，耐熱循環性差。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。

(4) Sb：3.0~5.0%Sb有助於抑制熔點上升、提高剪切強度、破壞模式之適當化及提高耐熱循環性。Sb含量未達3.0%時，由於對於Sn的固溶強化及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。且，由於塊體強度提高，故於熱循環試驗中發生裂紋，標準偏差變大，耐熱循環性差。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。

(5) Fe：0.0010~0.0300%Fe有助於提高剪切強度、破壞模式之適當化及提高耐熱循環性。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。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，故剪切強度差，且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。

(6) Co：0.0010~0.0500%Co有助於抑制熔點上升、提高剪切強度、破壞模式之適當化及提高耐熱循環性。Co含量未達0.0010%時，由於塊體之微細化效果不足，故剪切強度降低。Co含量之下限為0.0010%以上，較佳為0.0030%以上，更佳為0.0060%以上，又更佳為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。此外，由於塊體強度上升，故在熱循環試驗中發生裂紋，標準偏差變大，耐熱循環性差。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。

(7) 其餘部分：Sn本發明之焊料合金的其餘部分為Sn。除前述元素以外，亦可含有不可避免雜質。含有不可避免雜質時，對前述效果亦不造成影響。又，本發明中，Sn-Ag-Cu-In-Sb-Fe-Co焊料合金中，於各含量在上述範圍內時，由於Ni即使少量添加，熔點亦會急遽上升，故較佳不含。且本發明中，Mn由於會使熔點上升，使潤濕性惡化，無法形成適宜化合物，且使剪切強度降低，故較佳不含。此外，Bi與In共存時，會形成Sn-In-Bi低熔點相。鑒於蠕變變形，由於低熔點相具有如使室溫環境成為高溫環境般之低熔點，故容易蠕變變形，使強度降低。因此，本發明中，較佳不含Bi。

(8) 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，亦可為0.001%以上。

(9) (1)式及(2)式 上述(1)及(2)式中，Ag、Cu、In、Sb、Fe及Co係各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、適當破壞模式及高耐熱循環性。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、Cu、In、Sb的含量與Fe、Co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、適當破壞模式及高耐熱循環性進一步提高，較佳設為均衡之含量。

(2)式係考慮到本發明之焊料合金的添加元素中In與其他元素之平衡的式。與其他添加元素相比，In之含量範圍不管為未達下限亦或超過上限，均會使剪切強度較差同時使破壞模式不適當。此係本發明之Sn-Ag-Cu-In-Sb-Co-Fe焊料合金中特有的現象。其理由尚不清楚，但可推測由於潤濕性降低而使濕潤擴展不足，同時固溶強化效果不足。

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及表2所示之實測值中，所有小於有效數字的位數之位數均被視為0。例如，Co含量於實測值為「0.008」質量%時，用於計算(1)式及(2)式的Co含量並非具有0.0075~0.0084%的範圍，而是視為「0.008000...」予以處理。(1)式中，算到小數點第五位，將小數點第五位進行四捨五入求到小數點第四位。(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個組成進而達成低熔點、高剪切強度、適當破壞模式及高耐熱循環性之全部，較佳滿足(1)式及(2)式。

(1)式之下限較佳為0.0020以上，更佳為0.0021以上，又更佳為0.0022以上，再更佳為0.0023以上，特佳為0.0024以上，最佳為0.0028以上、0.0029以上、0.0033以上、0.0034以上、0.0035以上、0.0036以上、0.0038以上、0.0042以上、0.0043以上、0.0045以上、0.0046以上、0.0048以上、0.0049以上、0.0050以上、0.0057以上。(1)式之上限較佳為0.0090以下，更佳為0.0086以下，又更佳0.085以下，再更佳為0.0083以下，特佳為0.0076以下，最佳為0.0073以下、0.0071以下、0.0069以下、0.0068以下、0.0067以下、0.0066以下、0.0065以下、0.0064以下、0.0061以下、0.0060以下。

(2)式之下限較佳為445以上，更佳為525以上，又更佳為630以上，再更佳為700以上、特佳為787以上、最佳為788以上、840以上、1050以上、1225以上、1260以上、1261以上、1313以上、1378以上、1379以上、1400以上、1401以上、1470以上、1471以上、1488以上。(2)式之上限較佳為3560以下，更佳為3501以下，又更佳為3151以下，再更佳為2801以下，特佳為2679以下，最佳為2678以下、2626以下、2450以下、2451以下、2363以下、2143以下、2142以下、2101以下、2100以下、1970以下、1969以下、1891以下、1890以下、1838以下、1786以下、1785以下、1751以下、1750以下、1681以下、1680以下、1576以下、1575以下。

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，屬於本發明之範圍內，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。

本發明之耐熱循環性係考慮到熱循環試驗後每樣品之偏差者，與平均值的偏離越小，評價越高。因此，如以往所檢討之耐熱循環性般，僅以平均值進行比較之評價，其意義程度大為不同。

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，剪切強度優異，破壞模式適當，耐熱循環性優異。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。

本說明書中所謂「耐熱循環性優異」亦如後述實施例所示，係指進行在-40℃及+125℃下各保持10分鐘之熱循環試驗，焊料接頭之電阻比熱循環試驗前上升到20%之循環數的標準偏差為1000以下。此等特性意指即使在如上述熱循環試驗之非常嚴苛條件下使用，亦能極力減低汽車電子電路破裂的可能性，且不會造成無法使用或誤動作。

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及表2中記載之焊料合金評價(1)熔點、(2)剪切強度、(3)破壞模式及(4)耐熱循環試驗(TCT)。又關於(4)，自以下實施例及比較例中擷取實施例4與比較例19，顯示該等之評價結果。

(1) 熔點針對表1及表2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及表2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「〇」。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「×」。

(4) 耐熱循環試驗(TCT)自表1選擇實施例4，自表2選擇比較例19，將各焊料合金霧化作成焊料粉末。與由松脂、溶劑、活性劑、觸變劑、有機酸等所成之焊接助焊劑(千住金屬工業股份有限公司製之「GLV」)混合，製作各焊料合金之焊料膏。焊料膏的合金粉末為88質量%，助焊劑為12質量%。將焊料膏以厚度為100μm之金屬遮罩印刷於厚度為0.8mm之印刷機版(材質：FR-4)之後，以貼片機安裝12mm×12mm之LGA(焊墊柵格陣列)零件，並以與上述「(2)(2-1)」相同的回焊曲線進行回焊焊接，製作樣品。針對實施例4製作15個樣品，針對比較例18製作14個樣品。

將製作的樣品放入經設定為低溫-40℃、高溫+125℃、保持時間10分鐘之條件的熱循環試驗裝置(TSA-101L-A：由ESPEC公司製)中，在試驗中測定電阻值。自初期電阻值上升20%時發生斷裂者，求出斷裂循環數之平均值及標準偏差。標準偏差為1000以下時，評價為實用上無問題程度之偏差。另一方面，標準偏差超過1000時，由於存在與平均值相去甚遠的樣品，故評價為不符實用程度之偏差。如以上之(1)~(3)的評價結果示於表1及表2。且(4)之評價結果示於表3。

如表1及表2所示，實施例1~62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1~8、10~17、19~24、27~31、38、39、42、43、46~62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2所示，比較例1由於不包含In、Sb、Fe及Co，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及4由於Ag含量多，故剪切強度差，破壞模式不適當。

比較例5及比較例6由於Cu含量少，故剪切強度差。特別是，比較例6由於含有Ni，故破壞模式亦不適當。比較例7由於Cu含量多，故剪切強度差，破壞模式不適當。

比較例8及比較例9由於In含量不適當，故剪切強度差，破壞模式不適當。比較例10由於Sb含量少，故剪切強度差。比較例11由於Sb含量多，故剪切強度差，破壞模式不適當。

比較例12~14由於Fe含量少，故剪切強度差。比較例15由於Fe含量多，故剪切強度差，破壞模式不適當。

比較例16由於Co含量少，故剪切強度差。比較例17由於Co含量多，故剪切強度差，破壞模式不適當。

比較例18及比較例20由於各含有Ni或Mn，故熔點大幅上升，剪切強度差，破壞模式不適當。比較例19由於含有Bi，故剪切強度差。

又，如由表3所了解，實施例4與比較例19之平均循環數相差約300次循環。然而，實施例4之循環數的標準偏差未達1000，但相對地，比較例19之循環數的標準偏差大幅超過1000的結果。

因此，實施例4中，只有熱循環試驗中之偏差小，與平均值的差較小的樣品。得知其他實施例亦顯示同樣結果。另一方面，得知比較例19中，存在熱循環試驗中之偏差較大，與平均值的差異極大的樣品。

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4，圖1(b)為比較例19，圖1(c)為比較例3。如由圖1所了解，得知實施例4由於塊體破壞而使焊料接頭斷裂。另一方面，得知比較例19中，由於塊體破壞且於接合界面之金屬間化合物破壞而使焊料接頭斷裂。此外，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4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4，圖1(b)為比較例19，圖1(c)為比較例3。

Claims (10)

1. 一種焊料合金，其特徵係具有以質量%計，由Ag：2.0~3.6%、Cu：0.6~0.9%、In：1.0~5.0%、Sb：3.0~5.0%、Fe：0.0010~0.0300%、Co：0.0010%~ 0.0500%及其餘部分由Sn所成之合金組成，且前述合金組成滿足下述(1)式及(2)式， 上述(1)及(2)式中，Ag、Cu、In、Sb、Fe及Co各係作為前述焊料合金之質量%的含量。
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. 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。
4. 一種焊料球，其係由如請求項1或2之焊料合金所成。
5. 一種焊料預成型，其係由如請求項1或2之焊料合金所成。
6. 一種焊料接頭，其具有如請求項1或2之焊料合金。
7. 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。
8. 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。
9. 一種汽車電子電路裝置，其特徵係具備如請求項7之汽車電子電路。
10. 一種ECU電子電路裝置，其特徵係具備如請求項8之ECU電子電路。