JP2003211283A - 鉛フリーはんだ材料 - Google Patents
鉛フリーはんだ材料Info
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- Mechanical Engineering (AREA)
- Electric Connection Of Electric Components To Printed Circuits (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｓｎ-Ａｇ二元系鉛フリーはんだ合金材料に
おいて、粗大な初晶β―Ｓｎ相を微細化し、実装時の冷
却速度に依存しない凝固組織の微細化とＡｇ使用量の低
減を図る。 【解決手段】 Ｓｎ−Ａｇ二元系合金において、Ａｌを
添加し、異質核生成を伴う凝固によって、同時多発的な
結晶形成をおこさせ、材料組織を微細化する。具体的組
成として、Ａｇ：１wt％〜５wt％、残部Ｓｎからなる合
金に、Ａｌ：0.1〜５wt％含有せしめる。更に上記組成
に加え、Ｂｉ：40〜60wt％又はＩｎ：40〜50wt％を含有
せしめる。又は、上記組成において、Ｃｕ：0.1〜3wt％
とし、更にＩｎ，Ｂｉ，Ｎｉ，Ａｕ，Ｓｂ，Ｚｎ，Ｍ
ｇ，Ｌａ，Ｃｅから選択した元素のいずれか１乃至２以
上を0.1〜５ｗｔ％含有せしめる。図（ａ）の本発明組
織では、初晶β-Ｓｎ相が微細化し、その間隙を微細な
共晶組織が充填するが、（ｂ），（ｃ）のＡｌを含有し
ない比較例では粗大な初晶β-Ｓｎ相が多くを占める。
おいて、粗大な初晶β―Ｓｎ相を微細化し、実装時の冷
却速度に依存しない凝固組織の微細化とＡｇ使用量の低
減を図る。 【解決手段】 Ｓｎ−Ａｇ二元系合金において、Ａｌを
添加し、異質核生成を伴う凝固によって、同時多発的な
結晶形成をおこさせ、材料組織を微細化する。具体的組
成として、Ａｇ：１wt％〜５wt％、残部Ｓｎからなる合
金に、Ａｌ：0.1〜５wt％含有せしめる。更に上記組成
に加え、Ｂｉ：40〜60wt％又はＩｎ：40〜50wt％を含有
せしめる。又は、上記組成において、Ｃｕ：0.1〜3wt％
とし、更にＩｎ，Ｂｉ，Ｎｉ，Ａｕ，Ｓｂ，Ｚｎ，Ｍ
ｇ，Ｌａ，Ｃｅから選択した元素のいずれか１乃至２以
上を0.1〜５ｗｔ％含有せしめる。図（ａ）の本発明組
織では、初晶β-Ｓｎ相が微細化し、その間隙を微細な
共晶組織が充填するが、（ｂ），（ｃ）のＡｌを含有し
ない比較例では粗大な初晶β-Ｓｎ相が多くを占める。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】エレクトロニクス産業におけ
る電気・電子部品の回路接続や金属部材の接合に用いる
軟ろう材、いわゆるはんだ材料であって、特に鉛を排し
たいわゆる鉛フリーはんだ材料に関する。
る電気・電子部品の回路接続や金属部材の接合に用いる
軟ろう材、いわゆるはんだ材料であって、特に鉛を排し
たいわゆる鉛フリーはんだ材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】はんだ材料は、エレクトロニクス産業に
おける電子部品の接続・固定などの実装を始めとし、電
気的接続、機械的固着手段として広く用いられている
が、従来からはんだとして用いられているＳｎ−Ｐｂ系
合金は、その含有する鉛のため作業環境はもとより、使
用済みの製品の廃棄・回収に際して毒性が問題とされ、
近年、これらの環境に対する負荷を低減或いは解消する
ため、これらの代替材料として鉛を含まない、いわゆる
鉛フリーはんだ材料の開発が進められている。これらの
はんだ材料は、エレクトロニクス実装時にその対象とす
る電子部品やレジスト材などへ熱損傷を生じない、或い
は樹脂類を含有する基板などの歪を生じないことなどが
要求され、このためＳｎ−Ｐｂ系はんだと同様に低融点
であること、接続・固定部位の強度、信頼性などが求め
られる。特に、最近のエレクトロニクス実装では、部品
などの微細化、高密度表面実装化の進展に伴い、これら
の要請は一層厳しいものとなっている。このため、新た
な鉛フリーはんだ材料では、これらの条件に適合する融
点降下と結晶組織微細化を狙って、Ｓｎを主成分とし、
Ａｇ及びさらに他の成分元素を加えた共晶合金系の組成
が選択される。これらのはんだ材料として、Ｓｎ−Ａｇ
共晶及び更にこれらにＣｕ、Ｂｉ、Ｉｎを個別に或いは
組み合わせて添加して、融点を降下させ、機械的特性な
どを向上したものが日米欧各国で報告されている。（特
開２００-９４１８１号公報、特開平７-５１８８３号公
報など参照。）
おける電子部品の接続・固定などの実装を始めとし、電
気的接続、機械的固着手段として広く用いられている
が、従来からはんだとして用いられているＳｎ−Ｐｂ系
合金は、その含有する鉛のため作業環境はもとより、使
用済みの製品の廃棄・回収に際して毒性が問題とされ、
近年、これらの環境に対する負荷を低減或いは解消する
ため、これらの代替材料として鉛を含まない、いわゆる
鉛フリーはんだ材料の開発が進められている。これらの
はんだ材料は、エレクトロニクス実装時にその対象とす
る電子部品やレジスト材などへ熱損傷を生じない、或い
は樹脂類を含有する基板などの歪を生じないことなどが
要求され、このためＳｎ−Ｐｂ系はんだと同様に低融点
であること、接続・固定部位の強度、信頼性などが求め
られる。特に、最近のエレクトロニクス実装では、部品
などの微細化、高密度表面実装化の進展に伴い、これら
の要請は一層厳しいものとなっている。このため、新た
な鉛フリーはんだ材料では、これらの条件に適合する融
点降下と結晶組織微細化を狙って、Ｓｎを主成分とし、
Ａｇ及びさらに他の成分元素を加えた共晶合金系の組成
が選択される。これらのはんだ材料として、Ｓｎ−Ａｇ
共晶及び更にこれらにＣｕ、Ｂｉ、Ｉｎを個別に或いは
組み合わせて添加して、融点を降下させ、機械的特性な
どを向上したものが日米欧各国で報告されている。（特
開２００-９４１８１号公報、特開平７-５１８８３号公
報など参照。）
【０００３】しかし、これらのＳｎ系はんだ合金は、一
般に電子部品の実装におけるはんだ付けに適用すると、
共晶組成であるにもかかわらず、実際に形成された金属
組織は微細な共晶組織となり難く、通常粗大な初晶β―
Ｓｎ相が発達してこれと共晶相との２相混合組織とな
り、材料強度などの機械的特性の低下を来たすことが問
題となっている。また、このような状況下で、有力な代
替はんだ材料として実用化が進められているＳｎ-３．
０Ａｇ-０．５Cu合金などにおいても、高価なＡｇの含
有量が多く、原価コストが著しく高くなることが避けら
れないため、含有Ａｇ量の低減が望まれているが、これ
らの組成を変えて当初の共晶組成を外れると、意図した
微細な共晶組織が得られず、所期の機械的特性が得られ
ない。
般に電子部品の実装におけるはんだ付けに適用すると、
共晶組成であるにもかかわらず、実際に形成された金属
組織は微細な共晶組織となり難く、通常粗大な初晶β―
Ｓｎ相が発達してこれと共晶相との２相混合組織とな
り、材料強度などの機械的特性の低下を来たすことが問
題となっている。また、このような状況下で、有力な代
替はんだ材料として実用化が進められているＳｎ-３．
０Ａｇ-０．５Cu合金などにおいても、高価なＡｇの含
有量が多く、原価コストが著しく高くなることが避けら
れないため、含有Ａｇ量の低減が望まれているが、これ
らの組成を変えて当初の共晶組成を外れると、意図した
微細な共晶組織が得られず、所期の機械的特性が得られ
ない。
【０００４】そしてこのような事情から、これらのはん
だ合金材料を電子部品の実装に適用するに際しては、フ
ロー法、リフロー法いずれにおいても搭載した電子部品
や基板も含めて加熱され、その後冷却若しくは放冷され
る過程ではんだ材料の溶解・凝固が進行するが、この冷
却速度は実装部品や工程によって著しく異なり、このた
め、実装条件下の冷却速度ではいずれも目論見とおりの
共晶組織が得られず、得られた金属組織は必ずしも均質
一様な組織とならないため、品質も安定しない。
だ合金材料を電子部品の実装に適用するに際しては、フ
ロー法、リフロー法いずれにおいても搭載した電子部品
や基板も含めて加熱され、その後冷却若しくは放冷され
る過程ではんだ材料の溶解・凝固が進行するが、この冷
却速度は実装部品や工程によって著しく異なり、このた
め、実装条件下の冷却速度ではいずれも目論見とおりの
共晶組織が得られず、得られた金属組織は必ずしも均質
一様な組織とならないため、品質も安定しない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】Ｓｎ系鉛フリーはんだ
材料において、材料組織の微細化とそれによる機械的特
性の向上、特に、実装条件下などの冷却速度に影響され
ない、微細材料組織の形成と機械的特性の向上を図ると
共に、Ａｇ含有量を低減した亜共晶組成を含む広い成分
組成範囲における、機械的特性を維持・向上する。
材料において、材料組織の微細化とそれによる機械的特
性の向上、特に、実装条件下などの冷却速度に影響され
ない、微細材料組織の形成と機械的特性の向上を図ると
共に、Ａｇ含有量を低減した亜共晶組成を含む広い成分
組成範囲における、機械的特性を維持・向上する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、Ｓｎ−Ａｇ二
元系合金において、Ａｌを添加し、異質核生成を伴う凝
固によって、材料組織を微細化した鉛フリーはんだ材料
であり、さらに上記Ａｇを１wt％〜５wt％、同じくＣ
ｕ：0.1〜３wt％、残部Ｓｎとした合金に、Ａｌ：0.1〜
５wt％含有せしめてなる鉛フリーはんだ合金材料であ
る。また、上記組成に加え、Ｂｉ：４０〜６０wt％又は
Ｉｎ：４０〜５０wt％を含有せしめ、或いは、さらに上
記組成において、Ｃｕ：0.1〜３wt％とし、さらにＩ
ｎ，Ｂｉ，Ｎｉ，Ａｕ，Ｓｂ，Ｚｎ，Ｍｇ，Ｌａ，Ｃｅ
から選択した元素のいずれか1乃至２以上を0.1〜５ｗｔ
％ 含有せしめてなる鉛フリーはんだ材料である。
元系合金において、Ａｌを添加し、異質核生成を伴う凝
固によって、材料組織を微細化した鉛フリーはんだ材料
であり、さらに上記Ａｇを１wt％〜５wt％、同じくＣ
ｕ：0.1〜３wt％、残部Ｓｎとした合金に、Ａｌ：0.1〜
５wt％含有せしめてなる鉛フリーはんだ合金材料であ
る。また、上記組成に加え、Ｂｉ：４０〜６０wt％又は
Ｉｎ：４０〜５０wt％を含有せしめ、或いは、さらに上
記組成において、Ｃｕ：0.1〜３wt％とし、さらにＩ
ｎ，Ｂｉ，Ｎｉ，Ａｕ，Ｓｂ，Ｚｎ，Ｍｇ，Ｌａ，Ｃｅ
から選択した元素のいずれか1乃至２以上を0.1〜５ｗｔ
％ 含有せしめてなる鉛フリーはんだ材料である。
【０００７】本発明の合金組成は、粗大な初晶β―Ｓｎ
相が晶出する範囲にあるが、Ａｌが少量添加されている
ことにより、冷却速度に影響されず、はんだ実装条件下
の冷却速度において金属組織の微細化を達成できる。そ
の機構について、本発明者らは、これらのＳｎ系はんだ
合金が共晶組織であるにもかかわらず、実装条件下では
材料組織の微細化がなされず、粗大な初晶β―Ｓｎ相が
晶出する原因について検討し、これらの合金は平衡条件
下での凝固過程と異なり、ある冷却速度を与えると共晶
組成が高Ａｇ側にシフトして実際の凝固組織は共晶組成
とはならないことに着目した。その組織は、初晶β-Ｓ
ｎ相とβ-Ｓｎ相及びＡｇ3Ｓｎ金属間化合物の共晶が晶
出し、初晶で晶出するβ-Ｓｎ相は、共晶相に比較して
柔らかく、粒径も大きいために材料強度の低下を来たし
ていた。従って、初晶で晶出するβ-Ｓｎ相を微細化し
て均一な組織が得られると材料強度も向上するが、従来
のＳｎ−Ａｇ系合金では共晶の組成領域をコントロール
して組織として全面共晶相とすることは困難であること
から、本発明者らは、溶湯中に異質核を形成し、凝固過
程で同時多発的に結晶を晶出させることを着想した。
相が晶出する範囲にあるが、Ａｌが少量添加されている
ことにより、冷却速度に影響されず、はんだ実装条件下
の冷却速度において金属組織の微細化を達成できる。そ
の機構について、本発明者らは、これらのＳｎ系はんだ
合金が共晶組織であるにもかかわらず、実装条件下では
材料組織の微細化がなされず、粗大な初晶β―Ｓｎ相が
晶出する原因について検討し、これらの合金は平衡条件
下での凝固過程と異なり、ある冷却速度を与えると共晶
組成が高Ａｇ側にシフトして実際の凝固組織は共晶組成
とはならないことに着目した。その組織は、初晶β-Ｓ
ｎ相とβ-Ｓｎ相及びＡｇ3Ｓｎ金属間化合物の共晶が晶
出し、初晶で晶出するβ-Ｓｎ相は、共晶相に比較して
柔らかく、粒径も大きいために材料強度の低下を来たし
ていた。従って、初晶で晶出するβ-Ｓｎ相を微細化し
て均一な組織が得られると材料強度も向上するが、従来
のＳｎ−Ａｇ系合金では共晶の組成領域をコントロール
して組織として全面共晶相とすることは困難であること
から、本発明者らは、溶湯中に異質核を形成し、凝固過
程で同時多発的に結晶を晶出させることを着想した。
【０００８】すなわち、Ｓｎ−Ａｇ合金溶湯に大気中で
Ａｌを添加すると一部がＡｌ2Ｏ3に変化するが、Ａｌ2
Ｏ3は一般に強力な異質核として機能することが知られ
ていることから、Ｓｎ系合金において異質核として機能
するかを考察した。その根拠として、ＳｎとＡｌ2Ｏ3結
晶面での不整合度をみると、その不整合性は大きく、Ｓ
ｎに対してＡｌ2Ｏ3が強力な異質核として機能すること
が期待される。実際に、Ｓｎ-Ａｇ合金にＡｌを添加し
て溶湯から凝固させると、Ｓｎ-Ａｇ二元系合金で得ら
れた冷却曲線では大きな過冷却を伴って均質核生成する
ために冷却曲線に潜熱現象（による段差）が現れるのに
対し、Ｓｎ-Ａｇ合金にＡｌを添加した試料では、過冷
却が抑制され、初晶の晶出変態点も現われなかった。こ
のことから、Ａｌが異質核として機能し、同時多発的に
核生成が行われたことが解った。
Ａｌを添加すると一部がＡｌ2Ｏ3に変化するが、Ａｌ2
Ｏ3は一般に強力な異質核として機能することが知られ
ていることから、Ｓｎ系合金において異質核として機能
するかを考察した。その根拠として、ＳｎとＡｌ2Ｏ3結
晶面での不整合度をみると、その不整合性は大きく、Ｓ
ｎに対してＡｌ2Ｏ3が強力な異質核として機能すること
が期待される。実際に、Ｓｎ-Ａｇ合金にＡｌを添加し
て溶湯から凝固させると、Ｓｎ-Ａｇ二元系合金で得ら
れた冷却曲線では大きな過冷却を伴って均質核生成する
ために冷却曲線に潜熱現象（による段差）が現れるのに
対し、Ｓｎ-Ａｇ合金にＡｌを添加した試料では、過冷
却が抑制され、初晶の晶出変態点も現われなかった。こ
のことから、Ａｌが異質核として機能し、同時多発的に
核生成が行われたことが解った。
【０００９】Ｓｎ-Ａｇ合金は、このように凝固時に異
質核が存在しないことから大きな過冷却を伴うことが特
徴であるが、このため実際のはんだ付け操業において
は、はんだが凝固する冷却速度がそれぞれの条件下であ
るとき、平衡状態図に示される組成から高合金側にシフ
トし、共晶組成であっても亜共晶組織を示して、粒径の
大きい初晶β-Ｓｎ相と微細な共晶との混在組織となる
のである。本発明においてはＳｎ-Ａｇ二元系合金にＡ
ｌを添加することで、溶融中にＡｌが一部酸素と結合し
てＡｌ2Ｏ3となり、このＡｌ2Ｏ3が異質核として機能す
ることで、凝固時において同時多発的に結晶を晶出さ
せ、組織を微細化するのであって、このため、これらの
Ｓｎ-Ａｇ二元系合金の過共晶から亜共晶までの広い組
成範囲にわたって、初晶として晶出するβ-Ｓｎ相を微
細化し、材料強度などの機械的特性を向上させることが
できる。このことは、同時にこれらのＳｎ系共晶合金に
おいて、冷却速度に依存することなく材料組織の微細化
が達成できること及び合金組成においてもＡｇの過共晶
組成から亜共晶組成までの広い組成範囲にわたって、結
晶組織を微細に制御できることを意味する。従って、本
発明において、実装条件下における広い冷却速度条件に
おいて材料組織を微細化することができ、また、その機
械的特性を低下させることなくＡｇ含有量を低減するこ
とができることとなる。
質核が存在しないことから大きな過冷却を伴うことが特
徴であるが、このため実際のはんだ付け操業において
は、はんだが凝固する冷却速度がそれぞれの条件下であ
るとき、平衡状態図に示される組成から高合金側にシフ
トし、共晶組成であっても亜共晶組織を示して、粒径の
大きい初晶β-Ｓｎ相と微細な共晶との混在組織となる
のである。本発明においてはＳｎ-Ａｇ二元系合金にＡ
ｌを添加することで、溶融中にＡｌが一部酸素と結合し
てＡｌ2Ｏ3となり、このＡｌ2Ｏ3が異質核として機能す
ることで、凝固時において同時多発的に結晶を晶出さ
せ、組織を微細化するのであって、このため、これらの
Ｓｎ-Ａｇ二元系合金の過共晶から亜共晶までの広い組
成範囲にわたって、初晶として晶出するβ-Ｓｎ相を微
細化し、材料強度などの機械的特性を向上させることが
できる。このことは、同時にこれらのＳｎ系共晶合金に
おいて、冷却速度に依存することなく材料組織の微細化
が達成できること及び合金組成においてもＡｇの過共晶
組成から亜共晶組成までの広い組成範囲にわたって、結
晶組織を微細に制御できることを意味する。従って、本
発明において、実装条件下における広い冷却速度条件に
おいて材料組織を微細化することができ、また、その機
械的特性を低下させることなくＡｇ含有量を低減するこ
とができることとなる。
【００１０】
【発明の実施の形態】以下本発明の態様を具体的に説明
する。本発明においては、Ｓｎを基本組成として、Ａｇ
含有量を１．０wt％から５wt％、Ａｌ含有量を０．１wt
％から５wt％、の範囲とすることで達成される。ここ
で、請求項２において、 （１）Ａｇ含有量を０．１wt％から５wt％とした根拠、
最低含有量の０．１wt％は、はんだ材料の強度を保つ最
低の条件であり、また、最高含有量の５wt％は、実装な
どにおいて冷却速度が加速された場合の亜共晶組成から
共晶組成に変態する範囲の境界組成である。 （２）Ｃｕ含有量について 最低含有量の０．１wt％は、Ｃｕの添加能力、即ち濡れ
性の改善や材料強度を保つ最低の条件であり、最高含有
量の３wt％は材料強度を保ち、なお溶融温度の急激な上
昇が抑えられる限界領域である。 （３）Ａｌ含有量について、最低含有量の０．１wt％
は、大気中でＡｌがＡｌ2Ｏ3に変化し、異質核として機
能する最低の条件であり、最高含有量の５wt％は異質核
として余剰に生ずるＡｌ2Ｏ3が材料の濡れ性を損なわな
い限界領域である。さらに、請求項３において、Ｂｉ及
びＩｎの含有量を限定した根拠について、 （４）Ｂｉ含有量について 最低含有量の４０wt％は、共晶が４３wt％から初晶が晶
出し、材料強度を低下させることから実用上定まる限界
濃度であり、６０wt％は、融点の急激な上昇を抑制する
限界点である。 （５）Ｉｎ含有量について 最低含有量の４０wt％は、相構造が変化する最低の条件
であり、５０wt％は融点の上昇を抑制する最低の限界組
成である。 （６）その他の合金元素について 更に、請求項４の各添加元素については、融点低下の効
果と濡れ性を改善するという役目がある。Ｉｎ、Ｂｉ、
Ｓｂ、Ｚｎは融点を低下させる元素で、０．１wt％以下
では効果が発揮できず、また、５wt％以上ではそれ以下
の濃度より顕著な効果が期待できない。また、５wt％以
上の添加では濡れ性が劣る。Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｕは、実装
時の電子部品基板材料として使用されている関係から実
装時に溶湯に混入されたりする。これらの元素の効果
は、濡れ性を改善することである。従って、最低含有量
の０．１wt％はその効果が発揮できる最低の条件であ
り、５wt％は効果が継続する限界濃度である。５wt％以
上の添加では逆に濡れ性を損なうことと材料強度の低下
を招く。Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅは、材料組織の粒界間隙部を
強化し、材料強度を高める元素として添加する。従って
最低濃度の０．１wt％はその効果が発揮できる最低の含
有量で、５wt％は効果が発揮できる限界濃度である。こ
れ以上の添加では、逆に金属間化合物が粗大化し。材料
強度の低下を招く。
する。本発明においては、Ｓｎを基本組成として、Ａｇ
含有量を１．０wt％から５wt％、Ａｌ含有量を０．１wt
％から５wt％、の範囲とすることで達成される。ここ
で、請求項２において、 （１）Ａｇ含有量を０．１wt％から５wt％とした根拠、
最低含有量の０．１wt％は、はんだ材料の強度を保つ最
低の条件であり、また、最高含有量の５wt％は、実装な
どにおいて冷却速度が加速された場合の亜共晶組成から
共晶組成に変態する範囲の境界組成である。 （２）Ｃｕ含有量について 最低含有量の０．１wt％は、Ｃｕの添加能力、即ち濡れ
性の改善や材料強度を保つ最低の条件であり、最高含有
量の３wt％は材料強度を保ち、なお溶融温度の急激な上
昇が抑えられる限界領域である。 （３）Ａｌ含有量について、最低含有量の０．１wt％
は、大気中でＡｌがＡｌ2Ｏ3に変化し、異質核として機
能する最低の条件であり、最高含有量の５wt％は異質核
として余剰に生ずるＡｌ2Ｏ3が材料の濡れ性を損なわな
い限界領域である。さらに、請求項３において、Ｂｉ及
びＩｎの含有量を限定した根拠について、 （４）Ｂｉ含有量について 最低含有量の４０wt％は、共晶が４３wt％から初晶が晶
出し、材料強度を低下させることから実用上定まる限界
濃度であり、６０wt％は、融点の急激な上昇を抑制する
限界点である。 （５）Ｉｎ含有量について 最低含有量の４０wt％は、相構造が変化する最低の条件
であり、５０wt％は融点の上昇を抑制する最低の限界組
成である。 （６）その他の合金元素について 更に、請求項４の各添加元素については、融点低下の効
果と濡れ性を改善するという役目がある。Ｉｎ、Ｂｉ、
Ｓｂ、Ｚｎは融点を低下させる元素で、０．１wt％以下
では効果が発揮できず、また、５wt％以上ではそれ以下
の濃度より顕著な効果が期待できない。また、５wt％以
上の添加では濡れ性が劣る。Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｕは、実装
時の電子部品基板材料として使用されている関係から実
装時に溶湯に混入されたりする。これらの元素の効果
は、濡れ性を改善することである。従って、最低含有量
の０．１wt％はその効果が発揮できる最低の条件であ
り、５wt％は効果が継続する限界濃度である。５wt％以
上の添加では逆に濡れ性を損なうことと材料強度の低下
を招く。Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅは、材料組織の粒界間隙部を
強化し、材料強度を高める元素として添加する。従って
最低濃度の０．１wt％はその効果が発揮できる最低の含
有量で、５wt％は効果が発揮できる限界濃度である。こ
れ以上の添加では、逆に金属間化合物が粗大化し。材料
強度の低下を招く。
【００１１】
【実施例】以下、具体的データによって説明する。試料
重量が合計２００ｇになるように（ａ）Ｓｎ−２．０wt
％Ａｇ亜共晶合金を調製し、５７３Kで１．８ｋｓ保持
後、溶湯中にＡｌを含有量０．１wt％となるよう添加撹
拌しながら０．９ｋｓ保持し、冷却速度１０Ｋ／ｓから
１３０K/sを与えて凝固させた。比較資料として、同じ
く合計２００ｇとなるように、（ｂ）Ｓｎ-２．０wt％
Ａｇ及び（ｃ）Ｓｎ−３．５wt％Ａｇ共晶合金を調製し
て上記と同様の条件で凝固させた。
重量が合計２００ｇになるように（ａ）Ｓｎ−２．０wt
％Ａｇ亜共晶合金を調製し、５７３Kで１．８ｋｓ保持
後、溶湯中にＡｌを含有量０．１wt％となるよう添加撹
拌しながら０．９ｋｓ保持し、冷却速度１０Ｋ／ｓから
１３０K/sを与えて凝固させた。比較資料として、同じ
く合計２００ｇとなるように、（ｂ）Ｓｎ-２．０wt％
Ａｇ及び（ｃ）Ｓｎ−３．５wt％Ａｇ共晶合金を調製し
て上記と同様の条件で凝固させた。
【００１２】図１（ａ）、（ｂ）、（ｃ）は、上記の冷
却速度１０Ｋ／ｓで凝固させた実施例（ａ）及び比較例
（ｂ）、（ｃ）の組織写真である。図中表記の都合上各
含有元素の組成がmass％ で表記されているが、実質上
wt％と変わりはない。（ａ）のＡｌを０．１mass％添加
して作成した本発明Ｓｎ−２．０mass％Ａｇ亜共晶合金
においては、初晶β―Ｓｎ相が一律的に微細に形成され
ていることが解る。これに対して（ｂ）及び（ｃ）の比
較例においては、Ｓｎ−２．０mass％Ａｇ、及びSｎ−
３．５mass％Ag共晶合金の組織は、初晶β―Ｓｎ相が粗
大化して形成され、その間に共晶組織が微細に晶出して
いる。これらの組織における初晶β―Sn相の粒径はその
図中に挿入した１０μｍ及び５０μmのスケールから明
らかなように、本発明の初晶β―Ｓｎ相に比較して１０
倍以上に及び、顕著な相違が見られる。このように、初
晶β-Ｓｎ相間の間隙部にはβ-Ｓｎ相とＡｇ3Ｓｎ相の
共晶組織が密に形成していた。この結果より、初晶β−
Ｓｎ相と共晶相がお互いに一定のエリアを持つ組織形態
ではなく、初晶β−Ｓｎ相粒径が微細化したことによっ
て、共晶相が粒界分布を補強した組織形成となっている
ことが明らかとなった。このことは、材料強度の向上に
とって大きな意味を有する。
却速度１０Ｋ／ｓで凝固させた実施例（ａ）及び比較例
（ｂ）、（ｃ）の組織写真である。図中表記の都合上各
含有元素の組成がmass％ で表記されているが、実質上
wt％と変わりはない。（ａ）のＡｌを０．１mass％添加
して作成した本発明Ｓｎ−２．０mass％Ａｇ亜共晶合金
においては、初晶β―Ｓｎ相が一律的に微細に形成され
ていることが解る。これに対して（ｂ）及び（ｃ）の比
較例においては、Ｓｎ−２．０mass％Ａｇ、及びSｎ−
３．５mass％Ag共晶合金の組織は、初晶β―Ｓｎ相が粗
大化して形成され、その間に共晶組織が微細に晶出して
いる。これらの組織における初晶β―Sn相の粒径はその
図中に挿入した１０μｍ及び５０μmのスケールから明
らかなように、本発明の初晶β―Ｓｎ相に比較して１０
倍以上に及び、顕著な相違が見られる。このように、初
晶β-Ｓｎ相間の間隙部にはβ-Ｓｎ相とＡｇ3Ｓｎ相の
共晶組織が密に形成していた。この結果より、初晶β−
Ｓｎ相と共晶相がお互いに一定のエリアを持つ組織形態
ではなく、初晶β−Ｓｎ相粒径が微細化したことによっ
て、共晶相が粒界分布を補強した組織形成となっている
ことが明らかとなった。このことは、材料強度の向上に
とって大きな意味を有する。
【００１３】図２に上記の本発明及び比較例の合金の初
晶β―Ｓｎ相の粒径と冷却速度の関係を示す。比較例の
(b)Ｓｎ−2.0mass％Ａｇ亜共晶合金、及び(c)のＳｎ-3.
5mass％Ａｇ共晶合金では、いずれも冷却速度が１０K/s
から１３０K/sへと大きくなるにつれて４０μｍから
２０μｍ程度へと粒径が微細化する傾向が表れている
が、本発明の合金においては冷却速度が１０K/s から
１３０K/sの範囲でも６〜７μｍ程度の極めて微細な粒
径を維持し、殆ど冷却速度に依存しないことが解る。こ
の図において、実装条件下で見られる冷却速度（２ｋ／
ｓから１０Ｋ／ｓ）においては、本発明の合金の粒径は
比較例合金のものの１／７であり、著しく微細化され
た。
晶β―Ｓｎ相の粒径と冷却速度の関係を示す。比較例の
(b)Ｓｎ−2.0mass％Ａｇ亜共晶合金、及び(c)のＳｎ-3.
5mass％Ａｇ共晶合金では、いずれも冷却速度が１０K/s
から１３０K/sへと大きくなるにつれて４０μｍから
２０μｍ程度へと粒径が微細化する傾向が表れている
が、本発明の合金においては冷却速度が１０K/s から
１３０K/sの範囲でも６〜７μｍ程度の極めて微細な粒
径を維持し、殆ど冷却速度に依存しないことが解る。こ
の図において、実装条件下で見られる冷却速度（２ｋ／
ｓから１０Ｋ／ｓ）においては、本発明の合金の粒径は
比較例合金のものの１／７であり、著しく微細化され
た。
【００１４】図３に、Ｓｎ‐２．０wt％Ａｇの亜共晶合
金にＡｌ０．１ｗｔ％添加した本発明合金の組織内の濃
度分布を測定した結果を示す。この図の主眼は、濃度分
布を測定することによって初晶β-Ｓｎ相の粒径や粒界
間隙部に存在する金属間化合物の粒径や相構造を把握で
きる。Ｓｎ相の濃度組成を見ると濃度が急激に低下して
いる場所が粒界間隙部に対応し、濃度が高い部分が初晶
β-Ｓｎ相である。Ａｇ及びＡｌの濃度分布からＳｎ濃
度が変化した場所でＡｇおよびＡｌの濃度が上昇してい
る。また、Ａｇ及びＡｌの濃度変化は同じ推移を示して
いる。従って、粒界間隙部に存在する相は、初晶β-Ｓ
ｎ相とは違った金属間化合物であることが解る。なぜな
ら、初晶β-Ｓｎ相中にはＡｇ及びＡｌは溶解していな
いので、このことからも上記のことが解る。以上のこと
から、Ｓｎ−Ａｇ合金にＡｌを添加するとＡｌはＳｎ中
に溶解度がなく、Ａｇと結合して粒界間隙部に金属間化
合物を形成するか、大気中の空気と接してＡｌ2Ｏ3に変
化することが推察できる。
金にＡｌ０．１ｗｔ％添加した本発明合金の組織内の濃
度分布を測定した結果を示す。この図の主眼は、濃度分
布を測定することによって初晶β-Ｓｎ相の粒径や粒界
間隙部に存在する金属間化合物の粒径や相構造を把握で
きる。Ｓｎ相の濃度組成を見ると濃度が急激に低下して
いる場所が粒界間隙部に対応し、濃度が高い部分が初晶
β-Ｓｎ相である。Ａｇ及びＡｌの濃度分布からＳｎ濃
度が変化した場所でＡｇおよびＡｌの濃度が上昇してい
る。また、Ａｇ及びＡｌの濃度変化は同じ推移を示して
いる。従って、粒界間隙部に存在する相は、初晶β-Ｓ
ｎ相とは違った金属間化合物であることが解る。なぜな
ら、初晶β-Ｓｎ相中にはＡｇ及びＡｌは溶解していな
いので、このことからも上記のことが解る。以上のこと
から、Ｓｎ−Ａｇ合金にＡｌを添加するとＡｌはＳｎ中
に溶解度がなく、Ａｇと結合して粒界間隙部に金属間化
合物を形成するか、大気中の空気と接してＡｌ2Ｏ3に変
化することが推察できる。
【００１５】本発明の合金は、Ｓｎ系はんだ合金におい
て、Ａｌ添加によって形成されたＡｌ2Ｏ3により溶湯中
に異質核を形成して凝固過程で同時多発的に結晶を晶出
させることによって組織を微細化するものであるから、
Ｓｎに対するＡｇ含有量が亜共晶組成から過共晶組成ま
での広い範囲においてその効果を発揮できる。また、そ
の他の含有成分についても、従来からＳｎ系はんだ合金
に対して融点降下やはんだ材料としての濡れ性の向上や
材料強度を保つために添加されたＣｕ、Ｂｉ、Ｉｎ、或
いは、Ｎｉ、Ａｕ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅなど
の元素を含むはんだ合金に対しても同じメカニズムによ
って初晶β―Ｓｎ相の粗大化を抑制して、組織の微細化
を達成できるのであって、上記の成分範囲であればこれ
らの元素を１又は２以上を含有するはんだ合金におい
て、これらの含有成分による特性向上と併せて本発明の
作用効果を発揮することができる。
て、Ａｌ添加によって形成されたＡｌ2Ｏ3により溶湯中
に異質核を形成して凝固過程で同時多発的に結晶を晶出
させることによって組織を微細化するものであるから、
Ｓｎに対するＡｇ含有量が亜共晶組成から過共晶組成ま
での広い範囲においてその効果を発揮できる。また、そ
の他の含有成分についても、従来からＳｎ系はんだ合金
に対して融点降下やはんだ材料としての濡れ性の向上や
材料強度を保つために添加されたＣｕ、Ｂｉ、Ｉｎ、或
いは、Ｎｉ、Ａｕ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅなど
の元素を含むはんだ合金に対しても同じメカニズムによ
って初晶β―Ｓｎ相の粗大化を抑制して、組織の微細化
を達成できるのであって、上記の成分範囲であればこれ
らの元素を１又は２以上を含有するはんだ合金におい
て、これらの含有成分による特性向上と併せて本発明の
作用効果を発揮することができる。
【００１６】
【発明の効果】以上のとおり、本発明の鉛フリーはんだ
合金材料は、従来のＳｎ−Ａｇ二元系鉛フリーはんだ材
料における機械的特性を向上すると共に、はんだ冷却速
度の変化に対して影響されずに材料組織の微細化・機械
的特性の向上を発揮することができるため、高密度化、
部品の微細化の著しいエレクトロニクスはんだ実装に寄
与するものであり、また、高価なＡｇ含有量を低減でき
るためコスト低減などを通して、その普及を図り、これ
らの産業の発展に寄与するものである。
合金材料は、従来のＳｎ−Ａｇ二元系鉛フリーはんだ材
料における機械的特性を向上すると共に、はんだ冷却速
度の変化に対して影響されずに材料組織の微細化・機械
的特性の向上を発揮することができるため、高密度化、
部品の微細化の著しいエレクトロニクスはんだ実装に寄
与するものであり、また、高価なＡｇ含有量を低減でき
るためコスト低減などを通して、その普及を図り、これ
らの産業の発展に寄与するものである。
【図１】本発明はんだ合金(a)と比較例合金(b),(c)の顕
微鏡写真に基づく組織拡大図。
微鏡写真に基づく組織拡大図。
【図２】本発明はんだ合金と比較例合金における冷却速
度と結晶粒径との関係図。
度と結晶粒径との関係図。
【図３】本発明はんだ合金における各含有元素の濃度分
布図。
布図。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 小林 大樹
北海道札幌市北区北13条西８丁目 北海道
大学大学院工学研究科
Ｆターム(参考） 5E319 BB08 GG11
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｓｎ−Ａｇ二元系合金において、Ａｌを
添加し、異質核生成を伴う凝固によって、材料組織を微
細化した鉛フリーはんだ材料。 - 【請求項２】 上記Ａｇ：１wt％〜５wt％、同じくＣ
ｕ：0.1〜３wt％、残部Ｓｎからなる合金に、Ａｌ：0.1
〜５wt％含有せしめてなる請求項１記載の鉛フリーはん
だ合金。 - 【請求項３】 上記組成に加え、Ｂｉ：４０〜６０wt％
又はＩｎ：４０〜５０wt％を含有せしめてなる、請求項
１乃至２記載の鉛フリーはんだ材料。 - 【請求項４】 上記組成において、Ｃｕ：0.1〜５wt％
とし、さらにＩｎ，Ｂｉ，Ｎｉ，Ａｕ，Ｓｂ，Ｚｎ，Ｍ
ｇ，Ｌａ，Ｃｅから選択した元素のいずれか１乃至２以
上を0.1〜５wt％含有せしめてなる請求項１乃至２記載
の鉛フリーはんだ材料。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002012446A JP2003211283A (ja) | 2002-01-22 | 2002-01-22 | 鉛フリーはんだ材料 |
| TW92101105A TW200302147A (en) | 2002-01-22 | 2003-01-20 | Lead-free solder alloy |
| PCT/JP2003/000470 WO2003061897A1 (fr) | 2002-01-22 | 2003-01-21 | Materiau de soudage sans plomb |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002012446A JP2003211283A (ja) | 2002-01-22 | 2002-01-22 | 鉛フリーはんだ材料 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003211283A true JP2003211283A (ja) | 2003-07-29 |
Family
ID=27606048
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002012446A Pending JP2003211283A (ja) | 2002-01-22 | 2002-01-22 | 鉛フリーはんだ材料 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003211283A (ja) |
| TW (1) | TW200302147A (ja) |
| WO (1) | WO2003061897A1 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100351035C (zh) * | 2005-10-28 | 2007-11-28 | 亚通电子有限公司 | 无铅焊料 |
| CN100364713C (zh) * | 2005-12-12 | 2008-01-30 | 黄德欢 | 一种Ag-Al-Cu-Ni-Sn系无铅焊锡 |
| CN100366376C (zh) * | 2005-12-23 | 2008-02-06 | 南京航空航天大学 | 含铈的Sn-Cu-Ni钎料 |
| JP2008031550A (ja) * | 2006-06-26 | 2008-02-14 | Hitachi Cable Ltd | ＰｂフリーのＳｎ系材料及び配線用導体並びに端末接続部並びにＰｂフリーはんだ合金 |
| JP2008137018A (ja) * | 2006-11-30 | 2008-06-19 | Mitsubishi Materials Corp | ボイド発生の少ないＡｕ−Ｓｎ合金はんだペースト |
| JP2008142729A (ja) * | 2006-12-07 | 2008-06-26 | Hitachi Metals Ltd | アルミニウム部材直接接続用はんだ |
| JP2008161913A (ja) * | 2006-12-28 | 2008-07-17 | Mitsubishi Materials Corp | ボイド発生の少ないＳｎ−Ａｕ合金はんだペースト |
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| CN102059469A (zh) * | 2010-11-29 | 2011-05-18 | 力创(台山)电子科技有限公司 | 一种用于铜铝复合管的环保焊环的制备方法 |
| JP2012500493A (ja) * | 2008-08-21 | 2012-01-05 | アギア システムズ インコーポレーテッド | Ｓｎ膜におけるウイスカの軽減 |
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| JPWO2014181883A1 (ja) * | 2013-05-10 | 2017-02-23 | 富士電機株式会社 | 半導体装置および半導体装置の製造方法 |
| US11285569B2 (en) | 2003-04-25 | 2022-03-29 | Henkel Ag & Co. Kgaa | Soldering material based on Sn Ag and Cu |
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| WO2005090622A1 (en) * | 2004-03-24 | 2005-09-29 | Agency For Science, Technology And Research | Lead free solder alloy |
| DE102004050441A1 (de) * | 2004-10-16 | 2006-04-20 | Stannol Gmbh | Lotmaterial |
| CN101549441B (zh) * | 2008-04-01 | 2011-06-29 | 东莞市中实焊锡有限公司 | 一种无铅焊料 |
| CN103056543B (zh) * | 2013-01-18 | 2015-03-25 | 江苏师范大学 | 一种含Yb、Al、B的纳米无铅钎料 |
| CN114850725B (zh) * | 2022-05-24 | 2024-04-26 | 雅拓莱焊接科技（惠州）有限公司 | 超薄锡铋系预成型焊环及其制备工艺 |
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| JP2000141078A (ja) * | 1998-09-08 | 2000-05-23 | Nippon Sheet Glass Co Ltd | 無鉛ハンダ |
| JP2001058287A (ja) * | 1999-06-11 | 2001-03-06 | Nippon Sheet Glass Co Ltd | 無鉛ハンダ |
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-
2002
- 2002-01-22 JP JP2002012446A patent/JP2003211283A/ja active Pending
-
2003
- 2003-01-20 TW TW92101105A patent/TW200302147A/zh unknown
- 2003-01-21 WO PCT/JP2003/000470 patent/WO2003061897A1/ja active Application Filing
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