耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料
【課題】Ｓｎ基ハンダ合金の接合界面又は押圧界面における金属間化合物の成長速度が極端に遅く、耐経年劣化特性が格段に優れた導電性被覆材料を提供する。
【解決手段】Ｓｎ又はＳｎ基合金が接合又は押圧された接合界面又は押圧界面に、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物を含む界面薄層が形成されていることを特徴とする耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【解決手段】Ｓｎ又はＳｎ基合金が接合又は押圧された接合界面又は押圧界面に、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物を含む界面薄層が形成されていることを特徴とする耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電子デバイスのリードフレーム、プリント基板等の配線材料や、ＩＣソケットのプローブピン、自動車電子機器用のコネクター材料等の電子機器用導電性部品用材料として用いる導電性被覆材料に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、電子デバイスのリードフレーム、プリント基板等の配線材料や、ＩＣソケットのプローブピン、自動車電子機器用のコネクター材料等の電子機器用導電性部品用材料として、Ｃｕ基合金に純Ａｕをメッキ（被覆）し、耐食性を改善した導電性材料が広く使用されている。
【０００３】
しかし、Ａｕをメッキ（被覆）した導電性材料にＳｎ基ハンダ合金を接合すると、Ａｕメッキ層とＳｎ基ハンダ合金との接合界面に、ＡｕとＳｎの固相反応によって、電気抵抗が大きくて延性に乏しいＡｕ−Ｓｎ系金属間化合物が生成し、ハンダ接合部の電気特性や機械強度が劣化する。
【０００４】
そして、このＡｕ−Ｓｎ系金属間化合物は、通電時に発生するジュール熱によって加熱されて成長し、その層厚が増大するので、ハンダ接合部の電気特性や機械強度は経年劣化する。
【０００５】
また、ＩＣソケットを用いたＢＧＡ（Ball Grid Array）チップの通電検査のように、大気雰囲気中で、Ｓｎ基ハンダ合金の球状端子を、Ａｕをメッキしたプローブピンに機械的に接触せしめて通電すると、同様に、Ａｕ−Ｓｎ接触界面がジュール熱によって加熱されて、Ａｕ面にＡｕ−Ｓｎ系金属間化合物が生成し、上記と類似の経年劣化が進行する。
【０００６】
本発明者は、Ａｕ−Ｓｎ系金属間化合物の生成、成長に起因する経年劣化について、固相接合法を用いて系統的な研究を行い、速度論的な観点から、上記経年劣化の特徴を解明した（非特許文献１〜３、参照）。
【０００７】
即ち、純Ａｕを純Ｓｎで挟んだサンドイッチ状のＳｎ／Ａｕ／Ｓｎ試料を、１２０〜２００℃（３９３〜４７３Ｋ）の油浴中にて加熱処理し、固相反応によりＡｕ−Ｓｎ接合界面に生成するＡｕ−Ｓｎ系金属間化合物の成長形態を材料組織学的見地から観察し、上記接合界面には、Ｓｎ側からＡｕ側に向かって、ＡｕＳｎ4、ＡｕＳｎ2、ＡｕＳｎが層状に生成し成長することを解明した。
【０００８】
図１に、油浴温３９３Ｋ、４３３Ｋ、及び、４７３Ｋにおける層状のＡｕ−Ｓｎ系金属間化合物層の成長過程を、層の総厚（総層厚）ｌ（対数）と加熱時間ｔ（対数）の関係で示す。いずれの温度においても、総層厚ｌ（対数）と加熱時間ｔ（対数）は直線関係にあり、総層厚ｌは、加熱時間ｔの“べき乗”に比例して増加することが解かる。
【０００９】
図１中に記載した“べき指数ｎ”及び“比例係数ｋ”を用いて、総層厚ｌが１０μｍに達する加熱時間ｔを求めると、
１２０℃（３９３Ｋ）においては、ｔ＝１６ｈ、
１６０℃（４３３Ｋ）においては、ｔ＝１．７ｈ、
２００℃（４７３Ｋ）においては、ｔ＝１１ｍｉｎ、
となる。
【００１０】
即ち、ＡｕとＳｎが機械的に接触する接触界面においては、該界面が大気雰囲気の油浴中にあっても、Ａｕ−Ｓｎ系金属間化合物が速い速度で成長する。
【００１１】
Ａｕ−Ｓｎ系金属間化合物が成長すれば、ハンダ接合部の電気特性や機械強度は経年劣化するから、Ａｕをメッキ（被覆）した導電性材料は、Ｓｎ基ハンダ合金を接合又は押圧して使用する場合に寿命が短いという課題を抱えている。
【００１２】
そこで、本発明者は、従来のＡｕを被覆した導電性材料に替わり得る導電性材料として、Ｐｔ基導電性被覆材料を提案した（特許文献１、参照）。このＰｔ基導電性被覆材料は、従来の導電性材料に比べ、耐経年劣化特性が顕著に優れていて、電子機器用導電性部品用材料としての実用化が大いに期待される材料である。
【００１３】
しかし、電子機器類がますます高速・高性能化するに伴い、耐久性や信頼性のより向上が求められていて、そのためには、より耐経年劣化特性に優れた導電性被覆材料を開発する必要がある。
【００１４】
【特許文献１】特開２００６−８８４５１号
【非特許文献１】T. Yamada, et al.: Formation of Intermetallic Compound Layers in Sn/Au/Sn Diffusion Couple during Annealing at 433K; J. Mater. Sci., 39 (2004) 2327-2334
【非特許文献２】梶原 正憲他：Ａｕ／Ｓｎ固相界面における反応拡散相の生成形態；熱処理、４３[５](２００３)２９７−２９８
【非特許文献３】T. Yamada, et al.: Kinetics of Reactive Diffusion between Au and Sn during Annealing at Solid-state Temperatures; Mater. Sci., Eng. A, 390[1] (2005) 118-126
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
電子機器類の耐久性や信頼性を高めるためには、より耐経年劣化特性に優れた導電性被覆材料を開発する必要がある。
【００１６】
そこで、本発明は、Ｓｎ基ハンダ合金の接合界面又は押圧界面における金属間化合物の成長速度が極端に遅く、上記界面の耐経年劣化特性が、特許文献１で提案したＰｔ基導電性被覆材料以上に格段に優れる導電性被覆材料を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
Ａｕを被覆したＣｕ基導電性合金の経年劣化を支配するＡｕ−Ｓｎ系金属間化合物の生成・成長の遅速は、ＡｕとＳｎの固相反応の速度論的な特徴に起因する。
【００１８】
このことを踏まえ、本発明者は、Ａｕに替わり、導電性材料を被覆する新しい導電性被覆材料を見いだすべく、Ｓｎと他金属を固相接合し、接合界面で生成する金属間化合物とその成長を、材料組織学的及び速度論的な見地から観察、調査し、Ｐｔ基導電性被覆材料を見いだした（特許文献１、参照）。
【００１９】
本発明者は、さらに、観察、調査を続け、Ｉｒ−Ｓｎ接合界面において生成するＩｒ−Ｓｎ系金属間化合物の成長速度が、Ｐｔ−Ｓｎ系金属間化合物の成長速度に比べ、極端に遅いことを見いだした。
【００２０】
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
【００２１】
（１） Ｓｎ又はＳｎ基合金が接合された接合界面に、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物を含む界面薄層が形成されていることを特徴とする耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【００２２】
（２） Ｓｎ又はＳｎ基合金が押圧された押圧界面に、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物を含む界面薄層が形成されていることを特徴とする耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【００２３】
（３） 前記Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物が、ＩｒＳｎ、Ｉｒ5Ｓｎ7、ＩｒＳｎ2、Ｉｒ3Ｓｎ7、及び、ＩｒＳｎ4の１種又は２種以上であることを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【００２４】
（４） 前記界面薄層の厚さｌが１μｍ未満であることを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【００２５】
（５） 前記界面薄層の厚さｌを下記（１）式で定義したことを特徴とする前記（４）に記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
ｌ＝ｋ（ｔ／ｔ0）ｎ（ｔ：加熱時間、ｔ0：加熱単位時間［１ｓ］） …（１）
【００２６】
（６） 前記（１）式において、ｎ＝１．５５の時、ｋ≦５．２３×１０-17（ｍ）であることを特徴とする前記（５）に記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【００２７】
（７） 前記Ｉｒ基導電性被覆材料がＩｒであることを特徴とする前記（１）〜（６）のいずれかに記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【００２８】
（８） 前記Ｉｒ基導電性被覆材料が電子機器用導電性部品用材料であることを特徴とする前記（１）〜（７）のいずれかに記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【発明の効果】
【００２９】
本発明によれば、耐経年劣化特性に格段に優れたＩｒ基導電性被覆材料を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３０】
まず、本発明者が、Ｉｒ−Ｓｎの接合界面で生成、成長する金属間化合物を材料組織学的及び速度論的な見地から観察、調査するために行った実験について、図２に基づいて、説明する。
【００３１】
純度９９．９９％のＳｎの棒材を厚さ２ｍｍに冷間圧延し、放電加工により、２×５×１２ｍｍ3の薄板試片を切り出した。この薄板試片を、真空中で、２００℃（４７３Ｋ）で、２時間、焼鈍加熱処理し、その後、体積比で、硝酸：塩酸：蒸留水＝１：１：３の研磨液を用いて化学研磨した。
【００３２】
次いで、５×１２ｍｍ2の両面を１０００番の湿式エメリー紙で機械研磨し、さらに、片面のみを、１２００番、１５００番、２０００番、及び、４０００番の湿式エメリー紙で機械研磨した。最終的には、粒径１μｍのダイヤモンドを用いて仕上げ研磨した。
【００３３】
一方、純度９９．９％のＩｒ箔（５０×５０×０．５ｍｍ3）から、２０×７×０．５ｍｍ3の薄膜試片を切り出し、この薄膜試片を、体積比で、硝酸：塩酸：エタノール＝１：３：４の王水で化学研磨した。
【００３４】
図２に示すように、２枚のＳｎ薄板試片の仕上げ研磨面でＩｒ薄膜試片を挟み、それを、２枚の試片挟持プレート１（Ｃｒ−Ｎｉ系オーステナイトステンレス鋼製）の間に置き、該プレート１をボルト２（純Ｍｏ製）で締め付け、サンドイッチ状の“Ｓｎ／Ｉｒ／Ｓｎ試料”（以下「ＳＩＳ試料」ということがある。）を形成し、該試料に所要の押圧力を負荷して固定した。なお、この挟み作業は、エタノール中で行った。
【００３５】
次いで、ＳＩＳ試料を十分に乾燥した後、２００℃（４７３Ｋ）のシリコン油浴に浸漬し、所要の時間、接合加熱処理した。
【００３６】
そして、上記接合加熱処理により、ＩｒとＳｎの間に強固な接合界面が形成されたことを確認した後、さらに、ＳＩＳ試料に、シリコン油浴中において、所要の時間、等温加熱処理を施した。接合加熱処理時間と等温加熱処理時間の合計（以下「加熱時間ｔ」という。）は、１４４〜７９００時間である。
【００３７】
等温加熱処理を施したＳＩＳ試料については、Ｉｒ−Ｓｎ接合界面に垂直な断面の金属組織を、微分干渉型光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡で観察するとともに、接合界面を横切る各成分の濃度分布を、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて定量分析した。
【００３８】
図３に、加熱処理を施したＳＩＳ試料のＩｒ−Ｓｎ接合界面における金属組織を、微分干渉型光学顕微鏡で観察した結果の一例を示す。図３（ａ）は、２００℃（４７３Ｋ）で１４４時間加熱処理した時の金属組織を示し、図３（ｂ）は、２００℃（４７３Ｋ）で１２４８時間加熱処理した時の金属組織を示す。
【００３９】
図３（ａ）及び（ｂ）に示すように、いずれの加熱時間においても、薄くて平滑なＩｒ−Ｓｎ接合界面層が形成されている。
【００４０】
また、図４に、２００℃（４７３Ｋ）で７９００時間加熱処理したＳＩＳ試料のＩｒ−Ｓｎ接合界面における金属組織を、走査型電子顕微鏡で観察した結果（反射電子組成像）を示す。図４から、Ｉｒ−Ｓｎ接合界面に、平均層厚１７μｍの層状領域が生成していることがわかる。
【００４１】
そこで、図３（ｂ）に示すＳＩＳ試料については、図中の直線ＡＢに沿って接合界面を横切り、また、図４に示すＳＩＳ試料については、接合界面に垂直な方向に沿って層状領域を横切り、それぞれ、各成分の濃度分布を、ＥＰＭＡで点分析した。なお、点分析は、接合界面近傍では２μｍ間隔で行い、他の部分では５μｍ間隔で行った。
【００４２】
図３（ｂ）に示すＳＩＳ試料に係る点分析の結果（濃度分布）を、図５に示し、図４に示すＳＩＳ試料に係る点分析の結果（濃度分布）を、図６に示す。図５及び図６において、縦軸は、Ｉｒのモル分率ｙIrを示し、横軸は、距離ｘ（μｍ）を示す。
【００４３】
図５から、Ｉｒのモル分率ｙIrは、Ｉｒ側のｙIr＝１からＳｎ側のｙIr＝０へ、不連続に変化していることが解かる。また、この不連続変化の途中に、ｙIr＝０．１５の点があることが解る。
【００４４】
一方、図６から、ＩｒとＳｎの間に、ＩｒＳｎ4が生成し、反射電子組成像に、平均層厚１７μｍの層状領域として撮像されたことが解る（図４、参照）。
【００４５】
ところで、Ｉｒ−Ｓｎの二元系においては、ＩｒＳｎ、Ｉｒ5Ｓｎ7、ＩｒＳｎ2、及び、Ｉｒ3Ｓｎ7の４種類の金属間化合物が安定相として現れることが知られている（T.B Massalski, et al.: Binary Alloy Phase Diagrams,Vol.3, ASM International, Materials Park, O.H., 1990, p.2353、参照）。
【００４６】
しかし、図５及び図６に示す結果（濃度分布）に、安定相の上記Ｉｒ−Ｓｎ金属間化合物は現れていない。
【００４７】
ＥＰＭＡによる点分析の空間分解能は１μｍ程度であるから、ＳＩＳ試料の接合界面にＩｒ−Ｓｎ系金属間化合物が生成し、薄層が形成されていても、薄層の総層厚が１μｍ未満であれば、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物の組成と層厚を検出することはできない。
【００４８】
それ故、図５に示す濃度分布から、Ｉｒ−Ｓｎの接合界面に、どのような組成と層厚のＩｒ−Ｓｎ系金属間化合物が形成されているのかを確認することはできないが、ｙIr＝０．１５の点が存在することから、層厚が１μm未満（ＥＰＭＡの空間分解能未満）のＩｒ−Ｓｎ系金属間化合物の薄層（界面薄層）が生成している可能性もある。
【００４９】
そこで、総層厚ｌと加熱時間ｔとの間に、下記（１）式のべき乗則（非特許文献１及び３、参照）が成立することを前提に、１２４８時間の加熱時間で、総層厚ｌが１μｍのＩｒ−Ｓｎ系金属間化合物が生成し、界面薄層が形成されていると仮定し、そして、加熱時間７９００時間で、総層厚１７μｍ（平均実測値）のＩｒ−Ｓｎ系金属間化合物層が形成されていることを踏まえ、比例係数ｋとべき指数ｎを算出した。
【００５０】
ｌ＝ｋ（ｔ／ｔ0）ｎ …（１）
ここで、ｔ0は単位時間１［ｓ］である。
【００５１】
その結果、ｋ＝５．２３×１０-17［ｍ］、及び、ｎ＝１．５５が得られる。このｋ値及びｎ値を用いて、上記（１）式より、総層厚ｌの加熱時間依存性を計算した。その結果を、図７に実線で示す。なお、図中、実線上の白丸は、ｔ＝４．４９×１０6ｓ（≒１２４８ｈ）におけるｌ＝１μｍ（仮定値）の点、及び、ｔ＝２．８４×１０7ｓ（≒７９００ｈ）におけるｌ＝１７μｍ（実測値）の点を示している。
【００５２】
総層厚１μｍは、ＥＰＭＡの空間分解能を考慮して、最大限の範囲で仮定した値であるから、丸印を結ぶ実線は、ｔ≦２．８４×１０7ｓ（≒７９００ｈ）の加熱時間範囲において、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物の成長速度の最大推定値を与えている。
【００５３】
また、図７に、加熱処理温度２００℃（４７３Ｋ）の場合におけるＡｕ−Ｓｎ系金属間化合物の総層厚変化（非特許文献１、２）及びＰｔ−Ｓｎ系金属間化合物の総層厚変化（特許文献１）を、それぞれ、菱形及び四角で示す。菱形を結ぶ点線、及び、四角を結ぶ破線は、丸印を結ぶ実線の上側に位置することが解る。
【００５４】
そこで、図に示す総層厚変化に基づいて、加熱温度２００℃（４７３Ｋ）において、金属間化合物の総層厚ｌが１７μｍに達する加熱時間ｔを算出すると、Ａｕ−Ｓｎ系金属間化合物の場合：ｔ＝２９８０ｓ（≒０．８３ｈ）、Ｐｔ−Ｓｎ系金属間化合物の場合：ｔ＝１．５０×１０6ｓ（≒４１７ｈ）である。
【００５５】
即ち、加熱温度２００℃（４７３Ｋ）において、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物の総層厚ｌが１７μｍに達するまでの加熱時間は、Ａｕ−Ｓｎ系金属間化合物に比較し、９５２０倍長くなり、また、Ｐｔ−Ｓｎ系金属間化合物に比較し、１９倍長くなっている。
【００５６】
結局、Ｉｒを被覆した導電材料は、耐経年劣化特性が、従来型のＡｕ被覆（めっき）導電材料に比べ、９５２０倍優れ、また、Ｐｔ被覆導電材料に比べ、１９倍優れていることになる。
【００５７】
この点が、本発明者が、ＳＩＳ試料に係る実験で見いだした知見であり、本発明の基礎をなす知見である。
【００５８】
そして、上記知見は、直接には、Ｉｒ−Ｓｎ接合界面に係るものであるが、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物の生成、成長は、ＩｒとＳｎの固相反応に基づくものであるから、生成・成長速度が極端に遅いＩｒ−Ｓｎ系金属間化合物を含む界面薄層の形成（上記知見）は、ＩｒとＳｎ合金の接合界面、Ｉｒ基合金とＳｎの接合界面、及び、Ｉｒ基合金とＳｎ基合金の接合界面でも起こり得ることである。
【００５９】
したがって、本発明により、Ｓｎ又はＳｎ基合金が接合された接合界面において、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物の生成・成長速度が極端に遅い、耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料を得ることができる。
【００６０】
なお、Ｉｒ基導電性被覆材料は、通常、Ｉｒを主成分とする導電性材料を意味するが、本発明ではＩｒを含むものとする。
【００６１】
また、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物は、Ｓｎ又はＳｎ基合金が、断続的に押圧され、押圧時に通電下で発生するジュール熱で加熱されたＩｒ−Ｓｎ系押圧界面においても生成・成長し得るが、同様に、生成・成長速度は極端に遅いから、Ｉｒ−Ｓｎ系押圧界面には、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物の生成・成長速度が極端に遅い界面薄層が形成される。
【００６２】
したがって、本発明により、Ｓｎ又はＳｎ基合金が押圧される押圧界面において、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物の生成・成長速度が極端に遅い、耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料を得ることができる。
【００６３】
本発明のＩｒ基導電性被覆材料は、耐経年劣化特性に優れているので、電子機器用導電性部品用材料として有用である。
【００６４】
以上、本発明の最良の実施形態について説明したが、説明中で用いた条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。
【００６５】
本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【実施例】
【００６６】
前述した方法で作製したＳｎ薄板試片とＩｒ薄膜試片を用い、図２に示すように、“Ｓｎ／Ｉｒ／Ｓｎ試料”を作製した。この試料を十分に乾燥した後、２００℃（４７３Ｋ）のシリコン油浴に浸漬し、所要の時間、接合加熱処理を施した。
【００６７】
ＩｒとＳｎの間に強固な接合界面が形成されたことを確認した後、さらに、シリコン油浴中において、所要の時間、等温加熱処理を施した。加熱時間（接合加熱処理時間＋等温加熱処理時間）は、１２４８時間とした。
【００６８】
Ｉｒ−Ｓｎ接合界面に垂直な断面の金属組織を、微分干渉型光学顕微鏡で観察するとともに、接合界面を横切る各成分の濃度分布を、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）で定量分析した。
【００６９】
結果は、図３及び図５に示すとおりのものであり、本発明の再現性及び効果を確認することができた。
【産業上の利用可能性】
【００７０】
前述したように、本発明によれば、耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料を提供することができる。本発明のＩｒ基導電性被覆材料は、ＡｕやＰｔに替わり、電子デバイスのリードフレーム、プリント基板等の配線材料や、ＩＣソケットのプローブピン、自動車電子機器用のコネクター材料等の電子機器用導電性部品用材料として用いることができるので、本発明は、電子機器産業において利用可能性が大きいものである。
【図面の簡単な説明】
【００７１】
【図１】層状のＡｕ−Ｓｎ系金属間化合物層の成長過程を、層の総厚（総層厚）ｌ（対数）と加熱時間ｔ（対数）の関係で示す図である。
【図２】２枚のＳｎ薄板試片の間にＩｒ薄膜試片を挟んで固定し、サンドイッチ状の“Ｓｎ／Ｉｒ／Ｓｎ試料”を作製する態様を示す図である。
【図３】加熱処理を施したＳｎ／Ｉｒ／Ｓｎ試料のＩｒ−Ｓｎ接合界面において観察した金属組織を示す図である。（ａ）は、２００℃（４７３Ｋ）で１４４時間加熱処理した時の金属組織を示し、（ｂ）は、２００℃（４７３Ｋ）で１２４８時間加熱処理した時の金属組織を示す。
【図４】Ｓｎ／Ｉｒ／Ｓｎ試料を、２００℃（４７３Ｋ）で７９００時間加熱処理した時の、Ｉｒ−Ｓｎ接合界面における金属組織を示す図である。
【図５】２００℃（４７３Ｋ）で１２４８時間加熱処理したＳｎ／Ｉｒ／Ｓｎ試料のＩｒ−Ｓｎ接合界面における各成分の濃度分布を示す図である。
【図６】２００℃（４７３Ｋ）で７９００時間加熱処理したＳｎ／Ｉｒ／Ｓｎ試料のＩｒ−Ｓｎ接合界面における各成分の濃度分布を示す図である。
【図７】Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物（本発明）、Ｐｔ−Ｓｎ系金属間化合物（比較例）、及び、Ａｕ−Ｓｎ系金属間化合物（従来例）の総層厚ｌと加熱時間ｔ（加熱処理温度：２００℃（４７３Ｋ））との関係を示す図である。
【符号の説明】
【００７２】
１ 試片挟持プレート（Ｃｒ−Ｎｉ系オーステナイトステンレス鋼製）
２ ボルト２（純Ｍｏ製）
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電子デバイスのリードフレーム、プリント基板等の配線材料や、ＩＣソケットのプローブピン、自動車電子機器用のコネクター材料等の電子機器用導電性部品用材料として用いる導電性被覆材料に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、電子デバイスのリードフレーム、プリント基板等の配線材料や、ＩＣソケットのプローブピン、自動車電子機器用のコネクター材料等の電子機器用導電性部品用材料として、Ｃｕ基合金に純Ａｕをメッキ（被覆）し、耐食性を改善した導電性材料が広く使用されている。
【０００３】
しかし、Ａｕをメッキ（被覆）した導電性材料にＳｎ基ハンダ合金を接合すると、Ａｕメッキ層とＳｎ基ハンダ合金との接合界面に、ＡｕとＳｎの固相反応によって、電気抵抗が大きくて延性に乏しいＡｕ−Ｓｎ系金属間化合物が生成し、ハンダ接合部の電気特性や機械強度が劣化する。
【０００４】
そして、このＡｕ−Ｓｎ系金属間化合物は、通電時に発生するジュール熱によって加熱されて成長し、その層厚が増大するので、ハンダ接合部の電気特性や機械強度は経年劣化する。
【０００５】
また、ＩＣソケットを用いたＢＧＡ（Ball Grid Array）チップの通電検査のように、大気雰囲気中で、Ｓｎ基ハンダ合金の球状端子を、Ａｕをメッキしたプローブピンに機械的に接触せしめて通電すると、同様に、Ａｕ−Ｓｎ接触界面がジュール熱によって加熱されて、Ａｕ面にＡｕ−Ｓｎ系金属間化合物が生成し、上記と類似の経年劣化が進行する。
【０００６】
本発明者は、Ａｕ−Ｓｎ系金属間化合物の生成、成長に起因する経年劣化について、固相接合法を用いて系統的な研究を行い、速度論的な観点から、上記経年劣化の特徴を解明した（非特許文献１〜３、参照）。
【０００７】
即ち、純Ａｕを純Ｓｎで挟んだサンドイッチ状のＳｎ／Ａｕ／Ｓｎ試料を、１２０〜２００℃（３９３〜４７３Ｋ）の油浴中にて加熱処理し、固相反応によりＡｕ−Ｓｎ接合界面に生成するＡｕ−Ｓｎ系金属間化合物の成長形態を材料組織学的見地から観察し、上記接合界面には、Ｓｎ側からＡｕ側に向かって、ＡｕＳｎ4、ＡｕＳｎ2、ＡｕＳｎが層状に生成し成長することを解明した。
【０００８】
図１に、油浴温３９３Ｋ、４３３Ｋ、及び、４７３Ｋにおける層状のＡｕ−Ｓｎ系金属間化合物層の成長過程を、層の総厚（総層厚）ｌ（対数）と加熱時間ｔ（対数）の関係で示す。いずれの温度においても、総層厚ｌ（対数）と加熱時間ｔ（対数）は直線関係にあり、総層厚ｌは、加熱時間ｔの“べき乗”に比例して増加することが解かる。
【０００９】
図１中に記載した“べき指数ｎ”及び“比例係数ｋ”を用いて、総層厚ｌが１０μｍに達する加熱時間ｔを求めると、
１２０℃（３９３Ｋ）においては、ｔ＝１６ｈ、
１６０℃（４３３Ｋ）においては、ｔ＝１．７ｈ、
２００℃（４７３Ｋ）においては、ｔ＝１１ｍｉｎ、
となる。
【００１０】
即ち、ＡｕとＳｎが機械的に接触する接触界面においては、該界面が大気雰囲気の油浴中にあっても、Ａｕ−Ｓｎ系金属間化合物が速い速度で成長する。
【００１１】
Ａｕ−Ｓｎ系金属間化合物が成長すれば、ハンダ接合部の電気特性や機械強度は経年劣化するから、Ａｕをメッキ（被覆）した導電性材料は、Ｓｎ基ハンダ合金を接合又は押圧して使用する場合に寿命が短いという課題を抱えている。
【００１２】
そこで、本発明者は、従来のＡｕを被覆した導電性材料に替わり得る導電性材料として、Ｐｔ基導電性被覆材料を提案した（特許文献１、参照）。このＰｔ基導電性被覆材料は、従来の導電性材料に比べ、耐経年劣化特性が顕著に優れていて、電子機器用導電性部品用材料としての実用化が大いに期待される材料である。
【００１３】
しかし、電子機器類がますます高速・高性能化するに伴い、耐久性や信頼性のより向上が求められていて、そのためには、より耐経年劣化特性に優れた導電性被覆材料を開発する必要がある。
【００１４】
【特許文献１】特開２００６−８８４５１号
【非特許文献１】T. Yamada, et al.: Formation of Intermetallic Compound Layers in Sn/Au/Sn Diffusion Couple during Annealing at 433K; J. Mater. Sci., 39 (2004) 2327-2334
【非特許文献２】梶原 正憲他：Ａｕ／Ｓｎ固相界面における反応拡散相の生成形態；熱処理、４３[５](２００３)２９７−２９８
【非特許文献３】T. Yamada, et al.: Kinetics of Reactive Diffusion between Au and Sn during Annealing at Solid-state Temperatures; Mater. Sci., Eng. A, 390[1] (2005) 118-126
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
電子機器類の耐久性や信頼性を高めるためには、より耐経年劣化特性に優れた導電性被覆材料を開発する必要がある。
【００１６】
そこで、本発明は、Ｓｎ基ハンダ合金の接合界面又は押圧界面における金属間化合物の成長速度が極端に遅く、上記界面の耐経年劣化特性が、特許文献１で提案したＰｔ基導電性被覆材料以上に格段に優れる導電性被覆材料を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
Ａｕを被覆したＣｕ基導電性合金の経年劣化を支配するＡｕ−Ｓｎ系金属間化合物の生成・成長の遅速は、ＡｕとＳｎの固相反応の速度論的な特徴に起因する。
【００１８】
このことを踏まえ、本発明者は、Ａｕに替わり、導電性材料を被覆する新しい導電性被覆材料を見いだすべく、Ｓｎと他金属を固相接合し、接合界面で生成する金属間化合物とその成長を、材料組織学的及び速度論的な見地から観察、調査し、Ｐｔ基導電性被覆材料を見いだした（特許文献１、参照）。
【００１９】
本発明者は、さらに、観察、調査を続け、Ｉｒ−Ｓｎ接合界面において生成するＩｒ−Ｓｎ系金属間化合物の成長速度が、Ｐｔ−Ｓｎ系金属間化合物の成長速度に比べ、極端に遅いことを見いだした。
【００２０】
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
【００２１】
（１） Ｓｎ又はＳｎ基合金が接合された接合界面に、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物を含む界面薄層が形成されていることを特徴とする耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【００２２】
（２） Ｓｎ又はＳｎ基合金が押圧された押圧界面に、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物を含む界面薄層が形成されていることを特徴とする耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【００２３】
（３） 前記Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物が、ＩｒＳｎ、Ｉｒ5Ｓｎ7、ＩｒＳｎ2、Ｉｒ3Ｓｎ7、及び、ＩｒＳｎ4の１種又は２種以上であることを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【００２４】
（４） 前記界面薄層の厚さｌが１μｍ未満であることを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【００２５】
（５） 前記界面薄層の厚さｌを下記（１）式で定義したことを特徴とする前記（４）に記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
ｌ＝ｋ（ｔ／ｔ0）ｎ（ｔ：加熱時間、ｔ0：加熱単位時間［１ｓ］） …（１）
【００２６】
（６） 前記（１）式において、ｎ＝１．５５の時、ｋ≦５．２３×１０-17（ｍ）であることを特徴とする前記（５）に記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【００２７】
（７） 前記Ｉｒ基導電性被覆材料がＩｒであることを特徴とする前記（１）〜（６）のいずれかに記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【００２８】
（８） 前記Ｉｒ基導電性被覆材料が電子機器用導電性部品用材料であることを特徴とする前記（１）〜（７）のいずれかに記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【発明の効果】
【００２９】
本発明によれば、耐経年劣化特性に格段に優れたＩｒ基導電性被覆材料を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３０】
まず、本発明者が、Ｉｒ−Ｓｎの接合界面で生成、成長する金属間化合物を材料組織学的及び速度論的な見地から観察、調査するために行った実験について、図２に基づいて、説明する。
【００３１】
純度９９．９９％のＳｎの棒材を厚さ２ｍｍに冷間圧延し、放電加工により、２×５×１２ｍｍ3の薄板試片を切り出した。この薄板試片を、真空中で、２００℃（４７３Ｋ）で、２時間、焼鈍加熱処理し、その後、体積比で、硝酸：塩酸：蒸留水＝１：１：３の研磨液を用いて化学研磨した。
【００３２】
次いで、５×１２ｍｍ2の両面を１０００番の湿式エメリー紙で機械研磨し、さらに、片面のみを、１２００番、１５００番、２０００番、及び、４０００番の湿式エメリー紙で機械研磨した。最終的には、粒径１μｍのダイヤモンドを用いて仕上げ研磨した。
【００３３】
一方、純度９９．９％のＩｒ箔（５０×５０×０．５ｍｍ3）から、２０×７×０．５ｍｍ3の薄膜試片を切り出し、この薄膜試片を、体積比で、硝酸：塩酸：エタノール＝１：３：４の王水で化学研磨した。
【００３４】
図２に示すように、２枚のＳｎ薄板試片の仕上げ研磨面でＩｒ薄膜試片を挟み、それを、２枚の試片挟持プレート１（Ｃｒ−Ｎｉ系オーステナイトステンレス鋼製）の間に置き、該プレート１をボルト２（純Ｍｏ製）で締め付け、サンドイッチ状の“Ｓｎ／Ｉｒ／Ｓｎ試料”（以下「ＳＩＳ試料」ということがある。）を形成し、該試料に所要の押圧力を負荷して固定した。なお、この挟み作業は、エタノール中で行った。
【００３５】
次いで、ＳＩＳ試料を十分に乾燥した後、２００℃（４７３Ｋ）のシリコン油浴に浸漬し、所要の時間、接合加熱処理した。
【００３６】
そして、上記接合加熱処理により、ＩｒとＳｎの間に強固な接合界面が形成されたことを確認した後、さらに、ＳＩＳ試料に、シリコン油浴中において、所要の時間、等温加熱処理を施した。接合加熱処理時間と等温加熱処理時間の合計（以下「加熱時間ｔ」という。）は、１４４〜７９００時間である。
【００３７】
等温加熱処理を施したＳＩＳ試料については、Ｉｒ−Ｓｎ接合界面に垂直な断面の金属組織を、微分干渉型光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡で観察するとともに、接合界面を横切る各成分の濃度分布を、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて定量分析した。
【００３８】
図３に、加熱処理を施したＳＩＳ試料のＩｒ−Ｓｎ接合界面における金属組織を、微分干渉型光学顕微鏡で観察した結果の一例を示す。図３（ａ）は、２００℃（４７３Ｋ）で１４４時間加熱処理した時の金属組織を示し、図３（ｂ）は、２００℃（４７３Ｋ）で１２４８時間加熱処理した時の金属組織を示す。
【００３９】
図３（ａ）及び（ｂ）に示すように、いずれの加熱時間においても、薄くて平滑なＩｒ−Ｓｎ接合界面層が形成されている。
【００４０】
また、図４に、２００℃（４７３Ｋ）で７９００時間加熱処理したＳＩＳ試料のＩｒ−Ｓｎ接合界面における金属組織を、走査型電子顕微鏡で観察した結果（反射電子組成像）を示す。図４から、Ｉｒ−Ｓｎ接合界面に、平均層厚１７μｍの層状領域が生成していることがわかる。
【００４１】
そこで、図３（ｂ）に示すＳＩＳ試料については、図中の直線ＡＢに沿って接合界面を横切り、また、図４に示すＳＩＳ試料については、接合界面に垂直な方向に沿って層状領域を横切り、それぞれ、各成分の濃度分布を、ＥＰＭＡで点分析した。なお、点分析は、接合界面近傍では２μｍ間隔で行い、他の部分では５μｍ間隔で行った。
【００４２】
図３（ｂ）に示すＳＩＳ試料に係る点分析の結果（濃度分布）を、図５に示し、図４に示すＳＩＳ試料に係る点分析の結果（濃度分布）を、図６に示す。図５及び図６において、縦軸は、Ｉｒのモル分率ｙIrを示し、横軸は、距離ｘ（μｍ）を示す。
【００４３】
図５から、Ｉｒのモル分率ｙIrは、Ｉｒ側のｙIr＝１からＳｎ側のｙIr＝０へ、不連続に変化していることが解かる。また、この不連続変化の途中に、ｙIr＝０．１５の点があることが解る。
【００４４】
一方、図６から、ＩｒとＳｎの間に、ＩｒＳｎ4が生成し、反射電子組成像に、平均層厚１７μｍの層状領域として撮像されたことが解る（図４、参照）。
【００４５】
ところで、Ｉｒ−Ｓｎの二元系においては、ＩｒＳｎ、Ｉｒ5Ｓｎ7、ＩｒＳｎ2、及び、Ｉｒ3Ｓｎ7の４種類の金属間化合物が安定相として現れることが知られている（T.B Massalski, et al.: Binary Alloy Phase Diagrams,Vol.3, ASM International, Materials Park, O.H., 1990, p.2353、参照）。
【００４６】
しかし、図５及び図６に示す結果（濃度分布）に、安定相の上記Ｉｒ−Ｓｎ金属間化合物は現れていない。
【００４７】
ＥＰＭＡによる点分析の空間分解能は１μｍ程度であるから、ＳＩＳ試料の接合界面にＩｒ−Ｓｎ系金属間化合物が生成し、薄層が形成されていても、薄層の総層厚が１μｍ未満であれば、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物の組成と層厚を検出することはできない。
【００４８】
それ故、図５に示す濃度分布から、Ｉｒ−Ｓｎの接合界面に、どのような組成と層厚のＩｒ−Ｓｎ系金属間化合物が形成されているのかを確認することはできないが、ｙIr＝０．１５の点が存在することから、層厚が１μm未満（ＥＰＭＡの空間分解能未満）のＩｒ−Ｓｎ系金属間化合物の薄層（界面薄層）が生成している可能性もある。
【００４９】
そこで、総層厚ｌと加熱時間ｔとの間に、下記（１）式のべき乗則（非特許文献１及び３、参照）が成立することを前提に、１２４８時間の加熱時間で、総層厚ｌが１μｍのＩｒ−Ｓｎ系金属間化合物が生成し、界面薄層が形成されていると仮定し、そして、加熱時間７９００時間で、総層厚１７μｍ（平均実測値）のＩｒ−Ｓｎ系金属間化合物層が形成されていることを踏まえ、比例係数ｋとべき指数ｎを算出した。
【００５０】
ｌ＝ｋ（ｔ／ｔ0）ｎ …（１）
ここで、ｔ0は単位時間１［ｓ］である。
【００５１】
その結果、ｋ＝５．２３×１０-17［ｍ］、及び、ｎ＝１．５５が得られる。このｋ値及びｎ値を用いて、上記（１）式より、総層厚ｌの加熱時間依存性を計算した。その結果を、図７に実線で示す。なお、図中、実線上の白丸は、ｔ＝４．４９×１０6ｓ（≒１２４８ｈ）におけるｌ＝１μｍ（仮定値）の点、及び、ｔ＝２．８４×１０7ｓ（≒７９００ｈ）におけるｌ＝１７μｍ（実測値）の点を示している。
【００５２】
総層厚１μｍは、ＥＰＭＡの空間分解能を考慮して、最大限の範囲で仮定した値であるから、丸印を結ぶ実線は、ｔ≦２．８４×１０7ｓ（≒７９００ｈ）の加熱時間範囲において、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物の成長速度の最大推定値を与えている。
【００５３】
また、図７に、加熱処理温度２００℃（４７３Ｋ）の場合におけるＡｕ−Ｓｎ系金属間化合物の総層厚変化（非特許文献１、２）及びＰｔ−Ｓｎ系金属間化合物の総層厚変化（特許文献１）を、それぞれ、菱形及び四角で示す。菱形を結ぶ点線、及び、四角を結ぶ破線は、丸印を結ぶ実線の上側に位置することが解る。
【００５４】
そこで、図に示す総層厚変化に基づいて、加熱温度２００℃（４７３Ｋ）において、金属間化合物の総層厚ｌが１７μｍに達する加熱時間ｔを算出すると、Ａｕ−Ｓｎ系金属間化合物の場合：ｔ＝２９８０ｓ（≒０．８３ｈ）、Ｐｔ−Ｓｎ系金属間化合物の場合：ｔ＝１．５０×１０6ｓ（≒４１７ｈ）である。
【００５５】
即ち、加熱温度２００℃（４７３Ｋ）において、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物の総層厚ｌが１７μｍに達するまでの加熱時間は、Ａｕ−Ｓｎ系金属間化合物に比較し、９５２０倍長くなり、また、Ｐｔ−Ｓｎ系金属間化合物に比較し、１９倍長くなっている。
【００５６】
結局、Ｉｒを被覆した導電材料は、耐経年劣化特性が、従来型のＡｕ被覆（めっき）導電材料に比べ、９５２０倍優れ、また、Ｐｔ被覆導電材料に比べ、１９倍優れていることになる。
【００５７】
この点が、本発明者が、ＳＩＳ試料に係る実験で見いだした知見であり、本発明の基礎をなす知見である。
【００５８】
そして、上記知見は、直接には、Ｉｒ−Ｓｎ接合界面に係るものであるが、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物の生成、成長は、ＩｒとＳｎの固相反応に基づくものであるから、生成・成長速度が極端に遅いＩｒ−Ｓｎ系金属間化合物を含む界面薄層の形成（上記知見）は、ＩｒとＳｎ合金の接合界面、Ｉｒ基合金とＳｎの接合界面、及び、Ｉｒ基合金とＳｎ基合金の接合界面でも起こり得ることである。
【００５９】
したがって、本発明により、Ｓｎ又はＳｎ基合金が接合された接合界面において、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物の生成・成長速度が極端に遅い、耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料を得ることができる。
【００６０】
なお、Ｉｒ基導電性被覆材料は、通常、Ｉｒを主成分とする導電性材料を意味するが、本発明ではＩｒを含むものとする。
【００６１】
また、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物は、Ｓｎ又はＳｎ基合金が、断続的に押圧され、押圧時に通電下で発生するジュール熱で加熱されたＩｒ−Ｓｎ系押圧界面においても生成・成長し得るが、同様に、生成・成長速度は極端に遅いから、Ｉｒ−Ｓｎ系押圧界面には、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物の生成・成長速度が極端に遅い界面薄層が形成される。
【００６２】
したがって、本発明により、Ｓｎ又はＳｎ基合金が押圧される押圧界面において、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物の生成・成長速度が極端に遅い、耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料を得ることができる。
【００６３】
本発明のＩｒ基導電性被覆材料は、耐経年劣化特性に優れているので、電子機器用導電性部品用材料として有用である。
【００６４】
以上、本発明の最良の実施形態について説明したが、説明中で用いた条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。
【００６５】
本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【実施例】
【００６６】
前述した方法で作製したＳｎ薄板試片とＩｒ薄膜試片を用い、図２に示すように、“Ｓｎ／Ｉｒ／Ｓｎ試料”を作製した。この試料を十分に乾燥した後、２００℃（４７３Ｋ）のシリコン油浴に浸漬し、所要の時間、接合加熱処理を施した。
【００６７】
ＩｒとＳｎの間に強固な接合界面が形成されたことを確認した後、さらに、シリコン油浴中において、所要の時間、等温加熱処理を施した。加熱時間（接合加熱処理時間＋等温加熱処理時間）は、１２４８時間とした。
【００６８】
Ｉｒ−Ｓｎ接合界面に垂直な断面の金属組織を、微分干渉型光学顕微鏡で観察するとともに、接合界面を横切る各成分の濃度分布を、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）で定量分析した。
【００６９】
結果は、図３及び図５に示すとおりのものであり、本発明の再現性及び効果を確認することができた。
【産業上の利用可能性】
【００７０】
前述したように、本発明によれば、耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料を提供することができる。本発明のＩｒ基導電性被覆材料は、ＡｕやＰｔに替わり、電子デバイスのリードフレーム、プリント基板等の配線材料や、ＩＣソケットのプローブピン、自動車電子機器用のコネクター材料等の電子機器用導電性部品用材料として用いることができるので、本発明は、電子機器産業において利用可能性が大きいものである。
【図面の簡単な説明】
【００７１】
【図１】層状のＡｕ−Ｓｎ系金属間化合物層の成長過程を、層の総厚（総層厚）ｌ（対数）と加熱時間ｔ（対数）の関係で示す図である。
【図２】２枚のＳｎ薄板試片の間にＩｒ薄膜試片を挟んで固定し、サンドイッチ状の“Ｓｎ／Ｉｒ／Ｓｎ試料”を作製する態様を示す図である。
【図３】加熱処理を施したＳｎ／Ｉｒ／Ｓｎ試料のＩｒ−Ｓｎ接合界面において観察した金属組織を示す図である。（ａ）は、２００℃（４７３Ｋ）で１４４時間加熱処理した時の金属組織を示し、（ｂ）は、２００℃（４７３Ｋ）で１２４８時間加熱処理した時の金属組織を示す。
【図４】Ｓｎ／Ｉｒ／Ｓｎ試料を、２００℃（４７３Ｋ）で７９００時間加熱処理した時の、Ｉｒ−Ｓｎ接合界面における金属組織を示す図である。
【図５】２００℃（４７３Ｋ）で１２４８時間加熱処理したＳｎ／Ｉｒ／Ｓｎ試料のＩｒ−Ｓｎ接合界面における各成分の濃度分布を示す図である。
【図６】２００℃（４７３Ｋ）で７９００時間加熱処理したＳｎ／Ｉｒ／Ｓｎ試料のＩｒ−Ｓｎ接合界面における各成分の濃度分布を示す図である。
【図７】Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物（本発明）、Ｐｔ−Ｓｎ系金属間化合物（比較例）、及び、Ａｕ−Ｓｎ系金属間化合物（従来例）の総層厚ｌと加熱時間ｔ（加熱処理温度：２００℃（４７３Ｋ））との関係を示す図である。
【符号の説明】
【００７２】
１ 試片挟持プレート（Ｃｒ−Ｎｉ系オーステナイトステンレス鋼製）
２ ボルト２（純Ｍｏ製）
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｎ又はＳｎ基合金が接合された接合界面に、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物を含む界面薄層が形成されていることを特徴とする耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【請求項２】
Ｓｎ又はＳｎ基合金が押圧された押圧界面に、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物を含む界面薄層が形成されていることを特徴とする耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【請求項３】
前記Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物が、ＩｒＳｎ、Ｉｒ5Ｓｎ7、ＩｒＳｎ2、Ｉｒ3Ｓｎ7、及び、ＩｒＳｎ4の１種又は２種以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【請求項４】
前記界面薄層の厚さｌが１μｍ未満であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【請求項５】
前記界面薄層の厚さｌを下記（１）式で定義したことを特徴とする請求項４に記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
ｌ＝ｋ（ｔ／ｔ0）ｎ（ｔ：加熱時間、ｔ0：加熱単位時間［１ｓ］） …（１）
【請求項６】
前記（１）式において、ｎ＝１．５５の時、ｋ≦５．２３×１０-17（ｍ）であることを特徴とする請求項５に記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【請求項７】
前記Ｉｒ基導電性被覆材料がＩｒであることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【請求項８】
前記Ｉｒ基導電性被覆材料が電子機器用導電性部品用材料であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【請求項１】
Ｓｎ又はＳｎ基合金が接合された接合界面に、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物を含む界面薄層が形成されていることを特徴とする耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【請求項２】
Ｓｎ又はＳｎ基合金が押圧された押圧界面に、Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物を含む界面薄層が形成されていることを特徴とする耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【請求項３】
前記Ｉｒ−Ｓｎ系金属間化合物が、ＩｒＳｎ、Ｉｒ5Ｓｎ7、ＩｒＳｎ2、Ｉｒ3Ｓｎ7、及び、ＩｒＳｎ4の１種又は２種以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【請求項４】
前記界面薄層の厚さｌが１μｍ未満であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【請求項５】
前記界面薄層の厚さｌを下記（１）式で定義したことを特徴とする請求項４に記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
ｌ＝ｋ（ｔ／ｔ0）ｎ（ｔ：加熱時間、ｔ0：加熱単位時間［１ｓ］） …（１）
【請求項６】
前記（１）式において、ｎ＝１．５５の時、ｋ≦５．２３×１０-17（ｍ）であることを特徴とする請求項５に記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【請求項７】
前記Ｉｒ基導電性被覆材料がＩｒであることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【請求項８】
前記Ｉｒ基導電性被覆材料が電子機器用導電性部品用材料であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の耐経年劣化特性に優れたＩｒ基導電性被覆材料。
【図１】
【図２】
【図５】
【図６】
【図７】
【図３】
【図４】
【図２】
【図５】
【図６】
【図７】
【図３】
【図４】
【公開番号】特開２００７−３２１１９１（Ｐ２００７−３２１１９１Ａ）
【公開日】平成１９年１２月１３日（２００７．１２．１３）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００６−１５２０９３（Ｐ２００６−１５２０９３）
【出願日】平成１８年５月３１日（２００６．５．３１）
【出願人】（８９９００００１３）財団法人理工学振興会 (81)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成１９年１２月１３日（２００７．１２．１３）
【国際特許分類】
【出願日】平成１８年５月３１日（２００６．５．３１）
【出願人】（８９９００００１３）財団法人理工学振興会 (81)
【Ｆターム（参考）】
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