鉛フリー接合材料およびその製造方法
【課題】 溶湯状態から凝固に至る急速冷却を最適に制御することで、Ｓｎ相中に非常に細かい（ナノオーダー：１μｍ以下）にＳｎＣｕ合金粒子、ＳｎＭｎ合金粒子が分散した組織が得られる鉛フリー接合用材料およびその製造方法を提供する。
【解決手段】 Ｓｎと他の金属Ｍからなる合金であって、ＳｎとＭで構成される金属間化合物からなる相をＳｎ基地中に１μｍ以下の微細粒子として分散させた状態にあることを特徴とする鉛フリー接合用材料。また、上記された金属間化合物は、ＳｎとＭとで構成される金属間化合物のうち最もＳｎの含有量の多い金属間化合物であることを特徴とする鉛フリー接合用材料およびその製造方法。
【解決手段】 Ｓｎと他の金属Ｍからなる合金であって、ＳｎとＭで構成される金属間化合物からなる相をＳｎ基地中に１μｍ以下の微細粒子として分散させた状態にあることを特徴とする鉛フリー接合用材料。また、上記された金属間化合物は、ＳｎとＭとで構成される金属間化合物のうち最もＳｎの含有量の多い金属間化合物であることを特徴とする鉛フリー接合用材料およびその製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鉛フリー接合用材料およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
一般的なパワーモジュールはＢＧＡ（ボールグリッドアレイ）で半導体素子を基板と接合、また半導体素子から発生する熱を逃がすための放熱板がはんだ等の接合材で取り付けられている。近年、モジュール自体の出力増大や電子制御機器が必要となる電気自動車やハイブリッド自動車用途として車載用に耐熱性、信頼性の更なる向上が求められているため、耐熱性向上には、接続材であるはんだの融点向上（高温はんだの適用）が検討されている。
【０００３】
高温はんだにはＰｂ−５Ｓｎはんだ（融点：３１０〜３１４℃）等があるが、組成より鉛を多く含む成分となっている。近年、環境の問題からＲｏＨＳ指令を始めとしたＰｂフリー化への対応が求められており、一般的なはんだ成分としては、Ｓｎ−Ａｇ−Ｃｕ系共晶系合金が実用化されている。他方、高温はんだについては、Ａｕ−２０Ｓｎ（融点：２８０℃）が知られているが、Ｐｂ−Ｓｎ系はんだに対してコストや機械的特性の点で劣っているため殆ど使用されておらず、他の成分系についても実用化には至っていないため、ＥＵが電子機器などに含まれるＰｂなどの特定有害物質を規制するＲｏＨＳ指令においてもＰｂ高温はんだについては除外項目となっている。そのためＰｂフリーの高温はんだの開発要求が高まっている。
【０００４】
高温はんだ合金の開発に関しては、例えば特開２００３−２６０５８７号公報（特許文献１）には、Ｓｎ−Ｃｕ系はんだが記載されている。この方法によると、Ｓｎ粉末とＣｕ粉末とを混合した材料をはんだペーストとして用い、高温はんだ付け時には、Ｓｎ粉末が溶けてはんだ付けに寄与すると同時に、Ｃｕ粉末と反応して高融点のＳｎ−Ｃｕ金属間化合物相が生成する。この化合物相はリフロー時には溶けずにはんだ付け部の強度を保つ働きをするものである。
【０００５】
また、パワーモジュールは動作で発熱するため半導体素子の接合面には熱サイクルが加わる。そのため半導体素子と接合材界面の応力状態を制御することが重要であり、接合部の形状、接合層の厚み等を精密に制御して最適な状態になるように設計されている。そのため、溶融はんだ内部に金属の粉末を添加することで粘性を制御して接合層の厚みばらつきを抑えることなどが検討されている。例えば「Ｐａｃｋａｇｉｎｇ ｏｆ Ｄｏｕｂｌｅ−ｓｉｄｅｄ Ｃｏｏｌｉｎｇ Ｐｏｗｅｒ Ｍｏｄｕｌｅ」，１５th Ｓｙｍｐｓｉｕｍ ｏｎ ゛Ｍｉｃｒｏｊｏｉｎｉｎｇ ａｎｄ Ａｓｓｅｍｂｌｙ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ ｉｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ゛，Ｐ９１〜９４（非特許文献１）等である。
【０００６】
また、発明者らは、特開２００８−１７８９０９号公報（特許文献２）にて、２種類の元素Ａ及びＢからなる合金で、元素Ａが元素Ｂより融点が高く、元素Ｂからなる常温安定相と元素Ａ及びＢからなる常温安定相ＡｍＢｎ（ｍ，ｎは合金系による固有の数値）を有する合金において元素Ａを元素Ｂからなる常温安定相中に過飽和固溶させることによって作製した接合材料を用い、過飽和固溶体が分解して常温安定相ＡｍＢｎが析出する温度に保持して溶解接合させることによってＰｂ−Ｓｎ共晶はんだやＳｎ−Ａｇ−Ｃｕ鉛フリーはんだのリフロー温度においても接合強度を維持できることを見出した。
【特許文献１】特開２００３−２６０５８７号公報
【特許文献２】特開２００８−１７８９０９号公報
【非特許文献１】「Ｐａｃｋａｇｉｎｇ ｏｆ Ｄｏｕｂｌｅ−ｓｉｄｅｄ Ｃｏｏｌｉｎｇ Ｐｏｗｅｒ Ｍｏｄｕｌｅ」，１５th Ｓｙｍｐｓｉｕｍ ｏｎ ゛Ｍｉｃｒｏｊｏｉｎｉｎｇ ａｎｄ Ａｓｓｅｍｂｌｙ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ ｉｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ゛，Ｐ９１〜９４
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、上述した特許文献１の発明によると、実用的に使用される粉末は１０μｍ程度の大きさであるため、Ｓｎ粉末とＣｕ粉末との界面に生成する金属間化合物相の組織はＣｕ粉末の表面に形成されるため粗く、強度にばらつきが生じると共に、強度重視のためにはＣｕ粉末を多く使用しなければならないため、Ｓｎ粉末に起因するはんだ付け特性が低下するなどの問題がある。さらに金属間化合物の生成は融液状態のＳｎと固体状態のＣｕとの拡散反応によるため強度維持に寄与するＣｕ6 Ｓｎ5 金属間化合物相の生成速度が遅く反応させるのに時間がかかるなどの問題もある。
【０００８】
さらに、接合層の厚みを制御する場合、通常のＢＧＡはんだボールや汎用のＳｎ−Ａｇ−Ｃｕはんだでは接合時には完全溶融するため、凝固後の厚みや傾きが設計値とのずれを生じ、これが熱サイクルでの信頼性を損なう可能性もある。逆に、非特許文献１のように金属粉末を溶融しているはんだに添加して溶融はんだの粘性を制御するには、溶融はんだ層への粉末添加機構がはんだ付け装置として必要となる上に、微小なパワーモジュールパッケージではＢＧＡはんだ等が使われるが、これには適用できない問題もあった。
【０００９】
また、特許文献２で上述した技術よりも優れた高温接合材料を示したが、その特許文献範囲であるＳｎＣｕ合金系において、急冷プロセスであるアトマイズ粉末を用いても、高温はんだとしての強度が安定しない状態があることが分かってきた。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上述のような問題を解消するために、発明者らはＳｎＣｕ系合金およびＳｎＭｎ系合金を更に詳細に検討し、溶湯状態から凝固に至る急冷速度を適切に制御することで、特許文献２で示した急冷凝固により過飽和固溶体の有無に関わらず、Ｓｎ相中に非常に細かい（ナノオーダー：１μｍ以下）にＳｎＣｕ合金相（Ｃｕ6 Ｓｎ5 相）が分散した組織が得られる。このようにＣｕ6 Ｓｎ5 相をＳｎ相中に微細に分散することより、Ｓｎ溶融時のはんだ付けに必要なぬれ性や均一溶融性に影響を及ぼさない。さらに微細分散相は表面エネルギーが高いため、はんだ付け温度に保持した場合に表面エネルギーを低下させるために、急激にＣｕ6 Ｓｎ5 相が粗大化して明確になり、通常のはんだ付け温度以上の融点を持つＣｕ6 Ｓｎ5 金属間化合物相が結合、粗大化する。これにより、安定した高温はんだ領域の接合強度を維持することが出来ることを見出した。
【００１１】
一方、ＳｎＭｎ系合金についても、同様に、溶湯状態から凝固に至る急冷速度を適切に制御することで、特許文献２で示した急冷凝固により過飽和固溶体の有無に関わらず、Ｓｎ相中に非常に細かい（ナノオーダー：１μｍ以下）にＳｎＭｎ合金粒子（ＭｎＳｎ2 相）が分散した組織が得られる。このようにＳｎ相中に微細に分散することより、Ｓｎ溶融時のはんだ付けに必要なぬれ性や均一溶融性に影響を及ぼさない、さらに微細分散相は表面エネルギーが高いため、はんだ付け温度に保持した場合に表面エネルギーを低下させるために、ＳｎＭｎ合金粒子が急激に粗大化してＳｎＭｎ合金相が明確に現れ、ＳｎＭｎ金属間化合物相が結合、粗大化する。これにより、安定した高温はんだ領域の接合強度を維持することが出来ることを見出した。
【００１２】
その発明の要旨とするところは、
（１）Ｓｎと他の金属Ｍからなる合金であって、ＳｎとＭで構成される金属間化合物からなる相をＳｎ基地中に１μｍ以下の微細粒子として分散させた状態にあることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
（２）前記（１）に記載された金属間化合物はＳｎとＭとで構成される金属間化合物のうち最もＳｎの含有量の多い金属間化合物であることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
【００１３】
（３）前記（１）または（２）に記載の金属ＭがＣｕまたはＭｎであって、該ＣｕまたはＭｎとＳｎで構成される金属間化合物からなる相が、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相またはＭｎＳｎ2相であることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
（４）前記（１）または（２）に記載の金属ＭがＣｕからなる合金であって、Ｃｕが１０〜３８質量％で残部がＳｎおよび不可避的不純物からなる組成であることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
【００１４】
（５）前記（１）または（２）に記載の金属ＭがＭｎからなる合金であって、Ｍｎが４〜１８質量％で残部がＳｎおよび不可避的不純物からなる組成であることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
（６）前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の合金組成の溶湯を急冷凝固させることにより、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相またはＭｎＳｎ2 相を１μｍ以下の微細相としてＳｎ中に分散させたことを特徴とする鉛フリー接合用材料の製造方法。
（７）急冷速度が１００℃／秒以上であることを特徴とする、前記（６）に記載の鉛フリー接合用材料の製造方法にある。
【発明の効果】
【００１５】
以上述べたように、本発明により、ＳｎＣｕ合金またはＳｎＭｎ合金と急冷を利用することにより、従来のＰｂ−５Ｓｎなどが用いられていた高温はんだ付けに対応できる鉛フリーはんだ成分であり、かつ、はんだ付け部の強度にばらつきがなく、しかも強度安定性とはんだ付け特性とのバランスに優れた経済性や高温はんだとしての基本特性に優れた鉛フリーはんだを製造することが出来る極めて優れた効果を奏するものである。
【００１６】
以下、本発明について詳細に説明する。
図１は、ＣｕとＳｎの２元系平衡状態図、図２は、ＭｎとＳｎの２元系平衡状態図である。この図１、２に示す平衡状態図において、Ｓｎと隣り合う位置にリフロー温度以上の融点の金属間化合物Ｃｕ6 Ｓｎ5 を示す金属Ｃｕを用いてＳｎＣｕ合金、またはＳｎと隣り合う位置にリフロー温度以上の融点の金属間化合物ＭｎＳｎ2 を示す金属Ｍｎを用いてＳｎＭｎ合金を製造する。急冷プロセスではない方法を用いた場合、この合金はＣｕ含有量またはＭｎ含有量に応じて平衡状態図通りの割合でＳｎとＣｕ6 Ｓｎ5 金属間化合物またはＳｎとＭｎＳｎ2 金属間化合物の二相組織になる。
【００１７】
しかし、アトマイズ法やメルトスパン法などの急冷プロセスで、かつ溶融状態から凝固に至る冷却速度を制御することによって合金を作製することにより、特許文献２で示した急冷凝固による過飽和固溶体の有無に関わらず、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相またはＭｎＳｎ2 相が成長せず通常の顕微鏡観察で検出するのが困難な１μｍ以下の非常に細かいＣｕ6 Ｓｎ5 相またはＭｎＳｎ2 相がＳｎ中に分散した組織となる。この効果は、凝固するときの冷却速度に強く影響を受けるため、アトマイズ法やメルトスパン法などの急冷速度が高いプロセスを用いると共に、１００℃／秒以上の冷却速度を確保する必要がある。メルトスパン法では冷却速度１００℃／秒を容易に確保できるため問題ない。アトマイズ法では噴霧媒体（ガス種）、噴霧圧力、噴霧温度、溶融金属の滴下量（ルツボノズル直径）に左右されるが、５０μｍ以下の粉末であれば冷却速度１００℃／秒以上を確保できる。
【００１８】
はんだ用材料としては、上記急冷プロセスによって製造された合金は、ナノオーダーのＣｕＳｎ合金の金属間化合物Ｃｕ6 Ｓｎ5 相やＳｎＭｎ合金の金属間化合物ＭｎＳｎ2 相がＳｎ相中に分散した組織となっている。この状態で提供した場合、基材のＳｎによるはんだ付け性にＣｕ6 Ｓｎ5 相やＭｎＳｎ2 相は影響を及ぼすことなく、均一でぬれ性の良いはんだ付けが可能となる。
【００１９】
更に、はんだ付け時の加熱により、Ｓｎ中のＣｕ6 Ｓｎ5 やＭｎＳｎ2 微細分散相は表面エネルギーが高いため、表面エネルギーを低下させるために、Ｃｕ6 Ｓｎ5 合金相やＭｎＳｎ2 合金相が急激に粗大化するとともに、Ｃｕ6 Ｓｎ5 金属間化合物相やＭｎＳｎ2金属間化合物相が結合し溶融Ｓｎ中に分散した状態となる。この状態から凝固すれば高融点を持つＣｕ6 Ｓｎ5 やＭｎＳｎ2 が結合した中にＳｎが分散した混在組織となり、はんだ全体として高温強度を安定して保持できる。また、はんだ付け時には、この液相中に固体の金属間化合物相が分散することで、溶融はんだ状態での粘性を制御できる。これが本発明の基本的な考え方である。
【００２０】
ＳｎＣｕ系合金中のＣｕ含有量は１０〜３８重量％が最適である。その理由は、はんだ付けに寄与するＳｎ固溶体量とはんだ付け後の強度維持に寄与するＣｕ6 Ｓｎ5 金属間化合物量とのバランスで決定される。発明者らはＣｕ含有量の範囲について詳細に検討した結果、Ｃｕ量が３８重量％を超えると急冷法であっても、１μｍ以下ではなく粗大化したＣｕ6 Ｓｎ5 金属間化合物生成量が大幅に多くなり、はんだ付けに寄与するＳｎ固溶体量が減少し、良好なはんだ付けが困難となるため、その上限を３８重量％とした。またＣｕ量が１０％未満では、Ｓｎ中に１μｍ以下で分散するＣｕ6 Ｓｎ5 相の両方が十分ではなく、はんだ付け後の強度維持に寄与するＣｕ6 Ｓｎ5 金属間化合物量が十分に確保できない。以上より、Ｃｕ量の範囲を１０〜３８％とした。好ましくは１５〜３２％とする。
【００２１】
一方、 ＳｎＭｎ系合金中のＭｎ含有量は４〜１８重量％が最適である。その理由は、はんだ付けに寄与するＳｎ固溶体量とはんだ付け後の強度維持に寄与するＭｎＳｎ2 金属間化合物量とのバランスで決定される。発明者らはＭｎ含有量の範囲について詳細に検討した結果、Ｍｎ量が１８重量％を超えると急冷法であっても、１μｍ以下ではなく粗大化したＭｎＳｎ2 金属間化合物生成量が大幅に多くなり、はんだ付けに寄与するＳｎ固溶体量が減少し、良好なはんだ付けが困難となるため、その上限を１８重量％とした。またＭｎ量が４％未満では、Ｓｎ中に１μｍ以下で分散するＭｎＳｎ2 相の両方が十分ではなく、はんだ付け後の強度維持に寄与するＭｎＳｎ2 金属間化合物量が十分に確保できない。以上より、Ｍｎ量の範囲を４〜１８％とした。好ましくは８〜１５％とする。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
ＳｎＣｕ系においては、Ｓｎ−（１０〜３８重量％）Ｃｕ合金をアトマイズ法やメルトスパン法および水中紡糸法などの急冷法によって作製し、溶融金属の冷却速度を１００℃／以上を確保する。そのときの形状については特に限定するものではなく、粉末、線、棒、薄帯、板等でもよい。
【００２３】
急冷する方法は上述したように、アトマイズ法やメルトスパン法などがあるが、特に、ヘリウムガスアトマイズ法やメルトスパン法が急冷手段としては有効である。しかし、ディスクアトマイズやアルゴンアトマイズ、窒素ガスアトマイズは、はんだ粉末を量産的に製造する手段としては非常に有効であり、その冷却速度はアトマイズされた後の粉末粒径に依存するため、手段であっても５０μｍ以下の細粒については、溶融金属の冷却速度を１００℃／以上を確保でき、本発明の範疇に帰属するものである。また、例えば水中紡糸法によれば線材が得られ、中紡糸法と矯正または引抜き加工をすれば棒線が得られる。
【００２４】
以下に急冷箔帯にて、本発明の挙動を説明する。
図３は、ＳＥＭにてメルトスパン法によるＳｎ−Ｃｕ組成例の合金の急冷箔帯断面を示す電子顕微鏡写真である。このＳＥＭにてメルトスパン法によるＳｎＣｕ組成例の合金の急冷箔帯断面を観察した所、図のように組織は均一組織となっている。しかし、表面ミリングを施し、更に高分解能を有する電子顕微鏡にて観察を行った結果、ナノオーダー(1μｍ以下）の微細なＣｕ6 Ｓｎ5 相が分散していることが分かった。
【００２５】
すなわち、図４は、表面ミリングを施し、更に高分解能を有する電子顕微鏡にて観察を行った結果の電子顕微鏡写真である。この図に示すように、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相（模様がある部位、平均３００ｎｍ相）とＳｎ相（ミリングが進み穴状になった部位）とが１μｍ以下で混在している組織となっている。
【００２６】
分散しているナノオーダーの微細なＣｕ6 Ｓｎ5 相組織は、比表面積が大きいために表面エネルギーが高く不安定になる。そのため、ミクロンオーダーやミリオーダーの組織に比べて表面エネルギーを下げるために熱的安定性が無く、粗大化しやすい傾向がある。そのため、図５に示すように、２２７℃の液相線以下で、固体状態である１８０℃、１０分加熱においても、通常の凝固組織では時間が必要な固相状態での拡散が進み、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相の粗大化が起こる。すなわち、図５は、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相がＳｎ相中に粗大化している組織となっていることを示す電子顕微鏡写真である。この図からも分かるように、全体が溶融していないにも関わらず、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相がＳｎ相中に粗大化している組織となっている。
【００２７】
これにより、はんだ付け時の保持時間が短い場合でも、例えばリフロー加熱のパターンのような２５０℃で３０秒保持して空冷するといった短時間熱処理でも、十分な高融点金属間化合物を形成することが出来る。図６は、Ｓｎが液相となったため、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相が粗大化し、Ｓｎ中に高融点金属間化合物が形成している状態を示す電子顕微鏡写真である。この図に示すように、短時間加熱でも、Ｓｎが液相となったため、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相が一気に粗大化し、Ｓｎ中に高融点金属間化合物が形成されている。
【実施例】
【００２８】
以下、本発明について実施例により具体的に説明する。
表１は、ＣｕＳｎ系合金について、また、表２は、ＳｎＭｎ系合金について、それぞれ、はんだ付け時のぬれ性とはんだ付け後の２５０℃再加熱時のはんだ付け部強度を記した組成の比較表である。製法については、急冷箔帯は、単ロール液体急冷法にて目的組成の溶湯を回転銅ロールに押し付け目的の箔帯を作製している。粉末は窒素を噴霧ガスとして用い、溶湯温度を目的組成の融点より３００℃上まで加熱し、噴霧圧０．４５ＭＰａにて急冷粉末を得た。これを篩い分級により目的粒度の粉末を得ている。通常凝固材は、目的組成の凝固材を粉砕処理にて実施例の比較材を得ている。なお、粒径については累積体積５０％の平均粒径Ｄ50にて表記している。得られた粉末は、常温樹脂に埋め込み可能後、湿式研磨にて断面出しおよび鏡面仕上げを行い、電子顕微鏡観察試料とした。電子顕微鏡観察前にＡｒイオンによりミリング処理を行い、表面研磨の影響層を除去した。高分解能電子顕微鏡はフィールドエミッション型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用い、本発明鋼の内部組織を観察した。
【００２９】
表１、２中、はんだ付け時のぬれ性の評価については、Ｃｕ板上、またはＭｎ板上にはんだを塗布した状態で加熱後のはんだ塗布部の変化を確認し、◎：ぬれ性が優れている（はんだが十分に広がる）、○：ぬれ性が良い（はんだが広がる）、×：ぬれ性が悪い（はんだが塗布状態から広がらない）とした。また、２５０℃加熱時の粘性についての評価については、厚み１ｍｍのＣｕ板同士、またはＭｎ板同士を５０μｍのはんだ層の間隔で配置できる冶具を用いて位置決めし、これで接合を実施した場合に、接合後のＣｕ位置変化、またはＭｎ位置変化（はんだ相の厚みばらつき）を測定した。
◎：ばらつきが±１μｍ未満、○：ばらつきが±５μｍ未満、×：ばらつきが±５μｍ以上で評価した。また、２５０℃再加熱時の強度評価は、○強度が優れている、×強度がない（せん断強度測定限界以下≒０ＭＰａ）。
【００３０】
【表１】
表１に示すように、Ｎｏ．１〜７は本発明例であり、Ｎｏ．８〜１３は比較例である。
【００３１】
比較例Ｎｏ．８およびＮｏ．９は本発明例Ｎｏ．１およびＮｏ．２と同一組成であるが、急冷凝固を施していないため、組織中にＣｕ6 Ｓｎ5 相を１μｍ以下で微細分散させることが出来ず、粗大なＣｕ6 Ｓｎ5 相とさらにＣｕ3 Ｓｎ相が形成されており、ぬれ性を確保するＳｎ相が均一分散できていない。そのため、はんだ付け時のぬれ性が悪い。比較例Ｎｏ．１０はＳｎが１００％の成分組成のものであり、２５０℃加熱時は完全に液相となるため粘性のばらつきが大きく、かつ金属間化合物の生成もないため２５０℃再加熱時の強度がない。
【００３２】
比較例Ｎｏ．１１は本発明鋼Ｎｏ．４と同一組成でありガスアトマイズにより粉末を得ているが、粒度が大きいため冷却速度１００℃／ｓを確保できず、組織中にＣｕ6 Ｓｎ5相を１μｍ以下で微細分散させることが出来ず、粗大なＣｕ6 Ｓｎ5 相とさらにＣｕ3 Ｓｎ相が形成されており、ぬれ性を確保するＳｎ相が均一分散できていない。そのため、はんだ付け時のぬれ性が確保できない。比較例Ｎｏ．１２はＣｕが５５％、Ｓｎが４５％の成分組成のものであり、このものは、はんだ付けぬれ性が悪く、溶合しないため強度の測定が出来なかった。
【００３３】
比較例Ｎｏ．１３はＣｕが６０％、Ｓｎが４０％の成分組成のものであり、このものは、比較例Ｎｏ．１２と同様に、はんだ付けぬれ性が悪く、溶合しないため強度の測定が出来なかった。これに対し、本発明例Ｎｏ．１〜７はいずれも本発明の条件とする成分組成を満足していることから、はんだ付けぬれ性、２５０℃加熱時の粘性、および２５０℃再加熱時の強度について優れていることが分かる。
【００３４】
【表２】
表２に示すように、Ｎｏ．１〜５は本発明例であり、Ｎｏ．６〜１１は比較例である。
【００３５】
比較例Ｎｏ．６およびＮｏ．７は本発明例Ｎｏ．１およびＮｏ．２と同一組成であるが、急冷凝固を施していないため、組織中にＭｎＳｎ2 相を１μｍ以下で微細分散させることが出来ず、ぬれ性を確保するＳｎ相が均一分散できていない。そのため、はんだ付け時のぬれ性が悪い。比較例Ｎｏ．８はＳｎが１００％の成分組成のものであり、２５０℃加熱時は完全に液相となるため粘性のばらつきが大きく、かつ金属間化合物の生成もないため２５０℃再加熱時の強度がない。
【００３６】
比較例Ｎｏ．９は本発明鋼Ｎｏ．４と同一組成でありガスアトマイズにより粉末を得ているが、粒度が大きいため冷却速度１００℃／ｓを確保できず、組織中にＭｎＳｎ2 相を１μｍ以下で微細分散させることが出来ず、ぬれ性を確保するＳｎ相が均一分散できていない。そのため、はんだ付け時のぬれ性が確保できない。比較例Ｎｏ．１０はＭｎが２５％、Ｓｎが７５％の成分組成のものであり、このものは、はんだ付けぬれ性が悪く、溶合しないため強度の測定が出来なかった。
【００３７】
比較例Ｎｏ．１１はＭｎが４０％、Ｓｎが６０％の成分組成のものであり、このものは、比較例Ｎｏ．１０と同様に、はんだ付けぬれ性が悪く、溶合しないため強度の測定が出来なかった。これに対し、本発明例Ｎｏ．１〜５はいずれも本発明の条件とする成分組成を満足していることから、はんだ付けぬれ性、２５０℃加熱時の粘性、および２５０℃再加熱時の強度について優れていることが分かる。
【図面の簡単な説明】
【００３８】
【図１】ＣｕとＳｎの２元系平衡状態図である。
【図２】ＭｎとＳｎの２元系平衡状態図である。
【図３】ＳＥＭにてメルトスパン法によるＳｎ−Ｃｕ組成例の合金の急冷箔帯断面を示す電子顕微鏡写真である。
【図４】表面ミリングを施し、更に高分解能を有する電子顕微鏡にて観察を行った結果の電子顕微鏡写真である。
【図５】Ｃｕ6 Ｓｎ5 相がＳｎ相中に粗大化している組織となっていることを示す電子顕微鏡写真である。
【図６】Ｓｎが液相となったため、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相が粗大化し、Ｓｎ中に高融点金属間化合物が形成している状態を示す電子顕微鏡写真である。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鉛フリー接合用材料およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
一般的なパワーモジュールはＢＧＡ（ボールグリッドアレイ）で半導体素子を基板と接合、また半導体素子から発生する熱を逃がすための放熱板がはんだ等の接合材で取り付けられている。近年、モジュール自体の出力増大や電子制御機器が必要となる電気自動車やハイブリッド自動車用途として車載用に耐熱性、信頼性の更なる向上が求められているため、耐熱性向上には、接続材であるはんだの融点向上（高温はんだの適用）が検討されている。
【０００３】
高温はんだにはＰｂ−５Ｓｎはんだ（融点：３１０〜３１４℃）等があるが、組成より鉛を多く含む成分となっている。近年、環境の問題からＲｏＨＳ指令を始めとしたＰｂフリー化への対応が求められており、一般的なはんだ成分としては、Ｓｎ−Ａｇ−Ｃｕ系共晶系合金が実用化されている。他方、高温はんだについては、Ａｕ−２０Ｓｎ（融点：２８０℃）が知られているが、Ｐｂ−Ｓｎ系はんだに対してコストや機械的特性の点で劣っているため殆ど使用されておらず、他の成分系についても実用化には至っていないため、ＥＵが電子機器などに含まれるＰｂなどの特定有害物質を規制するＲｏＨＳ指令においてもＰｂ高温はんだについては除外項目となっている。そのためＰｂフリーの高温はんだの開発要求が高まっている。
【０００４】
高温はんだ合金の開発に関しては、例えば特開２００３−２６０５８７号公報（特許文献１）には、Ｓｎ−Ｃｕ系はんだが記載されている。この方法によると、Ｓｎ粉末とＣｕ粉末とを混合した材料をはんだペーストとして用い、高温はんだ付け時には、Ｓｎ粉末が溶けてはんだ付けに寄与すると同時に、Ｃｕ粉末と反応して高融点のＳｎ−Ｃｕ金属間化合物相が生成する。この化合物相はリフロー時には溶けずにはんだ付け部の強度を保つ働きをするものである。
【０００５】
また、パワーモジュールは動作で発熱するため半導体素子の接合面には熱サイクルが加わる。そのため半導体素子と接合材界面の応力状態を制御することが重要であり、接合部の形状、接合層の厚み等を精密に制御して最適な状態になるように設計されている。そのため、溶融はんだ内部に金属の粉末を添加することで粘性を制御して接合層の厚みばらつきを抑えることなどが検討されている。例えば「Ｐａｃｋａｇｉｎｇ ｏｆ Ｄｏｕｂｌｅ−ｓｉｄｅｄ Ｃｏｏｌｉｎｇ Ｐｏｗｅｒ Ｍｏｄｕｌｅ」，１５th Ｓｙｍｐｓｉｕｍ ｏｎ ゛Ｍｉｃｒｏｊｏｉｎｉｎｇ ａｎｄ Ａｓｓｅｍｂｌｙ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ ｉｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ゛，Ｐ９１〜９４（非特許文献１）等である。
【０００６】
また、発明者らは、特開２００８−１７８９０９号公報（特許文献２）にて、２種類の元素Ａ及びＢからなる合金で、元素Ａが元素Ｂより融点が高く、元素Ｂからなる常温安定相と元素Ａ及びＢからなる常温安定相ＡｍＢｎ（ｍ，ｎは合金系による固有の数値）を有する合金において元素Ａを元素Ｂからなる常温安定相中に過飽和固溶させることによって作製した接合材料を用い、過飽和固溶体が分解して常温安定相ＡｍＢｎが析出する温度に保持して溶解接合させることによってＰｂ−Ｓｎ共晶はんだやＳｎ−Ａｇ−Ｃｕ鉛フリーはんだのリフロー温度においても接合強度を維持できることを見出した。
【特許文献１】特開２００３−２６０５８７号公報
【特許文献２】特開２００８−１７８９０９号公報
【非特許文献１】「Ｐａｃｋａｇｉｎｇ ｏｆ Ｄｏｕｂｌｅ−ｓｉｄｅｄ Ｃｏｏｌｉｎｇ Ｐｏｗｅｒ Ｍｏｄｕｌｅ」，１５th Ｓｙｍｐｓｉｕｍ ｏｎ ゛Ｍｉｃｒｏｊｏｉｎｉｎｇ ａｎｄ Ａｓｓｅｍｂｌｙ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ ｉｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ゛，Ｐ９１〜９４
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、上述した特許文献１の発明によると、実用的に使用される粉末は１０μｍ程度の大きさであるため、Ｓｎ粉末とＣｕ粉末との界面に生成する金属間化合物相の組織はＣｕ粉末の表面に形成されるため粗く、強度にばらつきが生じると共に、強度重視のためにはＣｕ粉末を多く使用しなければならないため、Ｓｎ粉末に起因するはんだ付け特性が低下するなどの問題がある。さらに金属間化合物の生成は融液状態のＳｎと固体状態のＣｕとの拡散反応によるため強度維持に寄与するＣｕ6 Ｓｎ5 金属間化合物相の生成速度が遅く反応させるのに時間がかかるなどの問題もある。
【０００８】
さらに、接合層の厚みを制御する場合、通常のＢＧＡはんだボールや汎用のＳｎ−Ａｇ−Ｃｕはんだでは接合時には完全溶融するため、凝固後の厚みや傾きが設計値とのずれを生じ、これが熱サイクルでの信頼性を損なう可能性もある。逆に、非特許文献１のように金属粉末を溶融しているはんだに添加して溶融はんだの粘性を制御するには、溶融はんだ層への粉末添加機構がはんだ付け装置として必要となる上に、微小なパワーモジュールパッケージではＢＧＡはんだ等が使われるが、これには適用できない問題もあった。
【０００９】
また、特許文献２で上述した技術よりも優れた高温接合材料を示したが、その特許文献範囲であるＳｎＣｕ合金系において、急冷プロセスであるアトマイズ粉末を用いても、高温はんだとしての強度が安定しない状態があることが分かってきた。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上述のような問題を解消するために、発明者らはＳｎＣｕ系合金およびＳｎＭｎ系合金を更に詳細に検討し、溶湯状態から凝固に至る急冷速度を適切に制御することで、特許文献２で示した急冷凝固により過飽和固溶体の有無に関わらず、Ｓｎ相中に非常に細かい（ナノオーダー：１μｍ以下）にＳｎＣｕ合金相（Ｃｕ6 Ｓｎ5 相）が分散した組織が得られる。このようにＣｕ6 Ｓｎ5 相をＳｎ相中に微細に分散することより、Ｓｎ溶融時のはんだ付けに必要なぬれ性や均一溶融性に影響を及ぼさない。さらに微細分散相は表面エネルギーが高いため、はんだ付け温度に保持した場合に表面エネルギーを低下させるために、急激にＣｕ6 Ｓｎ5 相が粗大化して明確になり、通常のはんだ付け温度以上の融点を持つＣｕ6 Ｓｎ5 金属間化合物相が結合、粗大化する。これにより、安定した高温はんだ領域の接合強度を維持することが出来ることを見出した。
【００１１】
一方、ＳｎＭｎ系合金についても、同様に、溶湯状態から凝固に至る急冷速度を適切に制御することで、特許文献２で示した急冷凝固により過飽和固溶体の有無に関わらず、Ｓｎ相中に非常に細かい（ナノオーダー：１μｍ以下）にＳｎＭｎ合金粒子（ＭｎＳｎ2 相）が分散した組織が得られる。このようにＳｎ相中に微細に分散することより、Ｓｎ溶融時のはんだ付けに必要なぬれ性や均一溶融性に影響を及ぼさない、さらに微細分散相は表面エネルギーが高いため、はんだ付け温度に保持した場合に表面エネルギーを低下させるために、ＳｎＭｎ合金粒子が急激に粗大化してＳｎＭｎ合金相が明確に現れ、ＳｎＭｎ金属間化合物相が結合、粗大化する。これにより、安定した高温はんだ領域の接合強度を維持することが出来ることを見出した。
【００１２】
その発明の要旨とするところは、
（１）Ｓｎと他の金属Ｍからなる合金であって、ＳｎとＭで構成される金属間化合物からなる相をＳｎ基地中に１μｍ以下の微細粒子として分散させた状態にあることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
（２）前記（１）に記載された金属間化合物はＳｎとＭとで構成される金属間化合物のうち最もＳｎの含有量の多い金属間化合物であることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
【００１３】
（３）前記（１）または（２）に記載の金属ＭがＣｕまたはＭｎであって、該ＣｕまたはＭｎとＳｎで構成される金属間化合物からなる相が、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相またはＭｎＳｎ2相であることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
（４）前記（１）または（２）に記載の金属ＭがＣｕからなる合金であって、Ｃｕが１０〜３８質量％で残部がＳｎおよび不可避的不純物からなる組成であることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
【００１４】
（５）前記（１）または（２）に記載の金属ＭがＭｎからなる合金であって、Ｍｎが４〜１８質量％で残部がＳｎおよび不可避的不純物からなる組成であることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
（６）前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の合金組成の溶湯を急冷凝固させることにより、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相またはＭｎＳｎ2 相を１μｍ以下の微細相としてＳｎ中に分散させたことを特徴とする鉛フリー接合用材料の製造方法。
（７）急冷速度が１００℃／秒以上であることを特徴とする、前記（６）に記載の鉛フリー接合用材料の製造方法にある。
【発明の効果】
【００１５】
以上述べたように、本発明により、ＳｎＣｕ合金またはＳｎＭｎ合金と急冷を利用することにより、従来のＰｂ−５Ｓｎなどが用いられていた高温はんだ付けに対応できる鉛フリーはんだ成分であり、かつ、はんだ付け部の強度にばらつきがなく、しかも強度安定性とはんだ付け特性とのバランスに優れた経済性や高温はんだとしての基本特性に優れた鉛フリーはんだを製造することが出来る極めて優れた効果を奏するものである。
【００１６】
以下、本発明について詳細に説明する。
図１は、ＣｕとＳｎの２元系平衡状態図、図２は、ＭｎとＳｎの２元系平衡状態図である。この図１、２に示す平衡状態図において、Ｓｎと隣り合う位置にリフロー温度以上の融点の金属間化合物Ｃｕ6 Ｓｎ5 を示す金属Ｃｕを用いてＳｎＣｕ合金、またはＳｎと隣り合う位置にリフロー温度以上の融点の金属間化合物ＭｎＳｎ2 を示す金属Ｍｎを用いてＳｎＭｎ合金を製造する。急冷プロセスではない方法を用いた場合、この合金はＣｕ含有量またはＭｎ含有量に応じて平衡状態図通りの割合でＳｎとＣｕ6 Ｓｎ5 金属間化合物またはＳｎとＭｎＳｎ2 金属間化合物の二相組織になる。
【００１７】
しかし、アトマイズ法やメルトスパン法などの急冷プロセスで、かつ溶融状態から凝固に至る冷却速度を制御することによって合金を作製することにより、特許文献２で示した急冷凝固による過飽和固溶体の有無に関わらず、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相またはＭｎＳｎ2 相が成長せず通常の顕微鏡観察で検出するのが困難な１μｍ以下の非常に細かいＣｕ6 Ｓｎ5 相またはＭｎＳｎ2 相がＳｎ中に分散した組織となる。この効果は、凝固するときの冷却速度に強く影響を受けるため、アトマイズ法やメルトスパン法などの急冷速度が高いプロセスを用いると共に、１００℃／秒以上の冷却速度を確保する必要がある。メルトスパン法では冷却速度１００℃／秒を容易に確保できるため問題ない。アトマイズ法では噴霧媒体（ガス種）、噴霧圧力、噴霧温度、溶融金属の滴下量（ルツボノズル直径）に左右されるが、５０μｍ以下の粉末であれば冷却速度１００℃／秒以上を確保できる。
【００１８】
はんだ用材料としては、上記急冷プロセスによって製造された合金は、ナノオーダーのＣｕＳｎ合金の金属間化合物Ｃｕ6 Ｓｎ5 相やＳｎＭｎ合金の金属間化合物ＭｎＳｎ2 相がＳｎ相中に分散した組織となっている。この状態で提供した場合、基材のＳｎによるはんだ付け性にＣｕ6 Ｓｎ5 相やＭｎＳｎ2 相は影響を及ぼすことなく、均一でぬれ性の良いはんだ付けが可能となる。
【００１９】
更に、はんだ付け時の加熱により、Ｓｎ中のＣｕ6 Ｓｎ5 やＭｎＳｎ2 微細分散相は表面エネルギーが高いため、表面エネルギーを低下させるために、Ｃｕ6 Ｓｎ5 合金相やＭｎＳｎ2 合金相が急激に粗大化するとともに、Ｃｕ6 Ｓｎ5 金属間化合物相やＭｎＳｎ2金属間化合物相が結合し溶融Ｓｎ中に分散した状態となる。この状態から凝固すれば高融点を持つＣｕ6 Ｓｎ5 やＭｎＳｎ2 が結合した中にＳｎが分散した混在組織となり、はんだ全体として高温強度を安定して保持できる。また、はんだ付け時には、この液相中に固体の金属間化合物相が分散することで、溶融はんだ状態での粘性を制御できる。これが本発明の基本的な考え方である。
【００２０】
ＳｎＣｕ系合金中のＣｕ含有量は１０〜３８重量％が最適である。その理由は、はんだ付けに寄与するＳｎ固溶体量とはんだ付け後の強度維持に寄与するＣｕ6 Ｓｎ5 金属間化合物量とのバランスで決定される。発明者らはＣｕ含有量の範囲について詳細に検討した結果、Ｃｕ量が３８重量％を超えると急冷法であっても、１μｍ以下ではなく粗大化したＣｕ6 Ｓｎ5 金属間化合物生成量が大幅に多くなり、はんだ付けに寄与するＳｎ固溶体量が減少し、良好なはんだ付けが困難となるため、その上限を３８重量％とした。またＣｕ量が１０％未満では、Ｓｎ中に１μｍ以下で分散するＣｕ6 Ｓｎ5 相の両方が十分ではなく、はんだ付け後の強度維持に寄与するＣｕ6 Ｓｎ5 金属間化合物量が十分に確保できない。以上より、Ｃｕ量の範囲を１０〜３８％とした。好ましくは１５〜３２％とする。
【００２１】
一方、 ＳｎＭｎ系合金中のＭｎ含有量は４〜１８重量％が最適である。その理由は、はんだ付けに寄与するＳｎ固溶体量とはんだ付け後の強度維持に寄与するＭｎＳｎ2 金属間化合物量とのバランスで決定される。発明者らはＭｎ含有量の範囲について詳細に検討した結果、Ｍｎ量が１８重量％を超えると急冷法であっても、１μｍ以下ではなく粗大化したＭｎＳｎ2 金属間化合物生成量が大幅に多くなり、はんだ付けに寄与するＳｎ固溶体量が減少し、良好なはんだ付けが困難となるため、その上限を１８重量％とした。またＭｎ量が４％未満では、Ｓｎ中に１μｍ以下で分散するＭｎＳｎ2 相の両方が十分ではなく、はんだ付け後の強度維持に寄与するＭｎＳｎ2 金属間化合物量が十分に確保できない。以上より、Ｍｎ量の範囲を４〜１８％とした。好ましくは８〜１５％とする。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
ＳｎＣｕ系においては、Ｓｎ−（１０〜３８重量％）Ｃｕ合金をアトマイズ法やメルトスパン法および水中紡糸法などの急冷法によって作製し、溶融金属の冷却速度を１００℃／以上を確保する。そのときの形状については特に限定するものではなく、粉末、線、棒、薄帯、板等でもよい。
【００２３】
急冷する方法は上述したように、アトマイズ法やメルトスパン法などがあるが、特に、ヘリウムガスアトマイズ法やメルトスパン法が急冷手段としては有効である。しかし、ディスクアトマイズやアルゴンアトマイズ、窒素ガスアトマイズは、はんだ粉末を量産的に製造する手段としては非常に有効であり、その冷却速度はアトマイズされた後の粉末粒径に依存するため、手段であっても５０μｍ以下の細粒については、溶融金属の冷却速度を１００℃／以上を確保でき、本発明の範疇に帰属するものである。また、例えば水中紡糸法によれば線材が得られ、中紡糸法と矯正または引抜き加工をすれば棒線が得られる。
【００２４】
以下に急冷箔帯にて、本発明の挙動を説明する。
図３は、ＳＥＭにてメルトスパン法によるＳｎ−Ｃｕ組成例の合金の急冷箔帯断面を示す電子顕微鏡写真である。このＳＥＭにてメルトスパン法によるＳｎＣｕ組成例の合金の急冷箔帯断面を観察した所、図のように組織は均一組織となっている。しかし、表面ミリングを施し、更に高分解能を有する電子顕微鏡にて観察を行った結果、ナノオーダー(1μｍ以下）の微細なＣｕ6 Ｓｎ5 相が分散していることが分かった。
【００２５】
すなわち、図４は、表面ミリングを施し、更に高分解能を有する電子顕微鏡にて観察を行った結果の電子顕微鏡写真である。この図に示すように、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相（模様がある部位、平均３００ｎｍ相）とＳｎ相（ミリングが進み穴状になった部位）とが１μｍ以下で混在している組織となっている。
【００２６】
分散しているナノオーダーの微細なＣｕ6 Ｓｎ5 相組織は、比表面積が大きいために表面エネルギーが高く不安定になる。そのため、ミクロンオーダーやミリオーダーの組織に比べて表面エネルギーを下げるために熱的安定性が無く、粗大化しやすい傾向がある。そのため、図５に示すように、２２７℃の液相線以下で、固体状態である１８０℃、１０分加熱においても、通常の凝固組織では時間が必要な固相状態での拡散が進み、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相の粗大化が起こる。すなわち、図５は、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相がＳｎ相中に粗大化している組織となっていることを示す電子顕微鏡写真である。この図からも分かるように、全体が溶融していないにも関わらず、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相がＳｎ相中に粗大化している組織となっている。
【００２７】
これにより、はんだ付け時の保持時間が短い場合でも、例えばリフロー加熱のパターンのような２５０℃で３０秒保持して空冷するといった短時間熱処理でも、十分な高融点金属間化合物を形成することが出来る。図６は、Ｓｎが液相となったため、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相が粗大化し、Ｓｎ中に高融点金属間化合物が形成している状態を示す電子顕微鏡写真である。この図に示すように、短時間加熱でも、Ｓｎが液相となったため、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相が一気に粗大化し、Ｓｎ中に高融点金属間化合物が形成されている。
【実施例】
【００２８】
以下、本発明について実施例により具体的に説明する。
表１は、ＣｕＳｎ系合金について、また、表２は、ＳｎＭｎ系合金について、それぞれ、はんだ付け時のぬれ性とはんだ付け後の２５０℃再加熱時のはんだ付け部強度を記した組成の比較表である。製法については、急冷箔帯は、単ロール液体急冷法にて目的組成の溶湯を回転銅ロールに押し付け目的の箔帯を作製している。粉末は窒素を噴霧ガスとして用い、溶湯温度を目的組成の融点より３００℃上まで加熱し、噴霧圧０．４５ＭＰａにて急冷粉末を得た。これを篩い分級により目的粒度の粉末を得ている。通常凝固材は、目的組成の凝固材を粉砕処理にて実施例の比較材を得ている。なお、粒径については累積体積５０％の平均粒径Ｄ50にて表記している。得られた粉末は、常温樹脂に埋め込み可能後、湿式研磨にて断面出しおよび鏡面仕上げを行い、電子顕微鏡観察試料とした。電子顕微鏡観察前にＡｒイオンによりミリング処理を行い、表面研磨の影響層を除去した。高分解能電子顕微鏡はフィールドエミッション型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用い、本発明鋼の内部組織を観察した。
【００２９】
表１、２中、はんだ付け時のぬれ性の評価については、Ｃｕ板上、またはＭｎ板上にはんだを塗布した状態で加熱後のはんだ塗布部の変化を確認し、◎：ぬれ性が優れている（はんだが十分に広がる）、○：ぬれ性が良い（はんだが広がる）、×：ぬれ性が悪い（はんだが塗布状態から広がらない）とした。また、２５０℃加熱時の粘性についての評価については、厚み１ｍｍのＣｕ板同士、またはＭｎ板同士を５０μｍのはんだ層の間隔で配置できる冶具を用いて位置決めし、これで接合を実施した場合に、接合後のＣｕ位置変化、またはＭｎ位置変化（はんだ相の厚みばらつき）を測定した。
◎：ばらつきが±１μｍ未満、○：ばらつきが±５μｍ未満、×：ばらつきが±５μｍ以上で評価した。また、２５０℃再加熱時の強度評価は、○強度が優れている、×強度がない（せん断強度測定限界以下≒０ＭＰａ）。
【００３０】
【表１】
表１に示すように、Ｎｏ．１〜７は本発明例であり、Ｎｏ．８〜１３は比較例である。
【００３１】
比較例Ｎｏ．８およびＮｏ．９は本発明例Ｎｏ．１およびＮｏ．２と同一組成であるが、急冷凝固を施していないため、組織中にＣｕ6 Ｓｎ5 相を１μｍ以下で微細分散させることが出来ず、粗大なＣｕ6 Ｓｎ5 相とさらにＣｕ3 Ｓｎ相が形成されており、ぬれ性を確保するＳｎ相が均一分散できていない。そのため、はんだ付け時のぬれ性が悪い。比較例Ｎｏ．１０はＳｎが１００％の成分組成のものであり、２５０℃加熱時は完全に液相となるため粘性のばらつきが大きく、かつ金属間化合物の生成もないため２５０℃再加熱時の強度がない。
【００３２】
比較例Ｎｏ．１１は本発明鋼Ｎｏ．４と同一組成でありガスアトマイズにより粉末を得ているが、粒度が大きいため冷却速度１００℃／ｓを確保できず、組織中にＣｕ6 Ｓｎ5相を１μｍ以下で微細分散させることが出来ず、粗大なＣｕ6 Ｓｎ5 相とさらにＣｕ3 Ｓｎ相が形成されており、ぬれ性を確保するＳｎ相が均一分散できていない。そのため、はんだ付け時のぬれ性が確保できない。比較例Ｎｏ．１２はＣｕが５５％、Ｓｎが４５％の成分組成のものであり、このものは、はんだ付けぬれ性が悪く、溶合しないため強度の測定が出来なかった。
【００３３】
比較例Ｎｏ．１３はＣｕが６０％、Ｓｎが４０％の成分組成のものであり、このものは、比較例Ｎｏ．１２と同様に、はんだ付けぬれ性が悪く、溶合しないため強度の測定が出来なかった。これに対し、本発明例Ｎｏ．１〜７はいずれも本発明の条件とする成分組成を満足していることから、はんだ付けぬれ性、２５０℃加熱時の粘性、および２５０℃再加熱時の強度について優れていることが分かる。
【００３４】
【表２】
表２に示すように、Ｎｏ．１〜５は本発明例であり、Ｎｏ．６〜１１は比較例である。
【００３５】
比較例Ｎｏ．６およびＮｏ．７は本発明例Ｎｏ．１およびＮｏ．２と同一組成であるが、急冷凝固を施していないため、組織中にＭｎＳｎ2 相を１μｍ以下で微細分散させることが出来ず、ぬれ性を確保するＳｎ相が均一分散できていない。そのため、はんだ付け時のぬれ性が悪い。比較例Ｎｏ．８はＳｎが１００％の成分組成のものであり、２５０℃加熱時は完全に液相となるため粘性のばらつきが大きく、かつ金属間化合物の生成もないため２５０℃再加熱時の強度がない。
【００３６】
比較例Ｎｏ．９は本発明鋼Ｎｏ．４と同一組成でありガスアトマイズにより粉末を得ているが、粒度が大きいため冷却速度１００℃／ｓを確保できず、組織中にＭｎＳｎ2 相を１μｍ以下で微細分散させることが出来ず、ぬれ性を確保するＳｎ相が均一分散できていない。そのため、はんだ付け時のぬれ性が確保できない。比較例Ｎｏ．１０はＭｎが２５％、Ｓｎが７５％の成分組成のものであり、このものは、はんだ付けぬれ性が悪く、溶合しないため強度の測定が出来なかった。
【００３７】
比較例Ｎｏ．１１はＭｎが４０％、Ｓｎが６０％の成分組成のものであり、このものは、比較例Ｎｏ．１０と同様に、はんだ付けぬれ性が悪く、溶合しないため強度の測定が出来なかった。これに対し、本発明例Ｎｏ．１〜５はいずれも本発明の条件とする成分組成を満足していることから、はんだ付けぬれ性、２５０℃加熱時の粘性、および２５０℃再加熱時の強度について優れていることが分かる。
【図面の簡単な説明】
【００３８】
【図１】ＣｕとＳｎの２元系平衡状態図である。
【図２】ＭｎとＳｎの２元系平衡状態図である。
【図３】ＳＥＭにてメルトスパン法によるＳｎ−Ｃｕ組成例の合金の急冷箔帯断面を示す電子顕微鏡写真である。
【図４】表面ミリングを施し、更に高分解能を有する電子顕微鏡にて観察を行った結果の電子顕微鏡写真である。
【図５】Ｃｕ6 Ｓｎ5 相がＳｎ相中に粗大化している組織となっていることを示す電子顕微鏡写真である。
【図６】Ｓｎが液相となったため、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相が粗大化し、Ｓｎ中に高融点金属間化合物が形成している状態を示す電子顕微鏡写真である。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｎと他の金属Ｍからなる合金であって、ＳｎとＭで構成される金属間化合物からなる相をＳｎ基地中に１μｍ以下の微細粒子として分散させた状態にあることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
【請求項２】
請求項１に記載された金属間化合物は、ＳｎとＭとで構成される金属間化合物のうち最もＳｎの含有量の多い金属間化合物であることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
【請求項３】
請求項１または２に記載の金属ＭがＣｕまたはＭｎであって、該ＣｕまたはＭｎとＳｎで構成される金属間化合物からなる相が、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相またはＭｎＳｎ2 相であることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
【請求項４】
請求項１または２に記載の金属ＭがＣｕからなる合金であって、Ｃｕが１０〜３８質量％で残部がＳｎおよび不可避的不純物からなる組成であることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
【請求項５】
請求項１または２に記載の金属ＭがＭｎからなる合金であって、Ｍｎが４〜１８質量％で残部がＳｎおよび不可避的不純物からなる組成であることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれか１項に記載の合金組成の溶湯を急冷凝固させることにより、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相またはＭｎＳｎ2 相を１μｍ以下の微細相としてＳｎ中に分散させたことを特徴とする鉛フリー接合用材料の製造方法。
【請求項７】
急冷速度が１００℃／秒以上であることを特徴とする、請求項６に記載の鉛フリー接合用材料の製造方法。
【請求項１】
Ｓｎと他の金属Ｍからなる合金であって、ＳｎとＭで構成される金属間化合物からなる相をＳｎ基地中に１μｍ以下の微細粒子として分散させた状態にあることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
【請求項２】
請求項１に記載された金属間化合物は、ＳｎとＭとで構成される金属間化合物のうち最もＳｎの含有量の多い金属間化合物であることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
【請求項３】
請求項１または２に記載の金属ＭがＣｕまたはＭｎであって、該ＣｕまたはＭｎとＳｎで構成される金属間化合物からなる相が、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相またはＭｎＳｎ2 相であることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
【請求項４】
請求項１または２に記載の金属ＭがＣｕからなる合金であって、Ｃｕが１０〜３８質量％で残部がＳｎおよび不可避的不純物からなる組成であることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
【請求項５】
請求項１または２に記載の金属ＭがＭｎからなる合金であって、Ｍｎが４〜１８質量％で残部がＳｎおよび不可避的不純物からなる組成であることを特徴とする鉛フリー接合用材料。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれか１項に記載の合金組成の溶湯を急冷凝固させることにより、Ｃｕ6 Ｓｎ5 相またはＭｎＳｎ2 相を１μｍ以下の微細相としてＳｎ中に分散させたことを特徴とする鉛フリー接合用材料の製造方法。
【請求項７】
急冷速度が１００℃／秒以上であることを特徴とする、請求項６に記載の鉛フリー接合用材料の製造方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【公開番号】特開２０１１−４１９７９（Ｐ２０１１−４１９７９Ａ）
【公開日】平成２３年３月３日（２０１１．３．３）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１０−１６１５７８（Ｐ２０１０−１６１５７８）
【出願日】平成２２年７月１６日（２０１０．７．１６）
【出願人】（０００１８００７０）山陽特殊製鋼株式会社 (601)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２３年３月３日（２０１１．３．３）
【国際特許分類】
【出願日】平成２２年７月１６日（２０１０．７．１６）
【出願人】（０００１８００７０）山陽特殊製鋼株式会社 (601)
【Ｆターム（参考）】
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