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    本發明係關於一種由Sn-Ag-Bi-In系合金所形成之用於電力裝置等中、不會產生電遷移而可耐受高電流密度之焊接接頭。該焊接接頭係由本質上由2~4質量%之Ag、2~4質量%之Bi、2~5質量%之In、其餘部分為Sn所構成之焊料合金所形成。該焊料合金亦可進而含有Ni、Co及Fe之一種以上。
    公开号:TW201302366A
    申请号:TW101106527
    申请日:2012-02-29
    公开日:2013-01-16
    发明作者:Hans-Jurgen Albrecht；Klaus Wilke；Katsuaki Suganuma；Minoru Ueshima
    申请人:Senju Metal Industry Co；
    IPC主号:B23K35-00
    专利说明:
    電力裝置用之焊料合金與高電流密度之焊接接頭
    本發明係關於不會因電致遷移(electromigration)(電蝕)而遭受損傷之可耐受高電流密度之焊料合金及焊接接頭。進而本發明係關於使用該焊接接頭之電子元件(電子裝置)，尤其是電力裝置。
    焊接為使電子裝置與電路基板或其他基板電性連接之方法最普遍使用之方法。隨著電子裝置愈來愈小型化，電子裝置與其他構件連接之焊接接頭同樣的變小，由於如此形狀變小，故使各接頭中之電流密度變得極大。如今，電子裝置用途中通常使用之焊接接頭反而為電流密度小者。然而，對於將來在聲稱5~100kA/cm2之高電流密度下仍可長時間信賴地使用之焊接接頭之需求則受到期待。尤其在油電混合車、變頻器等中使用之電力裝置等之電力設備中將預期會有該種高電流密度。
    且，過去之電子裝置為於電腦基板等之數位電路用中所用者雖受到矚目，但最近電調理器或空調等之白色家電亦進展至電腦化，使大電流之電子裝置已普及。近幾年來，汽車之控制亦已進展電子化，亦已出現油電混合車或電動汽車等之大部分以電子零件構成之汽車。
    控制該等大電流之電子裝置中，有處理1A以上電流之稱為電力裝置(電力用半導體元件)者，不僅包含功率電晶體或功率二極體等之半導體，亦包含變頻器或電力模組等之零件化者。
    電力裝置由係處理高電壓、大電流，故自其內部之發熱較大，於Cu基底散熱板、絕緣基板、矽元件為了散熱大多以焊料接合，且於以打線黏合之接合為了散熱亦於焊墊(land)之間使用焊料接合。於該等接頭部會有因流通大電流而使電流密度增大，引起Cu焊墊或Ni焊墊之Cu或Ni於焊料中移動之電致遷移並引起缺陷之情況。
    由於大電流流動時發生之電子流動而使金屬原子於電子流動方向移動。電致遷移有成為接頭之於陰極側發生孔洞及龜裂之原因，於陽極側則引起焊料擠出(extrusion)及金屬間化合物成長之情況。此種微細組織之變化及由此所致之溫度上升會有於焊接接頭中產生如破裂之損傷之情況，如此損傷於與焊接接頭連接之電子元件會有部分或全體成為功能不全之情況。
    以往之電力裝置用之焊料，由於電力裝置之電流密度大而自電力裝置發生之熱量較多，故係使用熔融溫度為300℃左右之Pb-5質量% Sn或Pb-10質量% Sn等之高溫焊料。基於對於環境之疑慮，雖已探討電力裝置中使用之焊料之無鉛化，但對於電力裝置最適宜之無鉛焊料組成則尚未決定出。
    目前，作為電力裝置用之無鉛焊料，前述之Sn-5Sb焊料或Sn-10Sb焊料則已充分悉知。且，本發明人已揭示含有固相溫度為260℃以上之Bi系焊料粉末與熱硬化性接著劑之焊料膏(專利文獻1)。
    又，作為Sn-Ag-Bi-In組成之焊料合金，已公開有「無鉛焊料合金，其特徵為含有0.8重量%以上且5重量%以下之Ag與分別為0.1重量%以上且兩者合計為17重量%以下之In及Bi，其餘部分為Sn及不可避免雜質所成」(專利文獻2)及「焊料材料，其特徵為以Sn及Ag為基本組成，且Ag之含量為0.1~20重量%之合金，其中含有0.1~25重量%之Bi、0.1~20重量%之In之任一種以上，其餘部分為Sn所成」(專利文獻3)等。 [先前技術文獻] [專利文獻]
    專利文獻1：特開2005-72173號公報
    專利文獻2：特開平9-70687號公報
    專利文獻3：特開平8-206874號公報
    隨著電子裝置之愈加小型化，連接電子裝置之內部元件之焊接接頭及使電子裝置與其他構件連接之焊接接頭之大小同樣變小，由於如此形狀縮小，使各接頭之電流密度變得極大。且，由於與電子設備之電路基板之電極連接之電子裝置變小，使電阻變大且使各接頭中之電流密度變得極大。如此電流密度增大的接頭會發生電致遷移。此係金屬原子移動之現象，由於會於接頭在陽極側發生孔洞及龜裂，且在陰極側引起焊料擠出(extrusion)及金屬間化合物成長，故會縮短電子裝置及電子設備之壽命。
    再者，隨著電子裝置之小型化亦使連接電子裝置與印刷基板之接合部微細化，由於電流流經該微細部分，故亦使微細圖型之印刷基板配線用之焊接接頭之電流密度加大，並發生電致遷移而成為問題。
    本發明欲解決之課題係開發一種即使將功率二極體等電流密度極大之電子零件，或具有微細圖型之小型電子裝置接合於電路基板上時，仍不會發生電致遷移之焊料合金。
    本發明之發明人等發現電致遷移發生之原因係由於電子裝置或電子設備之電路基板作動而產生之電流而使電子朝與電流相反方向移動，因此在電子移動之同時接頭部分之金屬亦移動而使接頭在陽極側發生孔洞或龜裂，因此藉由控制電子設備之於電路基板之接頭部分處之金屬原子之劇烈移動，可緩和電致遷移，因而完成本發明。
    本發明為適於功率二極體等之電流密度極大之電子零件或具有微細圖型之小型電子裝置之組裝之焊料合金，其係本質上由2~4質量%之Ag、2~4質量%之Bi、2~5質量%之In、其餘部分為Sn所構成之焊料合金，及使用該焊料合金使小型電子裝置接合於電路基板上之焊接接頭。
    本發明之焊料合金，其進而含有0.01~0.3質量%之Ni、0.01~0.32質量%之Co、及0.01~0.1質量%之Fe之至少一種。
    又，本說明書中，規定焊料合金組成之說明中僅表示為「%」者係「質量%」之意。
    利用本發明之焊料合金及焊接接頭構成之電子裝置，及使用該等電子裝置接合於電路基板上時之接頭可有效防止電致遷移。
    本發明中，由於電致遷移係因電子之移動而使焊墊(land)之金屬例如Cu於接頭之焊料合金中移動並擴散而發生，故若焊料合金可控制焊墊金屬例如帶有電荷之Cu之朝焊料合金中遷移，則即使為例如電流密度高之接頭，仍可阻止焊墊之Cu或Cu焊墊與焊料合金之接合面中形成之金屬間化合物於焊料合金中之移動，而不會發生孔洞或龜裂。
    至於本發明之焊料合金控制金屬原子移動之方法係考慮兩種方法。
    第一種方法為抑制以Sn之基質形成之焊料合金內部之Cu原子擴散，不使電流急遽流動之方法，對於電致遷移之防止亦有效。
    具體而言，藉由添加對焊料合金之金屬晶格賦予形變之金屬，使移動之金屬(Cu或Ni)難以移動之方法，本發明係藉由添加Bi或Sb使金屬晶格形變，可抑制電流之急遽流動。該方法由於Bi比Sb之原子半徑大，故可賦予更大之晶格形變。因此，本發明中係使用Bi。
    圖1顯示過去之SnAgCu合金等之不含Bi之情況，與如本發明之含Bi之情況進行比較之金屬晶格之模型。圖1(a)為過去例，可知Cu原子容易通過Sn晶格。圖1(b)為如本發明之添加Bi時，由於Bi原子使晶格形變，故使Cu原子難以通過Sn晶格。又，圖中為簡單說明，In原子、其他原子則省略。
    又，可明瞭使焊料合金擴散之Cu原子其結晶方位越對齊越容易擴散，若焊料合金之結晶方位變得分散時，Cu之急遽擴散消失。尤其由於朝向結晶方位之c軸方向擴散急遽，故若使c軸與電流之方向不一致時，可抑制以Sn之基質形成之焊料合金內部之Cu擴散，使Cu不會急遽擴散。本發明係添加In作為可抑制結晶方位對齊之金屬，而抑制電致遷移。
    第二種方法為在Cu等之焊墊中使用之金屬與焊料合金之界面處形成金屬間化合物之反應層之方法，本發明中係使用In、Ni、Co。焊墊中使用之Cu與焊料合金中之In、Ni、Co反應生成之金屬間化合物層之周邊電流難以流通。然而，以該方法生成之金屬間化合物之反應層周邊為抑制電流流通之區域，係為有效部分。因此，相較於發揮全面效果之方法的電流難以在焊料合金內部流通之第一種方法，效果較差。本發明使用全面有效的焊料合金內部Cu難以擴散之方法與部分有效的Cu等之焊墊中使用之金屬與焊料合金之界面形成金屬間化合物之反應層之方法二者，可獲得最終電致遷移之產生較少之焊接接頭。
    本發明之焊料合金為了控制金屬原子之移動並防止電致遷移，而在Sn-Ag焊料中添加In或Bi以賦予焊料合金之金屬晶格形變，控制焊料合金之結晶方位。本發明之焊料合金為如專利文獻2或專利文獻3中之Sn-Ag-In-Bi焊料組成，且係焊料組成落入低溫焊料之區域者。
    然而，電致遷移成為問題之電子裝置或基板係如電力裝置之流經大電流之電子裝置或CPU等之微細圖型之電子裝置或搭載該裝置之基板等，全部之共通點為電流密度高，且因大電流而產生熱。
    本發明之控制金屬原子移動並防止電致遷移之焊料組成僅係偶爾稱為「低溫焊料」之區域之焊料組成，於電致遷移成為問題之電子裝置或基板，由於大電流所致之發熱成為問題，故為使用稱為「高溫焊料」之熔融溫度高之「高溫焊料」合金之領域。電致遷移成為問題之電子裝置或基板即使使用如專利文獻2或專利文獻3之僅用以使焊料之熔融溫度降低而添加In或Bi之焊料組成，電流密度仍高，於焊接接頭仍會流經大電流，而會使焊接接頭部分局部熔融，關於電致遷移亦無法控制金屬原子之移動，而增加電致遷移。
    本發明之電力裝置用之焊料合金適用於空調或電子鍋、工作機械等所使用之IGBT(絕緣閘極雙極電晶體)或MOS FET(MOS型場效電晶體)等之功率電晶體。
    IGBT之概略圖示於圖2。圖中，在銅基底散熱板25上設置晶粒黏合電極部，接著於其上設置焊料層27。焊料層27進行透過於載置於其上之IC晶片22上形成之鍍敷層24與IC晶片連接。再者，自IC晶片22上部形成之電極，朝向Cu引腳框架20配線有Cu接線21。IC晶片22與Cu接線21及Cu接線21與引腳框架20係以焊接接頭26接合。
    尤其，電力裝置之射極與集電體之連接接頭使用本發明之焊料合金時，可提高端子間之電流密度，亦可維持長時間之品質故較佳。
    又，本發明之電力裝置用之焊料合金不僅使用於電力裝置之內部，亦使用於如電力裝置與印刷基板之接頭等之裝置與印刷基板之間之電流量多之接頭，或CPU與印刷基板之間之電流密度較高之部分之接頭中，而可防止於Cu或Ni等焊墊上發生之電致遷移。該電子裝置與印刷基板之接合較好使用與一般使用之Sn-3.0 Ag-5.0 Cu相同之回焊溫度曲線。
    亦即，本發明之電力裝置用之焊料合金可使用於具有使5~100kA/cm2之電流密度之電流流過之焊接接頭之電力裝置中。再者亦可使用於構成使5~100kA/cm2之電流密度之電流流過之接頭之電力裝置對印刷基板之安裝。
    本發明之電力裝置用之焊料合金在作為裝置組裝時於使電子裝置內部到達150℃前後之溫度條件具有優異之可保證之耐熱性。然而，電力裝置由於操作1A以上之大電流，故使焊料合金之固相線溫度過度降低時，焊接接頭會成為半熔融狀態，而無法控制金屬原子之移動。關於Bi：
    由於藉凝固偏析使Bi單相晶出於焊料帶(fillet)全體上，故對焊料接合部局部提高電流密度時，焊料本身因焦耳熱而發熱，而瞬間超過150℃，使一部份溶解。通常熱循環試驗或如過去之間距較寬電流量較小之電力循環試驗，即使發生焦耳熱，藉由熱擴散亦不會局部使焊料帶之一部份之溫度上升，由於使溫度平均地上升，故不成太大問題，另外，由於緩慢地進行升溫，故Bi單相再固溶於Sn基質中，使低熔點層消失，而不會有因Bi之偏析造成之再熔融之顧慮。
    然而，電流密度高之本發明中之焊接接合部之Bi含量超過4%時，Bi於焊接帶全體上偏析，若Bi所偏析之部分之電流密度變高，則由於Bi本身帶有為Sn之約5倍以上之電阻值，進而使發熱變得劇烈，且由於熱傳導率亦為Sn之約1/7、Cu之1/40而非常差，故產生之熱難以散熱，而加速局部加熱。於再熔融部分由於Cu之擴散益發劇烈，故電致遷移局部的進行，而縮短直至斷線前之壽命。亦即，即使為有效使Sn之結晶晶格發生形變且抑制Cu擴散之Bi，於Sn基質中晶出之Bi單相本身抑制Sn基質中之Cu擴散早已無效，或存在電流密度高之部分時會助長發熱，而妨礙散熱，由於使耐電致遷移性大幅下降，故以使焊料帶凝固時之Bi單相偏析較少之方式，將Bi含量設為4%以下。關於In：
    藉由添加In使與Cu配線之反應層自Cu6Sn5變化成Cu6(SnIn)5，進而固熔於Sn基質中，使結晶晶格形變，抑制Cu之擴散，而改善耐電致遷移性。另一方面，增加In添加量時固相線溫度下降，尤其在如125℃之高溫下無法期待因In所致之固熔硬化，亦即，In原子變成無法使Sn基質之結晶晶格形變，因熔點降低而加速在Sn基質中之相互擴散，使耐電致遷移性降低。再者，在125℃之高溫下β-Sn相之一部份狀態變化成γ-SnIn相，使Sn、In原子之擴散變劇烈同時形成較多之原子空孔。由於透過原子空孔Cu更容易擴散，故必須極力避免在高溫下朝γ-SnIn相之狀態變化。因此，In添加量設為5%以下。若可以，較好為4%以下。然而，In添加量未達2%時與Cu電極之反應層中之In濃度低，成為發生較多之電致遷移。
    一般固相線溫度之降低由於使高溫下之原子擴散或原子空孔之形成活潑化，故對於必須抑制Cu擴散之電致遷移之抑制期望固相線溫度較高之焊料。然而，已查明因添加Bi固熔硬化亦維持在200℃，而可抑制Sn中轉移之移動或原子空孔之形成，進而，因低熔點化造成之β-Sn中之Cu擴散加速所致之電致遷移之問題藉由調整In之添加量並抑制與電極之反應層中之Cu之擴散，而發現將因熔點降低所致之耐電致遷移性之降低抑制至最小限度之In添加量。
    本發明之電力裝置用焊料合金亦與含Bi與In之所謂低溫焊料之組成無關，即使使用於電力裝置內部之連接接頭中亦具有在150℃前後之耐熱性，且即使為5~100kA/cm2之高電流密度，仍不會因電致遷移而遭受損傷。因此，利用本發明之焊料合金製作之電力裝置之長期間安定而可作動。且，藉由印刷基板之安裝，將本發明之焊料合金使用於電力裝置與印刷基板之配線之接頭或微細配線之CPU等與印刷基板之配線之接頭等時，即使為發生5~100kA/cm2之高電流密度之接頭，仍不會產生電致遷移，故可獲得長時間安定之品質。
    本發明為本質上由2~4質量%之Ag、2~4質量%之Bi、2~5質量%之In、其餘部分為Sn所構成之合金。Ag：3.2%以下亦可。In：4.5%以下亦可。
    上述合金較好亦進而含有0.05~0.2質量%之Ni、0.05~0.2質量%之Co、及0.02~0.1質量%之Fe之至少一種。
    本發明之該焊接接頭可由本質上由2~4質量%之Ag、2~4質量%之Bi、2~5質量%之In、其餘部分為Sn所構成之合金形成。
    構成上述接頭之合金較好亦可進而含有0.05~0.2質量%之Ni、0.05~0.2質量%之Co、及0.02~0.1質量%之Fe之至少一種。
    本發明之該焊接接頭可無限制地使用於特定之電子裝置中，但使用於如電力裝置等消耗大電力之電子裝置中時，可特別有效地防止電致遷移。
    本發明之該焊接接頭可以各種形狀形成。例如，在電力裝置之內部考慮利用打線接合或預成型物(preform)、焊球、焊膏之回焊焊接之覆晶安裝等之方法。
    對電力裝置與印刷基板之安裝或對CPU或印刷基板之安裝可藉由使電子元件之引腳或電極噴流附加焊料進行接合而形成。或者，亦可使焊膏、焊球、或各種預成型體施加回焊焊料而形成。另外，本發明之該焊接接頭亦可以手(手動)施加焊料而形成。該等係依據電力裝置為分離型或面安裝型而決定。
    限制上述合金中之各組成成分範圍之理由如下。 針對以SnAgBiIn合金之電致遷移之改善
    Ag量係基於焊料之熔融溫度、耐熱疲勞特性之觀點而決定。Ag少於2%時熱疲勞特性降低。另一方面，超過4%時由於液相線上升，故孔洞數量增加，使焊接接頭之品質下降。因此本發明之Ag量為2質量%以上4質量%以下。
    尤其，使用焊球形成凸塊時，與焊球之直徑相同程度之粗大Ag3Sn化合物於附加焊料時會晶析，隨後於對於主機板之安裝或覆晶安裝中，晶析出該種粗大化合物，而成為附加焊料不良之主因。因此，增大本發明中之Ag之添加量時，粗大之Ag3Sn之晶析會因緩慢冷卻而變得顯著，故為避免該問題，Ag量更好為3.5%以下，為降低初晶之晶析，改善焊接接頭之信賴性，Ag量宜為2.5%以上。因此更佳之Ag量為2.5質量%以上3.5質量%以下。
    Bi係與Sn基質構成固熔體，抑制Sn基質中之Cu擴散。固熔於Sn基質中之Bi產生晶格形變，而抑制基質內之Cu原子之擴散。
    電致遷移容易在150℃左右之高溫下發生。因此，在該高溫下藉由添加Bi而維持固熔硬化之狀態係為重要。一般，固熔硬化之狀態於如150℃之高溫下加熱焊接接頭時會消失，進而，由於在150℃下Bi對Sn之固熔限度為10%以上，就Bi而言，認為Sn基質中之Bi原子擴散劇烈，而使Sn晶格形變獲得緩和。已查明添加2%以上之Bi時，即使在150℃以上之高溫化下，仍可持續固熔硬化，藉由持續固熔硬化而發生之Sn晶格形變之存在將抑制Cu原子之擴散。在160℃下之拉伸強度於SnAg0.5Cu、Sn3Ag0.8Cu3Bi分別為19MPa與28MPa，在200℃下亦為13MPa與20MPa。Bi未達2質量%時，無法發揮固熔硬化，不會出現Sn晶格形變。然而，添加過量Bi時，除前述之固相線溫度下降之觀點以外，藉由附加焊料時之凝固偏析，在139℃晶析出熔融之低熔點相(低溫相)。由於焊接接頭中之該低溫相之存在，焊接接頭會有加熱至如150℃以上之高溫之情況，故此時無法避免液相生成。因此，因熱疲勞造成之應力負荷增大，使龜裂一口氣進展。為此，將Bi添加量設為4%以下，本發明之Bi添加量為2質量%以上、4質量%以下。
    例如，Sn3.0Ag0.8Cu5Bi焊料合金由於凝固偏析使Bi晶析於焊接接頭之帶部全體上。4%Bi之添加使Bi以10微米左右之大小晶析，並分散於全體中，但Bi濃化之區域尚不會貫穿帶部全體。然而，添加7%以上之Bi時，Bi之偏析區域將貫穿帶部。如此，若使焊接接頭急速暴露於150℃之高溫時，由於液相部分貫穿帶部，故例如可抑制Cu原子之擴散，亦可防止電致遷移，使熱疲勞特性顯著下降。因此，如此高的Bi含量不適用於使大電流流過且亦要求高的信賴性之焊接接頭。
    Bi之添加量限定在4%以下，較好為3%以下。Bi含量為3%以下時，帶部之數個部位確認有Bi偏析，該Bi偏析部在139℃再熔融亦可防止龜裂進展。且，In之添加不會改變Bi之偏析傾向。
    In與Bi同樣，係與Sn形成固熔體，對Sn基質賦予晶格形變。藉由添加In使固熔硬化在如160℃之高溫下仍可維持。相較於Bi其效果雖較小，但In亦可抑制Sn基質內之Cu擴散。
    Sn合金中添加2~5%之In時，初晶不為β-Sn，而成為γ-SnIn，晶析出之γ-SnIn相在100℃以下藉由固相形態變化而成為β-Sn相。經如此固相形態變化之β-Sn相成為結晶粒子微細化，大小為50μm以下，結晶方位成為無規。β-Sn相中c軸方向之Cu原子之擴散速度加速。焊接接頭部之結晶粒變大時，上述c軸方向與電流流過之方位一致之概率較高。再者，結晶粒較大，前述概率亦高，故Cu原子可擴散之距離變長，自Cu電極擴散到焊料中之Cu量增加，極容易在短時間因電致遷移引起Cu電極之斷線。然而，結晶粒較小時，即使數個結晶粒之c軸與電流之方位一致，結晶粒本身仍小而抑制自Cu電極移動到焊料中之Cu總量，結果使因電致遷移而使導電路斷線為止之壽命增長。
    In添加量少於2%時，作為初晶，γ-SnIn相大體上不會產生晶析。自凝固初期晶析出β-Sn相，並連續成長。因此，不會產生因固相反應之形態變化，而使粗大之β-Sn結晶之c軸方向與電流方位一致。因此，於焊接接頭Cu原子擴散變得激烈，而於短時間內產生斷線。
    另一方面，添加超過5%之In時，在室溫下雖生成β-Sn相，但在150℃下β-Sn相與γ-SnIn之比例成為約7：3。此意指焊接接頭在使用中產生形態變化。倘若，引起自該種β-Sn朝β-Sn與γ-SnIn之相形態變化時，會使焊接接頭變形，引起與鄰接電極之短路。因此，In含量限定在5%以下。本發明之In量為2質量%以上，5質量%以下。較好為3質量%以上，4質量%以下。
    藉由添加In可直接抑制電致遷移。通常，於Cu電極與焊料合金之界面形成Cu6Sn5或Cu3Sn等之金屬間化合物，但該等金屬間化合物相(以下亦稱「反應相」)中之Cu原子之移動加速，因電致遷移使Cu6Sn5中之Cu原子擴散到Sn基質中，使此種金屬間化合物相容易消失。金屬間化合物相消失後，Cu電極與Sn基質直接接觸，使Cu之擴散更為快速，而在短時間內斷線。另一方面，藉由使金屬間化合物相成為Cu6(SnIn)5，可抑制因電流引起之Cu原子之擴散。因此可有效地防止因電致遷移造成之金屬間化合物相之析出。In含量設為1%以上，較好為2%以上。另一方面，於In為5%以下之焊料中，與Cu電極之反應相中之In含量成為7%以下。換言之，Cu6(SnIn)5反應相中之In含量較好為7%以下。
    Ni：0.01~0.3%之添加亦有抑制電致遷移之效果。藉由於SnAgBiIn合金中添加Ni，可使反應相自Cu6(SnIn)5變化成(CuNi)6(SnIn)5，可抑制Cu擴散。Ni添加量少於0.01%時，會有一部份Cu6(SnIn)5反應相未變化而殘留之情況。電流密度較高之區域與該殘留之Cu6(SnIn)5反應相一致時，Cu擴散加速，最終在短時間斷線。該情況下，Ni添加量較好為0.1%以上。進行附加回焊焊料時，以使回焊時之加熱溫度不超過260℃。通常，該溫度為240℃以下。添加超過0.1%之Ni時，液相線超過240℃。在240℃會殘留少量Ni3(SnIn)4，但對附加焊料幾乎無影響。然而，Ni含量超過0.3%時，視情況超過0.2%時，會產生不良影響，例如孔洞量增加。
    然而，由於殘留Ni3(SnIn)4，故可有效地防止回焊時Cu朝焊料中之溶解，其結果，可防止斷線發生並延長使用壽命。較佳之Ni添加量為0.01~0.2%，更好為0.1~0.15%。
    Co：0.01~0.3%之添加亦具有抑制電致遷移之效果。藉由於SnAgBiIn合金中添加Co，可使反應相自Cu6(SnIn)5變化成(CuCo)6(SnIn)5，可抑制Cu擴散。Co添加量少於0.01%時，視情況少於0.02%時，會有一部份Cu6(SnIn)5反應相不變化而殘留之情況。電流密度高之區域與該殘留之Cu6(SnIn)5反應相一致時，該區域中之Cu擴散加速，最終在短時間內斷線。Co添加量較好為0.1%以上。進行附加回焊焊料時，以使回焊時之加熱溫度不超過260℃。通常，該溫度為240℃以下。添加超過0.05%之Co時，液相線超過240℃。在240℃會殘留少量的Co(SnIn)2，但對附加焊料幾乎無影響。然而，Co含量尤其在超過0.3%時，視情況超過0.2%時，會產生不良影響，例如孔洞量增加。然而，由於殘留Co(SnIn)2，故可有效地防止回焊時Cu朝焊料中之溶解，其結果，可防止斷線發生並延長使用壽命。較佳之Co添加量為0.05~0.2%，更好為0.05~0.15%。
    另外，藉由添加Co，使反應相(CuCo)6(SnIn)5成為平滑表面，並形成反應層且厚度均勻。Co添加未達0.01%會使反應相(CuCo)6(SnIn)5之凹凸激烈，電流集中於反應層較薄部分時由於電致遷移使反應相容易消失。反應相消失後，Cu電極與焊料電成直接接觸，Cu自Cu電極擴散到焊料更加快速，而在短時間內斷線。
    且，藉由添加Co，使反應相附近之β-Sn之結晶粒微細化至30μm以下，故可延長直到因電致遷移造成之斷裂之使用壽命。
    本發明之Sn-Ag-Bi-In合金亦可調配少量的Fe。較好，Fe含量於添加時設為0.01~0.1%。 Sn：剩餘部分
    Sn實質上構成該焊料合金之剩餘部分。Sn含量之下限並無特別規定，一般至少為94質量%。
    本發明之焊接接頭中所用之焊料合金可藉焊料合金製造用之一般方法製造，此時之焊料合金可依據使用於形成焊接接頭用之附加焊料之方法分別成形為適當形狀。例如，本發明之該焊料合金可以錠塊、棒狀、圓棒狀、焊球、焊料粉末、或金屬線之形態使用，且，亦可加工成顆粒狀、盤狀之各種預成型體使用。
    使用焊料合金作為焊膏時，可利用慣用手段將焊料合金粉末與適當的助焊劑混合。 實施例
    為調查本發明之該焊接接頭之作用效果，藉由使用焊膏以回焊法附接焊料於Cu製之元件與焊墊，而製作本發明之焊接接頭與過去之焊接接頭，且量測此時之焊接接頭之各種特性。將表1中記載之具有各種焊料合金成分之焊料粉末與助焊劑混合而製作焊膏。
    如圖3所示，焊膏係藉由例如模版(stencil)印刷於電路基板31之銅電極上，接著，將矩形Cu板33置於焊膏之上。電路基板31與銅板33在回焊爐內加熱，使焊膏熔融，接著，使此時之組裝體冷卻，使Cu板33與電路基板31之焊墊32接合獲得焊接接頭34。圖3為示意性顯示此時之電路基板1之樣態。
    熱循環性試驗係以如下要領進行。
    使用厚度1.6mm之6層FR4印刷基板。以與基板電極尺寸相同之開口尺寸使特定焊膏附焊成150μm厚而印刷圖型(1.6×1.2(mm))。以SMT-2000V(SUZUKI製)之自動零件安裝機，將3.2mm×1.6mm×0.6mm尺寸之陶瓷晶片電阻零件安裝於其上後，使用千住金屬製之SNR-825，於高峰溫度240℃、氧濃度500ppm以下進行安裝。
    耐熱疲勞試驗係使用利用空氣循環式之冷熱衝擊試驗機TSA-101(Espec製造)，在+55℃、+125℃下各保持30min，且常溫暴露時間設為0min。每500次循環，使用剪斷強度測定器(Shear Tester)STR-1000(RHESCA製)，測定10~15點之各晶片零件接合部之剪斷強度。剪斷治具之尺寸、速度分別為3mm w×2mm t、5mm/min。
    為了明確焊接接合部之壽命，以3216零件中之最低接合強度設為15N，計算出每500次循環中成為15N以下之累積頻度，累積頻度超過10%之階段設為不合格，以該500次循環前作為焊接接合部之壽命。其結果示於表1。
    電致遷移試驗係以如下要領進行。
    求得相對於電致遷移之電阻性時，將銅板33及電路基板31之焊墊32如圖3所示，連接於適當電源35，使電流流經Cu板33與電路基板31之焊墊32之間。此時之電流係使電路基板31保持在室溫之大氣下之狀態，供給直至電阻增加至5%、10%為止。結束時，以電子顯微鏡觀察焊接接頭34之帶部之底部附近之焊接接頭34之剖面。會觀察帶部之區域，係因為認為該處係電流密度最高之部位之故。
    本例中使用表1所示組成之焊料合金。結果同樣示於表1。
    最後，在回焊之高峰溫度設定在240℃之回焊爐中，以X射線透過裝置確認附加焊料後之電路基板1之焊接帶，調查焊接接頭之孔洞。以接頭剖面之面積比計為20%以上者判定為「×」，10~20%者判定為「△」，未達10%者判定為「○」。結果示於表1。
    圖4為顯示本發明實施例之使電流通過前之銅焊墊之狀態之電子顯微鏡照片。
    圖5為顯示本發明實施例在125℃、20A通電後，電阻值上升5%之銅焊墊之狀態之電子顯微鏡照片。
    圖6為顯示本發明之實施例在125℃、20A通電後，電阻值上升10%之銅焊墊之狀態之電子顯微鏡照片。
    圖5、圖6與通電試驗前之圖4比較時，由於電致遷移，使電路基板之Cu焊墊變得更薄。因此，由圖5及圖6可知，焊接接頭中，以黑色區域顯示之接頭之一部份引起斷裂。該區域在焊接接頭與電路基板之Cu焊墊之間早已沒有連接。
    又，本發明之焊接接頭中所用之SnAgBiIn合金確認具備比SnAgCu合金或SnCu合金之任一種遠遠更優異之耐疲勞特性。
    由以上說明之實驗結果，可知本發明之該焊接接頭即使在5~100kA/cm2範圍之電流密度下長期使用，實質上仍不會引起電致遷移。而且同時，該等之耐熱循環性以及耐疲勞性優異。因此，本發明之焊接接頭特別適用於電流密度高之以大電流作用之電子設備，例如電力裝置及其他電力設備等中。
    20‧‧‧引腳框架
    21‧‧‧接線
    22‧‧‧IC晶片
    24‧‧‧鍍敷層
    25‧‧‧銅基底散熱板
    26‧‧‧焊接接頭
    27‧‧‧焊料層
    31‧‧‧電路基板
    32‧‧‧焊墊
    33‧‧‧銅板
    34‧‧‧焊接接頭
    35‧‧‧電源
    圖1(a)、圖1(b)分別為顯示過去例、本發明例之Sn晶格模型之模式圖。
    圖2為IGBT(絕緣閘極雙極電晶體)之概略圖。
    圖3為顯示本發明實施例之焊料接合之模樣之說明圖。
    圖4為顯示本發明之實施例之使電流通電前之銅焊墊之狀態之電子顯微鏡照片。
    圖5為顯示本發明之實施例在125℃、20A通電後，電阻值上升5%之銅焊墊之狀態之電子顯微鏡照片。
    圖6為顯示本發明之實施例在125℃、20A通電後，電阻值上升10%之銅焊墊之狀態之電子顯微鏡照片。
    权利要求:
    Claims (6)
    [1] 一種焊料合金，其為具有使5~100kA/cm2之電流密度之電流流過之接頭之電子裝置用之焊料合金，其本質上係由2~4質量%之Ag、2~4質量%之Bi、2~5質量%之In、其餘部分為Sn所構成。
    [2] 如申請專利範圍第1項之焊料合金，其本質上係由2.5~3.5質量%之Ag、2~3質量%之Bi、3~4質量%之In，其餘部分為Sn所構成。
    [3] 如申請專利範圍第1或2項之焊料合金，其進而含有由0.01~0.3質量%之Ni、及0.01~0.32質量%之Co、0.01~0.1質量%之Fe選出之一種以上。
    [4] 一種焊接接頭，其為由本質上由2~4質量%之Ag、2~4質量%之Bi、2~5質量%之In、其餘部分為Sn所構成之焊料合金作成之焊接接頭，其特徵係電子裝置內部之焊接接頭，或連接於電子裝置之焊接接頭，且在該焊接接頭之至少一部分流過5~100kA/cm2之電流密度之電流。
    [5] 如申請專利範圍第4項之焊接接頭，其中前述焊接接頭係由於本質上由2~4質量%之Ag、2~4質量%之Bi、2~5質量%之In、其餘部分為Sn所構成之焊料合金中，進而含有0.01~0.3質量%之Ni、0.01~0.32質量%之Co、及0.01~0.1質量%之Fe之至少一種之焊料合金作成。
    [6] 一種電力裝置，其特徵為於裝置內部具有由本質上由2~4質量%之Ag、2~4質量%之Bi、2~5質量%之In、其餘部分為Sn所構成之焊料合金作成之焊接接頭，且於接頭之至少一部分流通5~100kA/cm2之電流密度。
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