钎料合金和使用其的安装结构体的制作方法

本发明主要涉及向形成有电路的金属基底基板上钎焊电子部件所用的无铅钎料合金，和使用了该钎料合金的安装结构体。

背景技术：

近年来，在照明设备领域，从节能的观点出发，进行的是发光二极管(lightemissiondiode，led)的采用。led芯片与现有的荧光灯和白炽灯不同，是被钎焊在基板上，形成led基板。在led基板的钎焊中，从熔点、润湿性、耐热疲劳特性等观点出发，sn-ag系钎料被广泛使用，作为标准无铅钎料合金而广泛使用的是sn-3.0质量％ag-0.5质量％cu。

led在发光时放热，因此在led芯片的使用时，led基板发生温度上升。伴随着led的发光效率的进化，发生的热量变大。但是，一般的led芯片的耐热温度为150℃以下，因此，优选led基板具有高散热性，近年来，除了散热性以外，从成本和重量的观点出发，作为基底金属而使用铜和铝的金属基底基板的开发正在进行。

所谓金属基底基板，是指在基底金属之上隔着绝缘树脂层而配置金属层，由此使电路形成于基底金属之上的基板。金属基底基板与作为一般的电路板的玻璃环氧树脂板相比具有优异的散热性，另一方面，具有比玻璃环氧树脂板更大的线膨胀系数。因此，在钎焊有线膨胀系数小的led芯片这样的电子部件的金属基底基板中，电子部件与金属基底基板之间产生大的线膨胀系数差。这样的安装结构体中的线膨胀系数差，比在玻璃环氧树脂板上钎焊电子部件而成的安装结构体中的线膨胀系数差大，因此，从比使用玻璃环氧树脂板的情况更低的温度起，将金属基底基板上的基板电极和led芯片的部件电极之间接合的钎焊材料会遭受大的热应力。

因此，对于向金属基底基板钎焊led芯片所用的无铅钎料合金而言，除了要求150℃下的耐热疲劳特性以外，还要求其对于因低温所发生的大的应力具有耐受性。但是，在现有的钎料合金中，并未充分具备用于在这样严酷的环境下使用的特性。

作为现有的耐热疲劳特性优异的无铅钎焊材料，在专利文献1中记述有一种无铅钎料合金，其是在含有p的镀ni之上具有镀au的au电极的钎焊所用的钎焊材料，其特征在于，

若设所述钎焊材料中的ag、bi、cu、in的含有率(质量％)分别为[ag]、[bi]、[cu]、[in]，则含有

0.3≤[ag]＜4.0的ag(但是，ag为0.5质量％、1.0质量％的情况除外)、

0≤[bi]≤1.0的bi、

0.2≤[cu]≤1.2的cu，

在0.2≤[cu]＜0.5的范围内，含有6.0≤[in]≤6.8的范围内的in，

在0.5≤[cu]≤1.0的范围内，含有5.2+(6-(1.55×[cu]+4.428))≤[in]≤6.8的范围内的in，

在1.0＜[cu]≤1.2的范围内，含有5.2≤[in]≤6，8的范围内的in，

余量仅为87质量％以上的sn。

另外，在专利文献2中记述有一种无铅钎料合金，其是在sn-ag-bi系合金中添加cu、in的sn-ag-bi-in-cu这一构成的无铅钎料，sn、bi、ag、cu、in的组成比为，

1.0重量％≤bi≤12.0重量％，

0.5重量％≤ag≤6.0重量％，

0.1重量％≤cu≤3.0重量％，

0.5重量％≤in≤10.0重量％，

余量实质上由锡构成。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第5732627号公报

专利文献2：日本特开平10-314980号公报

发明要解决的课题

专利文献1所述的无铅钎料合金，是以任意的含有率含有ag、bi、cu和in，余量仅为sn的钎料合金，用于防止在钎焊au基板电极时发生的钎料的in含有率的减少。该钎料合金考虑的是，面向对玻璃环氧树脂基板钎焊led的情况下使用没有问题，但对用于led钎焊到金属基底基板的情况下所产生的大的线膨胀系数差，则没有提及任何对策，因此认为，在150℃的温度下也难以维持耐热疲劳特性。

在专利文献2中，公开的是无铅钎料合金的sn、bi、ag、cu、in的含有率的范围，该范围是以具有sn-pb系钎料合金同等程度的熔点、优异的润湿性、机械的强度为目的。特别是cu、in，是以降低钎焊材料的熔融温度，并且改善钎料熔液的润湿性为目的而添加的。该钎料合金考虑的是，led钎焊到玻璃环氧树脂板上使用没有问题，但对用于led钎焊到金属基底基板上的情况下发生的大的线膨胀系数差，则没有提及任何对策，因此认为，在150℃的温度下也难以维持耐热疲劳特性。

因此，在向金属基底基板钎焊led芯片中使用现有的钎料合金时，因为钎料合金的耐热疲劳特性在150℃的温度下无法维持，所以需要抑制led芯片的输出功率，以及使用小尺寸的led芯片，从而减小热应力，因此存在不能充分发挥led芯片的性能这样的问题。

技术实现要素：

本发明其目的在于，提供一种钎料合金，其在用于电子部件钎焊到金属基底基板上的情况下，在最高150℃的高温环境下仍维持着优异的耐热疲劳特性。

用于解决课题的手段

根据本发明的一个要旨是提供一种钎料合金，其含有ag、bi、in和cu，余量由sn构成，满足下式：

1.0≤[ag]≤4.0(1)

0.5≤[cu]≤1.2(2)

1.5≤[bi]≤3.0(3)

(式中，[ag]、[cu]和[bi]分别表示ag、cu和bi的含有率(质量％))，

0.5≤[cu]≤1.0时，满足下式：

6.74-1.55×[cu]≤[in]≤6.5(4)

1.0＜[cu]≤1.2时，满足下式：

5.168≤[in]≤6.5(5)

(式中[in]表示in的含有率(质量％))。

在本发明的一个方式中，钎料合金还满足下式：

2.0≤[bi]≤3.0(6)

8.0≤[in]+[bi](7)

在本发明的一个方式中，钎料合金还含有sb，满足下式：

0.5≤[sb]≤1.25(8)

(式中[sb]表示sb的含有率(质量％))。

在本发明的一个方式中，钎料合金用于电子部件向金属基底基板的钎焊。

根据本发明的另一要旨是提供一种安装结构体，其是电子部件的部件电极和金属基底基板的基板电极，由上述方式的任意一项所述的钎料合金钎焊。

还有，在本说明书中，在构成钎料合金的元素上符号附加[]，意思是钎料合金中的该元素的含有率(质量％)

还有，在本发明中所谓“钎料合金”，其金属组成只要实质上由列举的金属构成，也可以含有不可避免混入的微量金属。钎料合金能够具有任意的形态，例如能够单独或与金属以外的其他成分(例如助焊剂等)一起在钎焊中使用。

发明效果

根据本发明，在含有sn、ag、bi、in、cu和sb的钎料合金中，对于除了sn以外的各元素选择规定的含有率，此外再满足bi含有率为1.5重量％以上、3.0质量％以下，cu含有率为0.5质量％以上、1.2质量％以下，特别是0.5≤[cu]≤1.0时in含有率满足式(4)，1.0＜[cu]≤1.2的时in含有率满足式(5)，更特别地是bi含有率和in含有率满足式(7)，从而可提供一种钎料合金，在将其用于面向以铝和铜为基材的金属基底基板，钎焊一部分由陶瓷构成的电子部件的情况下，在150℃的温度下仍维持着优异的耐热疲劳特性。

附图说明

图1是表示现有例的无铅钎料合金的组织状态的图。

图2是表示本发明的实施方式的无铅钎料合金的组织状态的图。

图3是表示本发明的实施方式的钎料合金在室温下的机械特性的图。

图4是表示本发明的实施方式的钎料合金在150℃下的机械特性的图。

图5是表示本发明的实施方式的钎料合金在室温下的机械特性的图。

图6是表示本发明的实施方式的钎料合金在150℃下的机械特性的图。

图7是表示本发明的实施方式的钎料合金在室温下的机械特性的图。

图8是表示本发明的实施方式的钎料合金在150℃下的机械特性的图。

图9是表示本发明的实施方式的钎料合金的实施可靠性试验的安装结构体的图。

具体实施方式

本发明人等，对于室温以下的温度和150℃的温度下的机械特性和组织状态进行研究开发的结果新发现，在主成分为sn的无铅钎料合金中，通过以规定的量分别含有in、cu、bi，可实现至今所无法达成的机械特性的改善。以下记述的是，在主成分为sn的无铅钎料合金中，以本发明中规定的含有率含有in、bi、cu、ag和sb所带来的有利的效果。

(in含有率、bi含有率)

在以sn为主成分的钎料合金中，在in含有率约为15质量％以下的低in含有率区域，在室温附近的温度下形成in固溶于sn的作为合金相的β-sn相。图1是表示含有sn、in的现有的钎料合金的组织状态的图，图中，留白所示的区域表示β-sn相。

在本说明书中所谓“固溶”，是基体金属的晶格中的一部分以原子级置换成固溶元素的现象。发生固溶的结晶结构，由于基体金属元素与固溶元素的原子直径的差异，导致母体元素的晶格发生畸变，由于该畸变，应力负荷时的位错等的结晶缺陷的移动得到抑制，因此固溶发生带来合金的强度提高。另一方面，应力负荷时的延展性降低。固溶带来的钎料合金的强度提高，随着固溶元素的含有率加大而变大。

在sn系钎料中以规定的含有率使in固溶时，从温度超过100℃的时刻开始，朝向不同结构的γ相(insn4)的相变发生。也就是成为不同的二相共存的二相共存状态(γ+β-sn)(图1右)。因为变成该二相共存状态，从而在晶界容易发生滑移，所以在sn系钎料中以规定的含有率使in固溶的合金在超过100℃的温度下显示出延展性的提高。

sn系钎料中的in含有率比规定的含有率大时，向γ相的相变过剩地发生。这种情况下，因为γ相与β-sn相的晶格结构的体积不同，所以遭受反复热循环，发生钎料合金的自变形。该自变形成为钎料接合部的内部断裂、和相邻的钎料接合部间的短路的原因，因此在合金中过剩的相变发生不为优选。

若在sn系钎料中以规定的含有率使in固溶，则除了超过100℃的温度下的延展性提高以外，钎料合金的强度也提高。但是，在超过100℃的温度环境下使用时，出于上述的过剩的相变会发生的这一理由，在借助使in含有率增加而提高强度中存在界限。在本发明的钎料合金中不发生过剩的相变，而使钎料合金的超过100℃的温度下的延展性提高，而且能够提高钎料合金的强度的in含有率，优选为5.168质量％以上，更优选为5.3质量％以上，并且优选为6.5质量％以下，更优选为6.2质量％以下。

本发明人等对此问题反复研究开发的结果新发现，通过在规定的范围使合金中含有bi元素，能够解决这一问题，而且能够使高温下的延展性进一步提高。

bi与in同样，在sn为主成分的钎料合金中以一定量固溶。bi和in的固溶带来强度提高，另一方面，通常招致延展性的降低。

图2是表示本实施方式中，含有sn、in、bi的钎料合金的组织状态的图。在室温附近的低温下，一定量的bi在β-sn相中均匀地固溶(图2左)。因此，与in同样使无铅钎料合金的强度提高。在室温下bi不发生偏析而固溶于β-sn相时的钎料合金的bi含有率为3.0质量％以下。另外，钎料合金的bi含有率为1.5质量％以上，优选为2.0质量％以上，则能够得到有利的强度的提高效果。

在超过100℃的温度下，会发生β-sn相的一部分相变成γ相，但在这种情况下，bi不会在γ相中固溶，而只在没有相变成γ相的β-sn相中固溶(图2右)。因此，没有相变成γ相的β-sn相中固溶的bi增加，所以β-sn相的强度进一步提高。如此可知，由于β-sn相和γ相之间的强度的差异扩大，导致上述晶界的滑移容易发生，因此高温下的延展性与预想相反而变大。

(cu含有率)

通过使钎料合金中含有cu，能够使钎焊时的熔点降低，另外，也能够使被接合材的材质的选择性提高。

作为钎焊的被接合体，主要是对于母材的cu或ni实施过各种镀敷和预焊剂处理的材料。被接合体的母材为ni时，使用含有in的钎料合金进行钎焊，钎料合金中所含的in的一部分被界面反应层(ni3sn4)吸收。由此，钎焊后的钎料接合部的机械特性发生变化，因此在母材为ni的被接合体的钎焊中，所使用的钎料需要预计多含有被合金界面反应层吸收的这一程度量的in。但是，在实际的电路板中，一张电路板上搭载有各种各样的电子部件，因此搭载有母材分别为cu、ni的电子部件时，in含有率的预先的调整困难。

在本发明中，钎料合金中含有一定量的cu，由此，钎焊时在界面反应层形成cu6sn5系的合金层。能够利用该合金层防止in的混入，能够使钎料合金的被接合材的选择性提高。为了通过上述方法来防止in混入而优选的cu含有率为0.5质量％以上，cu含有率的上限优选为1.2质量％。通过为这一上限，可维持钎焊时的钎料的湿润延展。

因此，本发明的钎料合金中优选的cu含有率的范围由式(2)表示。

0.5≤[cu]≤1.2(2)

in的混入带来钎料合金的in含有率的减少，在基板电极与部件电极双方的母材为ni时最为显著。这种情况下cu含有率处于0.5≤[cu]≤1.0的范围时，(in减少率)由

(in减少率)＝1.572-1.55×(cu含有率)(9)表示。

本说明书中，所谓元素的减少率意思是(减少前的钎料合金中的该元素的含有率)-(减少后的钎料合金中的该元素的含有率)。

cu含有率为1.0＜[cu]≤1.2时，可知钎料合金的in含有率的减少几乎不会发生。

钎料合金无论接合哪种被接合体时，都要求确保可靠性。为了在in含有率的减少最显著时仍维持可靠性，在发生in含有率的减少的0.5≤[cu]≤1.0的范围，钎料合金的in含有率的最小值考虑到上述in含有率的减少率而由下式(10)表示。

(in含有率最小值)＝5.168+(1.572-1.55×[cu])

＝6.74-1.55×[cu](10)

为了无论接合哪种被接合体时都确保钎料合金的可靠性，优选钎料合金中能够发生固溶的元素的含有率高于8.0质量％。

因此，在本发明的钎料合金中，优选in含有率和bi含有率满足式(7)。

8.0≤[in]+[bi](7)

因此，在发生in含有率的减少的0.5≤[cu]≤1.0的范围，下式成立。

8.0≤6.74-1.55×[cu]+[bi](11)

因此，在本发明的钎料合金中优选的cu含有率和bi含有率分别为，

0.5≤[cu]≤1.2(2)

1.5≤[bi]≤3.0(3)

更优选为

0.5≤[cu]≤1.2(2)

2.0≤[bi]≤3.0(6)

在本发明的钎料合金中优选的in含有率，在0.5≤[cu]≤1.0时，为

6.74-1.55×[cu]≤[in]≤6.5(4)

在1.0＜[cu]≤1.2时，为

5.168≤[in]≤6.5(5)

此外，更优选本发明的钎料合金的in含有率和bi含有率满足式(7)。

8.0≤[in]+[bi](7)

(ag含有率)

本发明的钎料合金，在钎料合金中以ag3sn或ag2in的形式含有ag。通过使钎料合金中含有ag，能够改善钎焊时的润湿性，而且，能够使熔点降低。

为了通过回流焊使钎料合金均匀地熔融，优选使回流峰值温度为比钎料合金的液相线温度高10℃以上的温度。若考虑电子部件的耐热温度，则回流峰值温度优选为240℃以下，因此，钎料合金的液相线温度优选为230℃以下。在本发明的钎料合金中，用于达成该液相线温度优选的ag含有率的范围如下。

1.0≤[ag]≤4.0(1)

ag含有率通过处于上述范围，在钎料合金的液相线温度与回流峰值温度之间不会产生10℃以上的差异，能够通过回流焊使钎料合金均匀地熔融。

(sb含有率)

通过在以sn为主成分，并含有in的钎料合金中含有sb，能够使β-sn相与γ相的相变发生的温度上升。由于反复热循环导致led芯片内的led的芯片焊接部劣化，万一放热量增大发生时，通过含有sb，相变也不会过剩地发生，因此能够防止钎焊接头部的劣化。本发明的钎料合金中，用于使相变发生的温度上升而优选的sb含有率的范围如下。

0.5≤[sb]≤1.25(8)

若低于这一范围，则相变发生的温度无法充分上升，不能防止钎焊接头部的劣化。若高于这一范围，则钎料合金中的in和sb形成化合物insb，发生延展性的降低。

【实施例】

(实施例1)

为了明确bi含有率对于以sn为主成分的钎料合金的强度和150℃下的延展造成的影响，通过以下所示的方法制作本发明的钎料合金，进行试验。

制作

使钎料合金中所含的元素[ag]、[bi]、[in]、[cu]分别为3.5、0.5～4.0、6.0、0.8，使余量为sn，且合计为100g而进行称量。

将称量的sn投入陶瓷制的坩埚内，并将坩埚设置在氮气氛中、温度调整到500℃的电套式加热炉之中。将各元素按熔点从低到高的顺序投入，每投入一种则进行3分钟的搅拌。投入全部构成元素之后，从电套式加热炉中取出坩埚，浸渍在由25℃的水注满的容器中，进行冷却，由此制作钎料合金。

试验

将制作的钎料合金再次投入坩埚，以电套式加热炉加热至250℃使之熔融，浇注到加工成拉伸试验片形状的石墨制的铸模中而制作拉伸试验片。拉伸试为片为直径3mm、长15mm的具有缩颈部的圆棒形状。为了评价制作出的拉伸试验片的机械特性(抗拉强度和延伸率)，使用拉伸试验机进行室温和150℃下的拉伸试验。结果显示在表1、图3和图4中。

【表1】

如表1所示，含有bi的现有例1、现有例2、实施例1-1、1-2、比较例1-2的抗拉强度，均比不含bi的比较例1-1的抗拉强度大。另一方面，相比比较例1-1而延伸率大幅降低的、bi含有率为4.0质量％的比较例1-2，呈现出脆性的破坏。bi含有率为0.5～3.0质量％的现有例1、现有例2、实施例1-1、1-2的延伸率未见显著降低。

如表1所示，含有bi的现有例1、现有例2、实施例1-1、1-2、比较例1-2的150℃下的抗拉强度，与不含bi的比较例1-1的150℃抗拉强度未见较大变化。另一方面，含有bi的现有例1、现有例2、实施例1-1、1-2、比较例1-2的150℃下的延伸率，可见相对比较例1-1的150℃下的延伸率有所增加。特别是bi含有率为2.0质量％以上时，150℃下的延伸率的增加显著。

(实施例2)

接着，为了明确in含有率对于以sn为主成分的钎料合金的抗拉强度和150℃下的延伸率造成的影响，使[ag]、[bi]、[in]、[cu]分别为3.5、2.0、5.0～7.0、0.8或0.5，余量为sn而称量各元素，通过与实施例1同样的方法制作钎料合金。对于制作的钎料合金，通过与实施例1同样的方法进行试验，试验结果显示在表2、图5和图6中。

【表2】

如表2所示，随着in含有率的增大，抗拉强度增加。另一方面，未见延伸率伴随in含有率的增大而显著降低。

如表2所示，伴随in含有率的增大，150℃下的抗拉强度增加。比较例2-1和2-2的延伸率比现有例1和2有所降低，相对于此，实施例2-1～2-3与现有例1和2相比，显示出较高的值。

(实施例3)

接着，为了明确in含有率，对于bi含有率为3.0的以sn为主成分的钎料合金的强度和高温下的延展性造成的影响，使[ag]、[bi]、[in]、[cu]分别为3.5、3.0、5.0～7.0、0.8或0.5，使余量为sn而称量各元素，通过与实施例1同样的方法制作钎料合金。对于所制作的钎料合金，以实施例1同样的方法进行试验，试验结果显示在表3、图7和图8中。

【表3】

如表3所示，伴随着in含有率的增大而抗拉强度增加。另一方面，未见延伸率伴随in含有率的增大而显著降低。

如表3所示，伴随in含有率的增大，150℃下的抗拉强度增加。在in含有率为5.0～6.0时，可见伴随in含有率的增大，150℃下的延伸率的明显增加，但in含有率超过6.0的，可见明显减少。

在上述(实施例1)～(实施例3)中，以下考察in含有率和bi含有率对钎料合金的特性起到的效果。

随着bi含有率增加，室温下的抗拉强度上升。这被认为是由于，伴随着bi含有率的增加而固溶到β-sn相中的bi量增加，β-sn相变得坚固。另一方面，室温下的延伸率在bi含有率为3.0质量％以下的钎料合金中几乎没有变化，在bi含有率高于3.0质量％的钎料合金中降低。这被认为是由于bi的偏析发生。

由bi含有率增加带来的150℃下的抗拉强度的提高几乎不可见。这被认为是由于，bi只在β-sn相中固溶，因此对γ相的强度没有产生影响。另一方面，关于bi含有率为2.0～3.0质量％的合金的150℃下的延伸率，在in含有率为5.5～6.5质量％时，与室温相比有所提高，但在in含有率为5.0或7.0质量％时，与室温相比不一定提高。对此考虑如下。

以sn为主成分，并含有in的钎料合金的150℃的温度下的延伸率的提高中，可知产生影响的是β-sn相和γ相在150℃的温度下共存而发生的晶界滑移。在这样的钎料合金中含有bi时，随着升温而产生γ相时，因为bi只在β-sn相中固溶，所以β-sn相中的bi浓度上升，仅β-sn相的强度提高。如此一来，β-sn相-γ相间的强度的差异扩大，导致晶界滑移被促进，因此随着升温而延伸率提高。在上述实施例1～3中见到的bi含有率为2.0～3.0质量％的合金在150℃下的延伸率的提高，认为起因于该晶界滑移的促进。另一方面，in含有率为5.0质量％和7.0质量％时，延伸率不一定提高。这被认为是由于，γ相对于β-sn相的比例过少或过多，因此与in含有率为5.5～6.5质量％的情况比较，两相间的晶界少，无法有效地取得因上述晶界滑移的促进带来的延伸率的提高。

(实施例4)

在使用以sn为主成分的钎料合金，将电子部件钎焊到金属基底基板上的安装结构体中，为了评价bi含有率和in含有率对耐热疲劳特性造成的影响，通过以下所示的方法制作用于耐热疲劳特性的试验的安装结构体。

制作

使[ag]、[bi]、[in]、[cu]分别为3.5、0.5～3.5、5.0～7.0、0.8，使余量为sn而称量各元素，通过与实施例1同样的方法制作钎料合金。将制作好的钎料合金加工成数10μm的钎焊粉，按重量比为90∶10的方式称量钎焊粉和助焊剂，将其混匀而制作钎焊膏。

使用厚150μm的金属掩模，将电路板电极102隔着绝缘层而备于金属基材101之上。将制作的钎焊膏印刷在厚1.6mm的金属基底基板100上的基板电极102上。在印刷的钎焊膏上，接合1608尺寸(1.6mm×0.8mm)的芯片电阻103，以最高240℃的温度条件进行回流加热，形成钎焊接头部105而制作安装结构体。金属基底基板100的基板电极102的母材是cu，金属基材101的母材是铝。

为了实施钎料合金的可靠性试验而以上述方式制造的安装结构体显示在图9中。100表示金属基底基板，101表示金属基材，102表示电路板电极，103表示芯片电阻，104表示部件电极，105表示钎焊接头部，106表示绝缘层。

试验

可靠性试验，通过以低温侧-40℃、高温侧150℃，负荷各30分钟的反复热循环而进行，其结果显示在表4中。每次负荷热循环都测量电阻值，将电阻值上升到2倍以上的循环数作为寿命。判定标准栏中，2000次循环未见电阻值上升的记述为○，2500次循环未见电阻值上升的记述为◎。另外，关于先行文献中见到的、以sn为主成分，并含有in的钎料合金的相变造成的变形，一并评价2000次循环中有无变形。

【表4】

如表4所示，现有例4-1～4-4的寿命为2000次循环以下，相对于此，在实施例4-1～4-12中，寿命均为2000次循环以上。[ag]、[bi]、[in]、[cu]分别为3.5、2.0～3.0、5.5～6.5、0.8，余量为sn的实施例4-5～4-12的寿命特别优异，为2500次循环以上。另一方面，如比较例4-2、4-5所示，即使in含有率为5.5～6.5质量％，若bi含有率为1.0质量％以下，则寿命仍低于2000次循环。这被认为是由于，bi的量过少，因此所得到的机械特性的提高变小。另外，如比较例4-16、4-17、4-18所示，即使in含有率为5.5～6.5质量％，若bi含有率为3.5质量％以上，则虽然能够得到机械特性的提高效果，但寿命仍会低于2000次循环。这被认为是由于bi的量过多，因此反复曝露在高温下导致bi在结晶晶界偏析，随着时间而延展性降低。

如表4所示，in含有率为5.0质量％的比较例4-1、4-4、4-7、4-9、4-11、4-13、4-15，不论bi的含有率，寿命都低于2000次循环。据此结果可知，in含有率小时，不论bi含有率如何，高温下的延伸率都无法得到改善。另外，in含有率为7.0质量％的比较例4-3、4-6、4-8、4-10、4-12、4-14、4-19，不论bi的含有率，寿命均低于2000次循环。这些比较例中还可见钎料合金的变形，因此可认为从β-sn相向γ相的相变过剩地发生。

(实施例5)

制作以适合本发明的钎料合金的效果显现的范围的含有率含有各元素的钎料合金，评价耐热疲劳特性，其结果显示在表5中。钎料合金的制作方法和试验方法与实施例4同样。金属基底基板100的电路板电极102的母材是cu和au/ni，金属基材101的母材是铝。

【表5】

如表5所示，以适合本发明的钎料合金的效果显现的范围的含有率含有各元素的实施例5-1～5-11，均具有2000次循环以上的寿命。特别是实施例5-2、5-4、5-5、5-8，在基板电极的母材是cu、au/ni中的任意一种情况下，均具有3000次循环以上的寿命，实施例5-1、5-6、5-7、5-10、5-11在基板电极的母材为cu时具有3000次循环以上的寿命。另一方面，比较例5-1～5-7、现有例5-1，所含有的某种元素脱离适合本发明的钎料合金的效果显现的范围，因此，在基板电极的母材为cu或au/ni时或为cu、au/ni中的任意一种时，可靠性试验中的寿命均低于2000次循环。在0.5≤[cu]≤1.0的范围，若考虑au/ni电极中发生基于式(9)的in含有率的减少，则可知为了显现本发明的钎料合金的效果，即使发生上述减少，也优选in含有率为5.168以上。

根据以上，在优选的本发明的钎料合金中，bi含有率、cu含有率和ag含有率分别为

1.5≤[bi]≤3.0(3)

0.5≤[cu]≤1.2(2)

1.0≤[ag]≤4.0(1)

in含有率，在0.5≤[cu]≤1.0时，

为6.74-1.55×[cu]≤[in]≤6.5(4)

在1.0＜[cu]≤1.2时，

为5.168≤[in]≤6.5(5)

余量是sn。

在更优选的本发明的钎料合金中，bi含有率、cu含有率和ag含有率分别为

2.0≤[bi]≤3.0(6)

0.5≤[cu]≤1.2(2)

1.0≤[ag]≤4.0(1)

in含有率，在0.5≤[cu]≤1.0时，

为6.74-1.55×[cu]≤[in]≤6.5(4)

在1.0＜[cu]≤1.2时，

为5.168≤[in]≤6.5(5)

上述[in]和[bi]满足8.0≤[in]+[bi](7)

余量是sn。

此外，本发明的钎料合金中，也可以将sn的一部分在0.5≤[sb]≤1.25(8)的范围内置换成sb。

产业上的可利用性

本发明的钎料合金，可以实现在150℃的温度下仍具有优异的耐热疲劳特性的钎焊接头和具有其的安装结构体，例如在搭载有led、功率器件等放热大的部件的安装结构体等的利用中有用。

符号说明

100金属基底基板

101铝基材

102电路板电极

103芯片电阻

104部件电极

105钎焊接头部

106绝缘层