本願発明は、無鉛ハンダ材料に高温環境下� ��炭素を添加させることでハンダ合金を得る� ��とを最大の特徴とする。以下、本願発明の� ��施形態を説明するが、本願発明がこれによ� ��て限定されるものではない。
 本願発明に係るハンダ合金は、無鉛ハンダ� ��料に、高温環境下で所定量の炭素を添加さ� ��て得られるものである。ここで、高温環境� ��は、次に意味を有するのである。すなわち� ��従来において、無鉛ハンダ合金は通常、250~ 400℃の温度範囲の低温環境下で製造されてい るのであるが、本願発明は、250~400℃の温度� �囲に比べて非常に高い高温環境(例えば、800~ 1200℃の温度範囲という高温環境)下で、炭素� ��実用性に耐える程に均一的に分布するよう� ��添加することを可能にするものである。

 本願発明における高温環境としては、800~ 1200℃の範囲内が望ましい。無鉛ハンダ材料� �炭素を添加させる際、800℃未満の低温環境� �においては、炭素の塊をばらすことができ� �、よって効果的なハンダ合金を得られない� �また、1200℃より高い高温環境においては高� ��用金属溶解炉内のハンダ材料が沸騰する傾� ��を有し、現実的な製造に適さない。したが� ��、より高温環境の下で炭素を添加させる必� ��があるが、1200℃以内で理想とする炭素の形 態を得られる。このように、1200℃より高い� �温環境においては、より高温環境の下で炭� �を添加させたとしても、そのための燃焼燃� �コストがかかるだけで、不経済であり意味� �なさない。

 本願発明の無鉛ハンダ材料に添加される炭� ��量は、0.01~0.7wt%の範囲内が好ましい。添加� �た炭素自体は直接的なハンダの結合力を生� �させるものではないから、添加する炭素量� �は適合量が存在する。炭素量を大きくしす� �0.7wt%より大きくした場合には、ハンダ合金� �結合力が弱くなるおそれがあり、炭素量が0. 01wt%以下であると、添加する炭素による効果� ��発揮するほどには炭素量が少なすぎ、必要� ��する接合強度が得られない。
 また逆に、炭素量について、多ければ多い� ��ど完成するハンダ合金の強度・硬度が向上� ��ることも考えられる。しかしながら、種々� ��炭素量について本願発明にかかるハンダ合� ��の強度等を測定したところ、添加される炭� ��量を0.7wt%とした場合に、種々分野における� ��ンダ付けの現状において最大必要な強度以� ��を確保することが可能となる。また、炭素� ��を0.7wt%より大きくした場合には、電気伝導� ��が低くなりすぎ、実用性に問題があり得る� ��また、炭素量を0.7wt%より大きくした場合に� ��、炭素を均一に拡散させることが非常に難� ��くなり、実用性に耐え得る品質を保証する� ��とが難しくなる。ここで、炭素の原子量はS nやAg等に比べて小さいので、炭素量が0.01~0.7w t%の範囲であるとしても、添加される炭素の� ��子の数は必ずしも少なくはないのである。� ��たがって、炭素量の上限については、0.7wt%� ��する。
 なお、かかる炭素量については、ハンダの� ��途に応じて必要とする強度や硬度、電気伝� ��率等から適宜決定される。

 また、添加する炭素は、六方晶系のグラ� ��ァイト型であることが好ましい。炭素がグ� ��ファイトである場合には、炭素が柔らかい� ��性を有するために、800~1200℃の温度範囲と� �う高温環境)下で炭素を実用性に耐える程に� ��一的に分布するように添加することが可能� ��なる。これに対して、炭素が立方晶系のダ� ��ヤモンド型である場合には非常に硬い特性� ��有するために、800~1200℃の温度範囲という� �温環境下であっても、炭素を実用性に耐え� �程に均一的に分布するように添加すること� �できない。

 以下、実験例に基づき、本願発明を具体� ��に説明する。なお、実験に使用する本願発� ��にかかるハンダ合金の試料として、Sn-3.5wt%A g+0.03wt%C(試料A)及びSn-0.7wt%Cu+0.05wt%C(試料C)を用 いた。また、添加する炭素がグラファイト型 である。ここで、Sn-3.5wt%Ag+0.03wt%C(試料A)とい� ��表示は、96wt%以上の母胎であるSnと3.5wt%のAg� ��を含む無鉛ハンダ材料(Sn-0.7wt%Cu)に0.03wt%の� �素Cを添加したこと示し、Sn-0.7wt%Cu+0.05wt%C(試� ��C)という表示は、99wt%以上の母胎であるSnと0 .7wt%のCuとを含む無鉛ハンダ材料(Sn-0.7wt%Cu)に0 .05wt%の炭素Cを添加したことを示す。

(実験例1)
 まず、試料A及び試料Cともに二軸X線回折測� ��を行った。その結果、両者とも炭素と思わ� ��るピークが確認できた。

(実験例2)
 次に、SEM(scanning electron microscope)で試料表� �観察を行った。試料Aと炭棄を添加していな� ��Sn-3.5wt%Ag(試料B)とを比較すると、試料Aでは� ��ぼ均一に炭素が分布している様子が観られ� ��のに対し、試料Bでは炭素と思われる黒い物 体の存在が認められなかった。また、試料C� �Sn-0.7wt%Cu(試料D)との比較においても、同様の 結果が観られ、試料Cではほぼ均一に炭素が� �布している様子が観られるのに対し、試料D� ��は炭素と思われる黒い物体の存在が認めら� ��なかった。このことにより、試料A及び試料 Cを製造した際の高温環境(800~1200℃)よりもは� ��かに融点の高い炭素が、溶けずに試料中に� ��め込まれている状態であることがわかる。

(実験例3)
 続いて、各試料について、DSC(differential scan ning calorimetry)による融点の測定を行った。測 定結果については、以下の表1~表4に示す通り である。

 上記表1及び表2に示すように、試料Aと試� ��Bの融点を比較すると、ほとんど変わらない ことがわかる。また、上記表3及び表4に示す� ��うに、試料Cと試料Dの融点を比較すると、� �様にほとんど変わらないことがわかる。こ� �により、炭素の添加がハンダ合金の融点に� �化を与えないことが確認できた。これは、� �料A及び試料C中に炭素が融解せずに存在して いることが要因である。すなわち、試料A及� �試料Cの融点では、炭素に全く変化は起こら� ��、したがって試料B及び試料Dの融点と変化� �ない。

(実験例4)
 次に、Pb-Snハンダ合金及び各試料(試料A及び 試料B、試料C及び試料D)について、電子部品� �接合するために非常に重要な要素である電� �抵抗率(μωcm)の測定を行った。その測定結果 を、以下の表5に示す。表5において、左部は� ��素を付加しない従来のPb-Snハンダ合金を示� �、中間部は試料Aと試料Bを並べて示し、右部 は試料Cと試料DBを並べて示す。

 上記表5に示す通り、無鉛ハンダ合金であ る試料B及び試料Dは、鉛が含有されたPb-Snハ� �ダ合金よりも電気抵抗率が低く良好であっ� �が、炭素が添加された試料A及び試料Cの方が 、電気抵抗率が更に改善されたことがわかる 。表5より明確なことは、Sn-3.5wt%Agの方が、炭 素を添加したことによる電気伝導性の改良の 効果が顕著である。炭素添加により電気抵抗 率が下がり電気伝導性が改良される要因は、 表面積の大きい炭素がハンダの金属間化合物 を吸着することで、金属間化合物の生成が抑 えられると同時に、相が細分化されたためで あると考えられる。かかる電気伝導性の改善 は、ハンダの特性上非常に好ましいことであ り、炭素添加による優れた効果といえる。

(実験例5)
 続いて、Pb-Snハンダ合金及び各試料(試料A及 び試料B、試料C及び試料D)について、ビッカ� �ズ硬度測定を行った。その測定結果は、以� �の表6に示す通りである。

 上記表6が示す通り、試料Aと試料B及び試� ��Cと試料Dとを比較すると、炭素を添加する� �とにより、硬度が向上する結果となった。� �れだけでなく、Pb-Snハンダ合金と試料A及び� �料Cとを比較すると、炭素の添加によりPb-Sn� �ンダ合金以上の硬度を示す結果となった。� �の結果も、前記の電気抵抗率の低下の場合� �同様、表面積の大きい炭素がハンダの金属� �化合物を吸着することで、金属間化合物の� �成を抑え、同時に相が細分化されたためで� �ると考えられる。

(実験例6)
 ハンダ合金が例えば銅基板に結合する際、� ��によって溶けたハンダ合金に基板の銅(Cu)が 入り込んで拡散し、合金化することで結合す ることが知られている。その合金は金属間化 合物(IMC(innermetallic compound))と呼ばれ、この金 属間化合物は、硬く、脆く、電気伝導性も悪 いために、著しくハンダの結合信頼性を下げ る。金属間化合物なしには、ハンダ合金と基 板の結合はありえないが、できる限りその層 は薄く、強固に結合していることが望まれる 。

 図1は、銅基板(Cu)上に試料A(Sn-3.5wt%Ag+0.03wt%C) を結合させた場合の試料Aと銅基板との界面� �SEM像を示す。図2は、銅基板(Cu)上に試料B(Sn-3 .5wt%Ag)を結合させた場合の試料Bと銅基板との 界面のSEM像を示す。
試料Aと銅基板との界面のSEM像を観てみると� �その界面が細かく、形状が均一であること� �わかる。これに対し、試料Bと銅基板との界� ��のSEM像では、その界面は粗く不均一で、一� ��一つの凹凸が大きいことが観てとれる。こ� ��により、試料Bに比して試料Aの方が、銅基� �との界面の表面積が大きくなったことで、� �り強固に結合していることがうかがえる。

 また、図2の試料Bと銅基板との界面のSEM像� �は、試料Bと銅基板との界面にクラック(Crack) が生じていることが認められる。これに対し て、図1の試料Aと銅基板との界面のSEM像では� ��試料Aと銅基板との界面にクラック(Crack)が� �失していることが認められる。
 試料Bのような従来の無鉛ハンダ材料の有す る大きな欠点の一つとして、図2に示すよう� �相手部材との界面にクラック(Crack)が生じ、� ��のクラック(Crack)を起源としてハンダ結合の 脆弱性が生じることが挙げらていたのである 。このことを考慮すると、図1の試料Aと銅基� ��との界面にクラック(Crack)が消失しているこ とは、非常に意義深いことである。図1の試� �Aと銅基板との界面にクラック(Crack)が生じて いないことは、試料Aと銅基板の界面に形成� �れる金属間化合物(Cu6Sn5等)において、添加す る炭素がグラファイト型であることが大事で あると考えられる。すなわち、添加するグラ ファイト型である炭素は、その六方晶系の結 晶構造に起因して力学的緩和機構の役割を有 すると考えられる。グラファイト型の炭素に おいては、結晶のab-面内においては結合力に 大きい共有結合であるのに対し、c-軸方向で� ��結合力の小さいファンデルワールズ力によ� ��結合を呈するが、c-軸方向の層の間に金属� �化合物が介在することが可能になり、力学� �緩和機構を形成すると考えられる。このよ� �に、添加した炭素が立方晶系のダイヤモン� �型でなくグラファイト型であることが、ク� �ック(Crack)の消失に重要な要因となっている� ��思われる。炭素が立方晶系のダイヤモンド� ��である場合においては、結晶構造が強い共� ��結合で結合されているために、力学的緩和� ��構の役割を有する余地がないと思われる。

 また、それぞれの界面の拡大画像元素マ� ��ピング像(図示しない)を観ると、SEM像では� �っきりと観ることができなかったCuとSnの境� ��線をよりはっきりと観ることができた。こ� ��により、CuとSnの混ざり合った面積を読み取 ることが可能となり、その面積が金属間化合 物の形成領域を示す。かかる金属間化合物の 面積は、試料Bに比して試料Aの方が小さくな� ��ているのが観てとれ、したがって、炭素の� ��加により結合の信頼性が向上されているこ� ��が、拡大画像元素マッピング像によってさ� ��に確実に確認できた。

(実験例7)
 次に、Pb-Snハンダ合金及び各試料(試料A及び 試料B、試料C及び試料D)について、引っ張り� �験により、降伏応力と引っ張り強度の測定� �行った。その測定結果を、以下の表7及び表8 に示す。

 上記表7及び表8が示す通り、試料Aは試料B に比して降伏応力及び引っ張り強度ともに向 上し、試料Cも試料Dに比して降伏応力及び引� ��張り強度ともに向上していることが認めら� ��る。すなわち、炭素の添加が、降伏応力及� ��引っ張り強度の向上に資することがわかる� ��特に試料Aの引っ張り強度においては、Pb-Sn� ��ンダ合金以上の結果となった。

 上述した通り、無鉛ハンダ合金において、� ��度や引っ張り強度、そして特に結合信頼性� ��面で、炭素を添加することが非常に効果的� ��あることが認められる。
 なお、炭素が添加される無鉛ハンダ材料と� ��ては、96.5wt%Sn-3wt%Ag-0.5wt%Cuである無鉛ハンダ 材料、99.3wt%Sn-0.7wt%Cu、あるいは、99.0wt%Sn-0.7wt %Cu-0.3wt%Agである無鉛ハンダ材料等を用いるこ とができる。

 以下、本願発明にかかる無鉛ハンダ材料に� ��素を添加してハンダ合金を製造するための� ��造方法を、実施例に基づいて順を追って説� ��する。なお、本願発明がこの実施例によっ� ��限定されるものではない。
 図3は、高温用金属溶解炉1を示す概略図で� �り、高温用金属溶解炉1は無鉛ハンダ材料及� ��粉末状あるいは顆粒状の加炭剤が投入され� ��窯部2と、窯部2の上方位置に密閉加熱空間6� ��形成する加熱空間部3と、加熱燃料を密閉加 熱空間6内に供給し密閉加熱空間6及び窯部2を 加熱する複数のガスバーナーからなる加熱部 4、加熱空間部6に形成された密閉加熱空間6内 のガスを放出するために排気口7とを備えて� �る。高温用金属溶解炉1では、窯部2内に無鉛 ハンダ材料と加炭剤からなる混合物5が入れ� �れ、混合物5は、密閉加熱空間6を加熱部4で� �熱することを介して、800~1200℃の温度範囲で 加熱される。

 図4は、低温用金属溶解炉8を示す概略図� �あり、低温用金属溶解炉8は後述する冷却工� ��において凝固された混合物11が投入される� �温用窯部9と低温用窯部9の下部にある複数の ガスバーナーからなる低温加熱部10とを備え� ��いる。低温用金属溶解炉8では、低温窯部9� �に冷却工程において凝固された混合物11が入 れられ、混合物11は低温加熱部10によって250~4 00℃の温度範囲で加熱される。

 本願発明に係るハンダ合金の製造方法は� ��無鉛ハンダ材料が投入された高温用金属溶� ��炉1を800~1200℃の高温環境にまで加熱させ、� ��鉛ハンダ材料を溶解させる溶解工程と、前� ��溶解工程により溶解され前記高温環境下に� ��る無鉛ハンダ材料(溶解無鉛ハンダ材料)へ� �定量の炭素を粉末状あるいは顆粒状の加炭� �として添加する加炭工程と、前記溶解無鉛� �ンダ材料と前記加炭剤とを攪拌する攪拌工� �と、前記攪拌工程により攪拌された前記溶� �無鉛ハンダ材料と前記加炭剤との混合物5を� ��型に流し込んで前記混合物を冷却凝固させ� ��冷却工程と、を備える。ここで、前記所定� ��の炭素量が0.01~0.7wt%の範囲内である。

 前記溶解工程において、高温用金属溶解� ��1の排気口7から排出される酸索量が0になる� ��うに加熱部4におけるガスバーナーの加熱燃 料の供給量を調節することが行われる。これ によって、窯部2内のハンダ材料と加炭剤か� �なる混合物5の酸化を防止することができる� ��

 前記冷却工程において凝固された混合物5は 、800~1200℃の高い温度から冷却されるために� ��SnとAgとが分離しやすく、偏析している可能 性がある。そこで、前記冷却工程において凝 固された混合物5を低温用金属溶解炉8内に投� ��して250~400℃の温度範囲の低温環境下で溶解 する。これによって、偏析していたSnとAgと� �均一化させることができる。
 また、混合物5を低温用金属溶解炉8内に投� �した後に、所定加担量の前記無鉛ハンダ材� �を低温用金属溶解炉8内に加え、炭素量が所� ��濃度になるように薄めて調整する調整工程� ��実行される。例えば、高温用金属溶解炉1に おける混合物5においては炭素量が0.5wt%であ� �約10kgwのハンダ合金を製造し、次に、前記の 調整工程において約90kgwの加担量の無鉛ハン� ��材料を低温用金属溶解炉8内に加え、これに よって、炭素量が0.05wt%である約100kgwのハン� �合金を得ることが可能になる。このように� �温用金属溶解炉8における調整工程を設ける� ��とによって、最終目的生成物が炭素量が例� ��ば0.05wt%であるハンダ合金である場合に、ま ず高温用金属溶解炉1によって炭素量を0.01~0.7 wt%の範囲内で高い濃度で設定し、次に低温用 金属溶解炉8における調整工程を実施するこ� �によって、高温用金属溶解炉1のみで製造す� ��場合に比べて極めて効率的にハンダ合金を� ��造することができる。
 上述のように、高温用金属溶解炉1と低温用 金属溶解炉8とを使用することによって、偏� �を解消させることができるとともに、高温� �境で使用する高温用金属溶解炉1の使用時間� ��短くすることができ、また、最終目的生成� ��を得る上における製造コストを低減させる� ��とができる。

 次に、再冷却工程において、前記調整工� ��により炭素量が調整された混合物11を再度� �型に流し込んで冷却凝固させる。この再冷� �工程においては、250~400℃の温度範囲の低温� ��境下で冷却させるので、前述の偏析を消失� ��せることができる。

 なお、前記調整工程の前に、前記冷却工� ��において凝固された混合物5における炭素量 を分析する分析工程を備えるようにしてもよ い。これによって、前記調整工程では、前記 分析工程における分析結果に基づき前記所定 加担量をより正確に決定することが可能にな る。