1、.引線框架銅合金材料1） 介紹引線框架： 作為集成電路的芯片載體，是一種借助于鍵合材料（金絲、鋁絲、銅絲）實(shí)現(xiàn)芯片內(nèi)部電路引出端與外引線的電氣連接，形成電氣回路的關(guān)鍵結(jié)構(gòu)件，它起到了和外部導(dǎo)線連接的橋梁作用，絕大部分的半導(dǎo)體集成塊中都需要使用引線框架，是電子信息產(chǎn)業(yè)中重要的基礎(chǔ)材料。2）優(yōu)勢所在：科學(xué)技術(shù)現(xiàn)代化對(duì)銅及銅合金材料提出越來越多的新要求，引線框架的作用是導(dǎo)電、散熱、聯(lián)接外部電路，因此要求制作引線框架材料具有高強(qiáng)度、高導(dǎo)電、良好的沖壓和蝕刻性能。目前全世界百分之八十的引線框架使用銅合金高精帶材制作，據(jù)不完全統(tǒng)計(jì)，引線框架合金約77種，最為顯著的是C194銅合金材料：抗拉強(qiáng)度410 MP

2、a,硬度120145HV,電導(dǎo)率3.4810-2S/m。3） C194熱軋工藝：本試驗(yàn)所用C194銅合金取自國內(nèi)某銅廠熱軋后的板坯，用水冷鐵模澆鑄合金扁錠，鑄錠尺寸為40 mmxl00 mmx600mm。加熱溫度、保溫時(shí)間和終軋溫度是熱軋工藝的幾個(gè)關(guān)鍵因素。1、 開軋溫度，是軋機(jī)開始對(duì)金屬軋制的溫度。開軋溫度在金屬的塑性變化溫度以上，這多半是使金屬坯按照要求軋制成某種形狀，每種金屬均有自己的開軋溫度。生產(chǎn)現(xiàn)場總是希望開軋溫度高一點(diǎn)，以便提高軋件的塑性，降低變形抗力，節(jié)省動(dòng)力，易于軋制變形。 2、終軋溫度，是金屬產(chǎn)生塑性變形結(jié)束時(shí)的溫度。這個(gè)溫度有兩個(gè)要求：（1）要滿足金屬仍在塑性變化的溫度區(qū)域

3、，以便順利完成軋制；（2）要滿足某種金相組織。這是因?yàn)?，不同的溫度，金屬有不同的金相組織。如果超過終軋溫度，就會(huì)出現(xiàn)其他組織的金相組織，這就影響了軋制質(zhì)量。終軋溫度是控制金屬合金組織性能的重要條件,需考慮到晶粒大小、第二相的析出。保溫時(shí)間主要考慮到合金對(duì)溫度的敏感性。C194合金對(duì)溫度不敏感,加熱時(shí)間的影響較小,實(shí)驗(yàn)中控制在2 h。重點(diǎn)研究開軋溫度和終軋溫度的確定及其對(duì)組織性能的影響。3.1）開軋溫度實(shí)驗(yàn)合金的屈服強(qiáng)度和延伸率隨溫度的變化關(guān)系合金在鑄態(tài)時(shí)的屈服強(qiáng)度隨實(shí)驗(yàn)溫度的升高而明顯降低；同時(shí),合金的延伸率隨實(shí)驗(yàn)溫度的升高急劇上升。當(dāng)拉伸溫度大于650時(shí),屈服強(qiáng)度和延伸率的變化減緩。對(duì)于C1

4、94銅合金，考慮到熱軋的成品率、效率。在不引起加熱缺陷的情況下。盡量選取強(qiáng)度最低、延伸率最好時(shí)的溫度進(jìn)行熱軋。同時(shí),考慮到鑄錠運(yùn)送、熱軋機(jī)性能、對(duì)終軋溫度控制的要求,以及該類合金對(duì)加熱溫度不甚敏感的特性,實(shí)際采用的開軋溫度為850左右。3.2）終軋溫度C194合金的終軋溫度及隨后的淬火,對(duì)合金的后續(xù)冷軋及時(shí)效析出的影響很大。終軋溫度及隨后的淬火工藝不合理或不能控制,是造成國內(nèi)生產(chǎn)的C194引線框架銅板帶與國外同類產(chǎn)品相比有較大差距的主要原因之一。合金的終軋溫度過低或隨后不進(jìn)行淬火處理,則會(huì)造成大量的強(qiáng)化相析出。這些強(qiáng)化相會(huì)造成以下問題：(1) 合金的過飽和度降低,時(shí)效過程中產(chǎn)生的強(qiáng)化相減少；(

5、2) 熱軋后慢冷產(chǎn)生的強(qiáng)化相在時(shí)效時(shí)長大,且分布不均勻，大大降低了合金的強(qiáng)度、塑性及電導(dǎo)率；(3) 強(qiáng)化相的析出將提高合金的強(qiáng)度,在冷軋過程中容易造成開裂等缺陷。C194銅合金的終軋溫度的選擇原則是：(1) 終軋溫度不造成合金的過飽和度降低；(2) 盡量減少強(qiáng)化相的析出；(3) 為冷軋?zhí)峁┍仨毜乃苄缘取?圖2是升溫時(shí)的DSC曲線?？梢钥闯?在715以上析出峰很少,在715以下有445、496、589等較多的析出峰,DSC試驗(yàn)及金相分析表明終軋溫度小于715時(shí)會(huì)有大量相析出,使合金的過飽和度降低。因此,C194合金的終軋溫度應(yīng)高于715,而且終軋完成后應(yīng)立即噴水冷卻,抑制析出相的發(fā)生。為了研究終

6、軋溫度對(duì)C194合金性能的影響,本實(shí)驗(yàn)中制定兩種不同的終軋溫度(780、650)進(jìn)行對(duì)比分析。3.3）2種不同終軋溫度對(duì)組織的影響為了研究終軋溫度對(duì)C194合金組織、性能的影響,采用的2種不同終軋溫度(780、650)C194合金材料，之后2種合金經(jīng)同樣的變形及熱處理工藝加工至1mm的板材。圖4為采用2種不同終軋溫度后合金的熱軋組織(掃描電子顯微鏡)?？梢钥吹?終軋溫度較高時(shí)(780),噴水冷卻使得強(qiáng)化相來不及析出,晶內(nèi)及晶界的析出相很少,合金基體因此保持著較高的過飽和度；而終軋溫度較低時(shí)(650),因溫度較低,晶內(nèi)已經(jīng)有較多的析出相。圖5為采用2種不同終軋溫度后合金在狀態(tài)B時(shí)的TEM形貌（透

7、射電子顯微鏡)。從圖5a中可以看出,終軋溫度為780的合金在冷軋、時(shí)效后析出相較多,且細(xì)小、分布均勻,沒有較大的析出相。終軋溫度較低時(shí),在噴水冷卻前,已經(jīng)有部分溶質(zhì)原子析出,合金基體的飽和度較低,隨后的時(shí)效過程中析出相較少,熱軋冷卻過程中析出的相長大。3.4）2種不同終軋溫度對(duì)合金的力學(xué)性能及電導(dǎo)率的影響通過對(duì)比2種采用不同終軋溫度合金在A、B、C 3個(gè)狀態(tài)（冷軋1.5mm,1mm,0.5mm）下的力學(xué)性能及電導(dǎo)率,得到圖6所示的合金的力學(xué)性能與電導(dǎo)率的變化關(guān)系。從圖6可以看出,C194合金在冷軋至1.5mm厚度(狀態(tài)A)時(shí)。終軋溫度較高(780)的合金具有較高的抗拉強(qiáng)度和顯微硬度,延伸率較低

8、,電導(dǎo)率也較高。而終軋溫度為650的合金的性能與之相反。終軋溫度為780的合金的綜合性能明顯優(yōu)于終軋溫度為650的合金。這也驗(yàn)證了本實(shí)驗(yàn)選取的初軋溫度和終軋溫度是合理的。3.5）結(jié)論：1)C194銅合金的理想開軋溫度為850,終軋溫度大于715且應(yīng)立即噴水冷卻,可獲得較好的綜合性能。2)終軋溫度較高(780)的C194合金終態(tài)綜合性能優(yōu)于終軋溫度較低(650)的合金。終軋溫度為780的合金在時(shí)效后,析出相較多,細(xì)小彌散且分布均勻,沒有較大的析出相：終軋溫度為650的合金在時(shí)效后,析出相少且不均勻,伴有部分粗大的析出相?？刂平K軋溫度及冷卻工藝可以提高合金的綜合性能。4） C194形變與熱處理：

9、很少有人研究過形變熱處理對(duì)其組織與性能的影響。部分研究表明,對(duì)經(jīng)過熱軋的Cu-Ni-Si 合金板坯實(shí)施一種形變熱處理,通過析出強(qiáng)化與形變強(qiáng)化的綜合作用使之獲得高的抗拉強(qiáng)度,同時(shí)又不失去它較好的導(dǎo)電性,從而使該合金的綜合性能明顯提高。C194 也是一種析出強(qiáng)化型銅合金,因此從原理上分析也可以采用形變熱處理方法改善其組織與性能。該項(xiàng)研究可為提高C194 銅合金引線框架材料的綜合性能及進(jìn)一步挖掘其應(yīng)用潛力提供實(shí)驗(yàn)依據(jù)與參考。4.1）實(shí)驗(yàn)條件及方法 將試樣在850的溫度下固溶處理1h,再在室溫水中淬火,然后進(jìn)行形變率為30%的冷軋變形,隨后在550下進(jìn)行第1 次時(shí)效,接著進(jìn)行形變率從0% 到80% 的

10、第2 次冷軋,最后在450下進(jìn)行最終時(shí)效處理。兩次時(shí)效的保溫時(shí)間均為2h。形變熱處理工藝如圖1 所示。形變熱處理后對(duì)試樣進(jìn)行強(qiáng)度、伸長率、硬度以及電導(dǎo)率測試。4.2）實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析4.2.1）形變熱處理對(duì)C194 銅合金力學(xué)性能的影響在兩次時(shí)效（550和450）之間對(duì)C194 銅合金板坯施以不同形率的冷軋變形,然后測量其最終時(shí)效后的抗拉強(qiáng)度b和伸長率,試驗(yàn)結(jié)果如表1 所示。從表1 可以看出,隨著變形率的增加,C194 銅合金的抗拉強(qiáng)度提高,當(dāng)冷變形率達(dá)到70% 左右時(shí)抗拉強(qiáng)度b達(dá)到440MPa,比實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)的合金提高約10%,且伸長率達(dá)到13%；當(dāng)冷變形率為80% 時(shí)抗拉強(qiáng)度b到443MPa

11、,而伸長率 則降低到10%。 材料性能的變化通常是其內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)變化的體現(xiàn)。兩次時(shí)效之間的冷變形率越大,試樣內(nèi)的位錯(cuò)增加越明顯,加工硬化程度越嚴(yán)重。盡管二次時(shí)效過程中合金內(nèi)部組織獲得一定程度的恢復(fù),但仍保留很高的位錯(cuò)密度,如圖2 所示。在透射電鏡下可以清楚地觀察到,經(jīng)過80%冷變形率的試樣經(jīng)第2 次時(shí)效處理后晶粒內(nèi)部保留著高位錯(cuò)密度區(qū),位錯(cuò)嚴(yán)重纏結(jié)。因此若要變形繼續(xù)進(jìn)行,則位錯(cuò)需要更大的外力才能克服位錯(cuò)纏結(jié)群的阻礙作用,從而使相應(yīng)的強(qiáng)度提高。另外冷變形引起較高的強(qiáng)度也與析出相強(qiáng)化有關(guān),變形率越大,則變形儲(chǔ)能也越大,導(dǎo)致第二相析出越充分,相應(yīng)的第二相顆粒增多,強(qiáng)化效果增加。但另一方面,由于位錯(cuò)的

12、大量纏結(jié),導(dǎo)致塑性變形時(shí)應(yīng)力集中嚴(yán)重,且變形不均勻,因而材料塑性降低,從而呈現(xiàn)出伸長率隨著冷變形率的增加而下降的規(guī)律。C194 銅合金的力學(xué)性能還可以通過在形變熱處理不同階段的硬度變化來反映。在形變熱處理的不同階段,其硬度值的變化如圖3 所示。從圖3 可以看出,板坯在熱加工后其維氏硬度值為87HV,經(jīng)過固溶處理后硬度值降到68HV,隨后經(jīng)過30%冷軋變形率,硬度為70HV,變化很小；第1 次時(shí)效使材料硬度大為提高,增加到109HV,比初始的材料硬度高出25%；再經(jīng)過70% 的冷變形后并經(jīng)最終時(shí)效處理,硬度達(dá)到132HV,比初始狀態(tài)高出52%。硬度的變化是由組織的變化所引起的。圖4為C194銅合

13、金固溶處理后的金相組織 圖5為C194銅合金最終時(shí)效后的高倍顯微組織其中圖5a 為合金中的擴(kuò)展位錯(cuò),圖5b 為第二相在晶界和位錯(cuò)密集區(qū)聚集長大的狀態(tài)； 圖6 為合金最終時(shí)效后的金相組織。與熱變形狀態(tài)相比,固溶處理后硬度的稍微下降主要是由于合金的靜態(tài)再結(jié)晶（金屬材料在熱加工中斷或終止后的保溫或隨后的冷卻過程中發(fā)生的再結(jié)晶過程）軟化與固溶度提高引起的固溶強(qiáng)化的綜合作用。C194 銅合金層錯(cuò)能（金屬結(jié)構(gòu)在堆垛時(shí)，沒有嚴(yán)格的按照堆垛順序，形成堆垛）較低、擴(kuò)展位錯(cuò)（一個(gè)全位錯(cuò)分解為兩個(gè)或多個(gè)不全位錯(cuò)，其間以層錯(cuò)帶相聯(lián)）較寬,所以在固溶處理中易發(fā)生完全靜態(tài)再結(jié)晶（見圖4）,使合金強(qiáng)度下降；同時(shí),強(qiáng)化相充分

14、固溶后引起強(qiáng)烈的晶格畸變,又使合金強(qiáng)度有所提高,因此固溶處理并沒有使該合金的硬度顯著下降（圖3）。該合金為沉淀強(qiáng)化型合金,經(jīng)過兩次時(shí)效后合金的硬度大大提高,這是因?yàn)樾巫儫崽幚磉^程中的兩步冷軋變形不僅細(xì)化了晶粒（如圖6 所示）,而且增加了位錯(cuò)密度,在時(shí)效過程中-Fe沉淀相易于在缺陷處形核,因而較高的位錯(cuò)密度促使-Fe 在基體中較均勻彌散地析出。（兩次時(shí)效間的冷變形率為70%）。由于-Fe 相與基體分別為體心立方和面心立方,脫溶后產(chǎn)生非共格界面（ 見圖5b）,導(dǎo)致晶格畸變嚴(yán)重,使合金得到進(jìn)一步強(qiáng)化。將經(jīng)過形變熱處理后的試樣再進(jìn)行5502h 的保溫處理,測量其硬度值,發(fā)現(xiàn)處理前硬度為109HV,加熱

15、后為101HV,硬度只下降了7%。這表明該合金形變熱處理后組織和力學(xué)性能相當(dāng)穩(wěn)定。這主要是因?yàn)槟蜔嵛龀鱿?Fe 對(duì)晶界和位錯(cuò)的釘扎作用所致。而這種組織與性能的穩(wěn)定性也正是引線框架材料所要求的。4.2.2形變熱處理對(duì)C194 銅合金電導(dǎo)率的影響 眾所周知,對(duì)于多組元合金,一般情況下當(dāng)合金元素固溶于基體中時(shí)合金的電導(dǎo)率低于合金元素析出后的電導(dǎo)率。這是由于溶質(zhì)原子的溶入引起溶劑點(diǎn)陣的畸變,增加了電子的散射,使電阻增大；而合金元素析出形成的第二相尺寸較大,對(duì)電子波的散射作用較小。因此,在形變熱處理中,可通過冷變形增加位錯(cuò)的密度來促使合金元素的析出,從而提高合金的電導(dǎo)率。圖7 所示為試樣第2 次時(shí)效后測

16、定的電導(dǎo)率?？梢?經(jīng)不同變形率冷軋后C194 銅合金最終的電性能不同。材料在變形較小時(shí)電導(dǎo)率相對(duì)較低,當(dāng)兩次時(shí)效間的冷變形率為0%時(shí)試樣的相對(duì)電導(dǎo)率為66.7%，冷變形率為26% 時(shí)為66.5%，它們相差不大；但當(dāng)冷變形率達(dá)到46% 時(shí)電導(dǎo)率出現(xiàn)第一個(gè)高峰,達(dá)到69.2%。這是由于隨著冷變形率的增加,合金內(nèi)部缺陷密度越來越高,位錯(cuò)和空位為溶質(zhì)原子的擴(kuò)散提供通道,并為第二相形核提供位置和驅(qū)動(dòng)能,促使第二相析出量增加,使相應(yīng)基體中的溶質(zhì)濃度下降,因此導(dǎo)致了電導(dǎo)率的提高。但在冷變形率為64%左右時(shí)電導(dǎo)率又有所下降,這是由于基體中溶質(zhì)濃度并不是影響合金電導(dǎo)率的唯一因素,隨著變形率的增加,導(dǎo)致溶質(zhì)原子在基體中固溶度的下降固然可以提高合金的電導(dǎo)率；但另一方面,大量的缺陷和界面成為自由電子運(yùn)動(dòng)的障礙,變形率的增加又會(huì)促使缺陷的增多和界面面積的增大,因此會(huì)導(dǎo)致電導(dǎo)率的下降。所以這兩種不同的因素構(gòu)成了一對(duì)矛盾,共同影響著合金的電導(dǎo)性能。當(dāng)形變率達(dá)到67%時(shí),缺陷和界面對(duì)電導(dǎo)率的影響超過了溶質(zhì)原子對(duì)電導(dǎo)率的影響,導(dǎo)致了電導(dǎo)率的下降。當(dāng)變形率達(dá)到70% 左右時(shí),電導(dǎo)率達(dá)到最大值72.7%，比實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)的合金的電導(dǎo)率提高了約17%。隨后,隨著變形率增加,缺陷對(duì)自由電子的阻礙作用占住主導(dǎo)地位,合金電導(dǎo)率又出現(xiàn)下降趨勢