退火溫度對高純鎢靶顯微組織和內(nèi)應(yīng)力的影響

崔子振 林巖松 石 剛 李 陽 張德智

(1 航天材料及工藝研究所，北京 100076) (2 航天長征睿特科技有限公司，天津 300462)

退火溫度對高純鎢靶顯微組織和內(nèi)應(yīng)力的影響

崔子振1林巖松1石 剛1李 陽2張德智1

(1 航天材料及工藝研究所，北京 100076) (2 航天長征睿特科技有限公司，天津 300462)

文 摘 采用熱等靜壓工藝制備了高純鎢靶，并在不同溫度下對其進行退火處理。采用金相顯微鏡、TEM、XRD和硬度計對不同溫度退火的高純鎢靶的顯微組織和內(nèi)應(yīng)力進行表征。結(jié)果表明：高純鎢靶經(jīng)1 200℃真空退火后，保留了熱等靜壓后的細晶組織，晶粒未發(fā)生長大，但是位錯密度卻大幅度減小，晶格畸變率下降，硬度值降低，這是由于退火處理使熱等靜壓高純鎢靶發(fā)生回復(fù)，內(nèi)應(yīng)力得以釋放。當退火溫度低于1 200℃時，鎢靶的內(nèi)應(yīng)力去除不完全，當退火溫度高于1 200℃時鎢靶的晶粒開始長大，故熱等靜壓高純鎢靶的最佳退火溫度是1 200℃。

退火，高純鎢靶，顯微組織，內(nèi)應(yīng)力

0 引言

高純金屬鎢具有高電子遷移抗力、高溫穩(wěn)定性和高的電子發(fā)射系數(shù)，能夠彌補傳統(tǒng)集成電路鋁、硅基器件易于電泄露和鋁膜退化等問題，因此高純鎢靶被廣泛用作半導(dǎo)體大規(guī)模集成電路的門電路電極材料、布線材料和屏蔽金屬材料[1-2]。

目前，高純鎢靶主要采用熔煉軋制工藝制備，具體工藝是以鎢條為原料，采用電弧熔煉、電子束熔煉和區(qū)域熔煉技術(shù)提純金屬鎢，鎢材為鑄態(tài)，產(chǎn)品純度較高，但是鎢材晶粒粗大，晶界脆性大，加工性能極差[3-7]。熱等靜壓工藝[8]是制備細晶高致密度難熔金屬的有效方法，但是熱等靜壓產(chǎn)品中往往會保留很大的內(nèi)應(yīng)力，在后續(xù)冷卻及機械加工過程易于開裂，最終導(dǎo)致產(chǎn)品報廢。因此需要對熱等靜壓產(chǎn)品進行退火處理來消除材料內(nèi)應(yīng)力，使工件發(fā)生回復(fù)，晶格畸變率下降，硬度降低，產(chǎn)品具有良好的機械加工性能[9-10]。

本文對熱等靜壓高純鎢靶在不同溫度下進行退火處理，使其既能去除內(nèi)應(yīng)力，又能避免晶粒長大，并且研究了退火溫度對其顯微組織和內(nèi)應(yīng)力的影響規(guī)律。

1 實驗

以純度為99.999%的高純鎢粉為原料，經(jīng)冷等靜壓成形后裝入包套并進行真空熱除氣，將除氣完成的包套置于熱等靜壓機中進行壓制，然后將熱等靜壓高純鎢靶進行退火處理。退火工藝為退火溫度分別選取800、1 000、1 200和1 400℃，保溫時間為3 h，隨爐降溫。試樣尺寸為Φ60 mm×50 mm的圓柱。采用金相顯微鏡、TEM、XRD和硬度計對不同溫度退火處理后高純鎢靶的顯微組織和內(nèi)應(yīng)力進行分析和表征。

2 結(jié)果與討論

2.1 金相組織分析

圖1為不同溫度退火處理后高純鎢靶的金相照片，可以看出，不同溫度退火后高純鎢靶的晶粒均為不規(guī)則的等軸晶，當退火溫度為800、1 000和1 200℃時，高純鎢靶的晶粒比較細小，且晶粒尺寸分布較為均勻，平均晶粒尺寸為5 μm左右；當退火溫度提高到1 400℃時，高純鎢靶的晶粒尺寸分布變得不均勻，部分晶粒發(fā)生明顯長大，最大晶粒尺寸達到30 μm，平均晶粒尺寸為15 μm左右。說明在800～1 200℃退火處理時，高純鎢靶只發(fā)生回復(fù)過程，并沒有發(fā)生明顯的再結(jié)晶；當退火溫度提高到1 400℃時，高純鎢靶已經(jīng)發(fā)生明顯的再結(jié)晶并出現(xiàn)部分晶粒異常長大。因此最佳退火處理溫度為1 200℃。

圖1 不同溫度退火處理后高純鎢靶金相照片

2.2 TEM分析

圖2為不同溫度退火處理后高純鎢靶TEM照片，可以看出，800℃退火的試樣晶粒內(nèi)部分布著高密度位錯，晶界處位錯密度較晶粒內(nèi)部低，高的位錯密度必然導(dǎo)致高純鎢靶高的內(nèi)應(yīng)力，由此可知800℃退火處理對高純鎢靶內(nèi)應(yīng)力去除并不明顯，這是因為退火溫度低，原子遷移能力有限，回復(fù)效果不明顯；1 000℃退火試樣晶粒內(nèi)部位錯密度大幅度下降，晶界處位錯密度依然較高，這是因為隨著退火溫度的升高，原子遷移能力增強，位錯滑移速率提高，位錯可以在滑移面上滑移和交滑移，晶粒內(nèi)部位錯向晶界移動，發(fā)生一定程度的回復(fù)，內(nèi)應(yīng)力有所降低；1 200℃退火處理的試樣無論是晶粒內(nèi)部還是晶界處，位錯大部分消失，這說明回復(fù)過程基本完成，內(nèi)應(yīng)力大部分已經(jīng)去除，結(jié)合金相觀察結(jié)果發(fā)現(xiàn)晶粒未見明顯長大，說明1 200℃退火尚不能為晶粒長大提供所必需的驅(qū)動力；1 400℃退火處理的試樣不僅晶粒內(nèi)部和晶界處位錯幾乎完全消失，而且出現(xiàn)了部分晶粒異常長大的現(xiàn)象，這說明1 400℃退火處理消除了位錯纏結(jié)引起的阻礙作用，晶界遷移能力得到增強，晶粒開始長大。因此，熱等靜壓高純鎢靶最佳退火處理溫度為1 200℃，這與金相測試結(jié)果相一致。

圖2 不同溫度退火處理后高純鎢靶的TEM照片

Fig.2 TEM micrographs of high purity tungsten target after annealing treatment at different temperatures

2.3 硬度分析

高純鎢靶退火處理前的硬度值為45.8HRC，隨著退火溫度的提高，熱等靜壓高純鎢靶的硬度呈現(xiàn)下降趨勢。800℃退火處理的試樣硬度值為45.2HRC；與800℃退火的試樣相比，1 000℃退火處理試樣的硬度變化不大，硬度值為43.2HRC；與800℃退火的試樣相比，1 200℃退火處理試樣的硬度下降較為明顯，降幅為8.3HRC；隨著退火溫度進一步提高到1 400℃，材料的硬度值基本穩(wěn)定。這說明1 200℃退火處理后高純鎢靶的內(nèi)應(yīng)力大部分已經(jīng)去除，這與TEM測試結(jié)果吻合。

繼續(xù)提高退火溫度至1 400℃，晶粒開始長大，總的晶界數(shù)量減少，高純鎢靶硬度略有下降，甚至出現(xiàn)部分晶粒異常長大現(xiàn)象。退火處理的溫度越高，應(yīng)力去除越完全，硬度降低越明顯，進而起到改善材料機加工性能的作用。但是溫度過高，晶粒出現(xiàn)異常長大，會對材料的使用性能造成不良影響。因此，綜合金相組織、TEM和硬度測試結(jié)果，表明熱等靜壓高純鎢靶最佳退火處理溫度為1 200℃。

2.4 XRD分析

圖3為不同溫度退火處理后高純鎢靶的X射線衍射圖譜，可以看出，三條主衍射峰，均與理想晶體鎢相一致，這說明采用熱等靜壓法制備的高純鎢靶具有各向同性，沒有發(fā)生擇優(yōu)取向；在X射線衍射譜圖中除了鎢的特征峰，沒有發(fā)現(xiàn)有其他物質(zhì)的衍射峰，證明試樣純度較高。800和1 000℃退火處理試樣的衍射峰較1 200和1 400℃退火試樣的衍射峰明顯向高角度偏移，這是由于內(nèi)應(yīng)力過大，晶格畸變導(dǎo)致的結(jié)果。

圖3 不同溫度退火處理后高純鎢靶的X射線衍射圖譜

以第一強峰(110)晶面為基準，根據(jù)XRD中的衍射角數(shù)據(jù)計算相應(yīng)的晶面間距d、晶格常數(shù)a、晶格畸變率γ等參數(shù)。將不同溫度退火處理的高純鎢靶的XRD測試及計算結(jié)果列于表1。

表1 不同溫度退火處理后高純鎢靶的XRD測試及計算結(jié)果

從表1中可以看出，隨著退火處理溫度的提高，衍射峰(110)的衍射角偏移量呈現(xiàn)下降趨勢，晶格常數(shù)與理論值偏差越來越小，晶格畸變率減小。1 200和1 400℃退火處理后高純鎢靶的晶格畸變率只有0.136%和0.092%，這說明經(jīng)過高溫退火處理后鎢靶的晶格缺陷基本消失，這與TEM和硬度測試結(jié)果相吻合。

3 結(jié)論

采用熱等靜壓工藝制備的高純鎢靶材，在800～1 400℃，隨著退火處理溫度的提高，位錯密度減小，硬度值下降，晶格畸變率降低。內(nèi)應(yīng)力隨著退火處理溫度的提高逐漸得以消除，降低了熱等靜壓高純鎢靶材機械加工過程的開裂傾向，提高了靶材的機加工性能，降低了生產(chǎn)成本。但是1 400℃退火處理后內(nèi)應(yīng)力消除的同時出現(xiàn)部分晶粒異常長大，對高純鎢靶的使用性能帶來不利影響，故熱等靜壓高純鎢靶最佳退火處理溫度是1 200℃。

[1] 郭讓民. 高純鎢濺射靶材制取工藝研究[J]. 中國鉬業(yè)，1997，21：39-41.

[2] 趙秦生. 國外高純鎢粉和鎢材制備[J]. 稀有金屬與硬質(zhì)合金，2003，31(4)：56-57.

[3] 劉文勝，龍路平，馬運柱. 高純鎢研究現(xiàn)狀及制備工藝方法綜述[J]. 粉末冶金技術(shù)，2012，30(3)：223-224.

[4] 張文林，孫濤，李娟瑩. 電子束熔煉及其設(shè)備[J]. 冶金設(shè)備，2003，140(4)：31-34.

[5] 劉春東，張東輝，馬軼群，等. 電子束熔煉技術(shù)及發(fā)展趨勢淺析[J]. 河北建筑工程學院學報，2008，26(4)：67-68.

[6] 李文良，羅遠輝. 區(qū)域熔煉制備高純金屬的綜述[J]. 礦冶，2010，19(2)：57-61.

[7] 吳洪，閻紅，王丹. 區(qū)域熔煉法制備高純度金屬[J]. 化學工程師，2001，84(3)：16-17.

[8] 馬福康. 等靜壓技術(shù)[M]. 北京：冶金工業(yè)出版社，1991：11-14.

[9] XIE Donghua, LIU Kezhao, XIAN Xiaobin, et al. Effect of annealing temperature on the microstructure and properties of pure vanadium[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2008, 37(9):1567-1568.

[10] 龔夢強，周張健，張珂，等. 退火溫度與Ti、Al元素對14Cr-ODS合金力學性能的影響[J]. 粉末冶金材料科學與工程，2015，20(3)：358-359.

Effect of Annealing Temperature on Microstructure and Internal Stress of High Purity Tungsten Target

CUI Zizhen1LIN Yansong1SHI Gang1LI Yang2ZHANG Dezhi1

(1 Aerospace Research Institute of Materials & Processing Technology, Beijing 100076)(2 Aerospace Long March Arimt Technology Co., Ltd, Tianjin 300462)

High purity tungsten target was prepared by hot isostatic pressing technique and annealed at different temperatures. The microstructure and internal stress of high purity tungsten target were characterized by metallographic microscope, TEM, XRD and hardness tester. The results show that high purity tungsten target after vacuum annealing at 1 200℃ retains the fine grain structure obtained by hot isostatic pressing treatment, grain size does not grow but the dislocation density, lattice distortion and hardness are reduced greatly. This is due to the high purity tungsten target by hot isostatic pressing generates recovery after annealing treatment and the internal stress is released. When the annealing temperature is below 1 200℃, the internal stress of tungsten target cannot be removed completely. When annealing temperature is above 1 200℃, the grain size of the tungsten target begins to grow. So the optimum annealing temperature of high purity tungsten target prepared by hot isostatic pressing is 1 200℃.

Annealing，High purity tungsten target，Microstructure，Internal stress

2016-12-05

崔子振，1985年出生，工程師，主要從事難熔金屬靶材研究工作。E-mail：cuizzhcalt@sina.com

TU51

10.12044/j.issn.1007-2330.2017.04.014