異形C19210銅合金帶材的熱處理工藝

張振峰, 李翰冬, 陳 偉, 秦柳馨, 林高用, 姜雁斌

(1. 江蘇江順精密機(jī)電設(shè)備有限公司, 江蘇 江陰 214423;2. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 湖南 長沙 410083)

隨著5G商業(yè)化、人工智能等的快速發(fā)展,終端機(jī)器人、自動駕駛等產(chǎn)業(yè)對于芯片性能的要求提升,先進(jìn)封裝技術(shù)市場需求持續(xù)攀升,為滿足封裝需求,引線框架產(chǎn)品也逐漸向高端化、多樣化發(fā)展。引線框架起著穩(wěn)固芯片、連接電路、散熱等作用,是半導(dǎo)體封裝的基礎(chǔ)材料,是集成電路的芯片載體,是電子信息產(chǎn)業(yè)中重要的基礎(chǔ)材料。隨著集成電路向小型化、薄型化、輕量化和多功能化發(fā)展,高強(qiáng)高導(dǎo)型引線框架材料逐步成為市場主流。Cu-Fe-P系合金作為第一代銅基引線框架材料,因其良好的機(jī)加工性、90°彎曲性、耐蝕性、成本低廉等優(yōu)點(diǎn),目前仍是產(chǎn)量最高、用量最大的集成電路引線框架材料,以C19210(KFC)及C19400合金為代表,約占銅基框架材料的80%以上[1-2]。近些年來國內(nèi)外對Cu-Fe-P系合金展開了大量的研究。劉勇等[3]研發(fā)出了一種加入微量硼(B)和稀土(RE)元素的Cu-0.2Fe-0.06P合金,發(fā)現(xiàn)其在900 ℃×70 min固溶+400 ℃×2 h時效條件下硬度可達(dá)106.4 HV,導(dǎo)電率可達(dá)82.3%IACS。張御天等[4]研究發(fā)現(xiàn),在銅鐵合金中加入Mg元素可以析出細(xì)小的Mg3P2,減少粗大的Fe3P2析出,合金性能提高;Geng等[5]研究發(fā)現(xiàn),在Cu-Fe-P合金中添加Cr和Sn可以提高強(qiáng)度,降低導(dǎo)電率,添加Mg、Ce可以提高合金的綜合性能;Guo等[6]發(fā)現(xiàn),適當(dāng)添加稀土元素RE以促進(jìn)強(qiáng)化相的析出,使強(qiáng)化顆粒更細(xì),分散在基體中,細(xì)化基體組織等,從而有效改善合金的物理性能和力學(xué)性能,而過量添加RE會惡化合金的性能。目前國內(nèi)生產(chǎn)的C19210異形銅帶存在性能不穩(wěn)定、不均勻、導(dǎo)電率低等問題。

對于引線框架用異形銅帶,傳統(tǒng)的技術(shù)是采用“熱軋開坯+孔型軋制+高速鍛打”的變形工藝,這種技術(shù)需要專用高速鍛打設(shè)備,以使坯料充分填充軋輥型孔。采用“連續(xù)擠壓開坯+冷連軋”的工藝是我國開發(fā)的一種異形銅帶短流程制備方案,這種方案的中間熱處理對銅帶組織和性能的影響顯著,目前國內(nèi)的相關(guān)生產(chǎn)線尚未找到最合適的熱處理工藝,產(chǎn)品最終性能不穩(wěn)定。本文結(jié)合“連續(xù)擠壓開坯”的短流程工藝,通過研究熱處理工藝來穩(wěn)定調(diào)控C19210合金異形銅帶最終的組織與性能,具有重要的實(shí)際意義。

1 試驗(yàn)材料與方法

本試驗(yàn)所采用材料為國內(nèi)某企業(yè)采用“連續(xù)擠壓開坯+三連冷軋”短流程工藝制備的寬37.5 mm規(guī)格T型C19210合金帶材,如圖1所示,其化學(xué)成分如表1所示,加工過程的尺寸變化如表2所示。采用KSL-1200X-M箱式爐模擬第一次鐘罩式等溫退火工藝,再進(jìn)行38%變形量的冷軋,然后采用氫氣連續(xù)退火爐模擬第二次立式連續(xù)退火,最后進(jìn)行精軋、切邊和矯直。

表1 C19210合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

表2 C19210合金異形帶軋制加工過程的尺寸變化

圖1 C19210合金異形帶示意圖Fig.1 Schematic diagram of the C19210 alloy special-shaped strip

采用FD-102渦流儀測量各工藝方案下樣品的導(dǎo)電率(%IACS);采用HVS-1000型數(shù)顯顯微硬度計測量試樣的顯微硬度(加載載荷0.5 kg,測量5次取平均值);對所取銅帶試樣縱、橫截面拋光后,經(jīng)FeCl3鹽酸溶液腐蝕,采用MX6RT光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織;從各熱處理工藝方案下的合金帶材上沿縱向切取標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣,標(biāo)距長度50 mm,采用WDW-100C電子萬能試驗(yàn)機(jī)測量試樣的拉伸性能,拉伸速度為1 mm/min,每種工藝測試3個平行試樣,取測量結(jié)果的平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 第一次退火工藝

圖2為三連軋異形帶材厚薄料在一次退火過程中硬度和導(dǎo)電率的變化曲線。由圖2(a)可見,隨著一次等溫退火時間的延長,合金的導(dǎo)電率迅速上升至90%IACS左右后趨于穩(wěn)定,在500 ℃下長時退火可獲得最高的導(dǎo)電率;由圖2(b)可見,隨著一次等溫退火時間的延長,合金的硬度先急劇下降,其后趨于穩(wěn)定,在500 ℃下退火20 h仍可保持74 HV0.5的硬度。

圖2 異形C19210合金帶材第一次等溫退火過程中的導(dǎo)電率(a)和硬度(b)變化曲線Fig.2 Change curves of the conductivity(a) and hardness(b) of the C19210 alloy special-shaped strip during first isothermal annealing process

在實(shí)際生產(chǎn)異形C19210合金帶材的過程中,一次等溫退火的主要作用是提高合金的導(dǎo)電性能,其次是消除三連軋后的加工硬化和殘余應(yīng)力。對于Cu-Fe-P合金而言,影響其導(dǎo)電性能的主要因素包括Fe、P溶解度、位錯密度和晶粒尺寸等。在上述退火條件下,影響最顯著的是Fe、P的固溶度。同時在C19210合金中Fe的含量遠(yuǎn)大于P含量,所以Fe元素對于導(dǎo)電率的影響更大。圖3為Fe在銅基體中溶解度變化曲線[3],可見隨著溫度的增高,Fe元素在銅基體中的固溶度增大,自由焓減小,Fe相在高溫下的析出熱力學(xué)驅(qū)動力降低,導(dǎo)致在較高溫度退火后Fe元素析出減少,合金的導(dǎo)電率降低[7]。隨著一次等溫退火時間的延長,合金的導(dǎo)電率先快速上升并趨于恒值,這是因?yàn)橐淮瓮嘶疬^程中,固溶元素Fe、P析出形成第二相,使固溶度下降,基體得到凈化,電子散射作用降低,導(dǎo)電率上升[8];第二相析出也會引起點(diǎn)陣畸變,對電子產(chǎn)生額外的散射作用,使導(dǎo)電率下降,但其影響明顯小于基體中的固溶元素對電子的散射作用,所以合金導(dǎo)電率得到提升。同時,合金內(nèi)部發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶和晶粒長大現(xiàn)象,內(nèi)部缺陷得到改善,位錯密度下降,晶粒長大使得晶界減少,對電子散射作用降低,導(dǎo)電率得到進(jìn)一步提高。一次等溫退火后期,保溫時間足夠長以后,合金內(nèi)部固溶元素Fe、P含量下降,過飽和度降低,析出驅(qū)動力下降,析出第二相減少,導(dǎo)電率上升速率減緩,并逐漸趨近于恒值。

圖3 Fe相在銅基體中溶解度示意圖[3]Fig.3 Solubility diagram of Fe phase in copper matrix[3]

在退火過程中,C19210合金帶材硬度變化的主要影響因素是回復(fù)、再結(jié)晶軟化和第二相析出強(qiáng)化。再結(jié)晶溫度(350～500 ℃)通常低于最佳退火溫度,因此會出現(xiàn)退火過程中加工硬化效果消失的現(xiàn)象[9]。且隨著退火溫度的升高,硬度下降程度更大,這是因?yàn)殡S著溫度的升高,合金內(nèi)部回復(fù)、再結(jié)晶速度越快,程度越大。當(dāng)一次退火時間為4～8 h時,帶材硬度回升形成峰值(見圖2(b)),這是由于退火初期溶質(zhì)原子聚集成G.P.區(qū),與基體保持共格關(guān)系,此時強(qiáng)化機(jī)制為共格強(qiáng)化;隨析出相數(shù)量增多和尺寸增大,析出強(qiáng)化效果增強(qiáng),合金硬度提升[2,10-11]。在一次退火后期,共格析出相轉(zhuǎn)變?yōu)榘牍哺窕蛘叻枪哺裎龀鱿?合金強(qiáng)化機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)镺rowan機(jī)制,析出相被位錯包圍形成位錯環(huán),對位錯起到釘扎作用;隨著析出相晶粒尺寸的長大,析出強(qiáng)化效果下降[12],析出強(qiáng)化作用明顯低于再結(jié)晶軟化作用,所以合金硬度再次下降。影響一次退火帶材硬度的最重要的因素是回復(fù)、再結(jié)晶軟化,所以硬度總體上呈現(xiàn)下降趨勢。

結(jié)合硬度和導(dǎo)電率分析結(jié)果,選擇第一次退火較佳的工藝為500 ℃保溫20 h,此時C19210合金帶材的硬度和導(dǎo)電率分別為74 HV0.5和91.1%IACS。

2.2 第二次退火工藝

切取500 ℃×20 h第一次等溫退火后的異形C19210合金帶材的薄料(厚度為t)和厚料(厚度為T)部分進(jìn)行冷軋,先進(jìn)行導(dǎo)電率和硬度測試,之后進(jìn)行第二次連續(xù)退火,退火過程中薄料和厚料部分的導(dǎo)電率和硬度的變化曲線如圖4所示?？梢钥闯?厚料和薄料的冷軋態(tài)性能差別不大,硬度分別為120和121 HV0.5,導(dǎo)電率分別為88.2%IACS～89.0%IACS和89.0%IACS～90.2%IACS,但是在相同退火條件下存在明顯差異,這是由于厚料部分的厚度(2.85 mm)是薄料部分厚度(0.83 mm)的3.4倍,在相同退火條件下,管式爐中的高溫氣氛對薄料部分試樣的熱傳導(dǎo)(以對流傳熱為主)導(dǎo)致的溫升速率遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于厚料部分,導(dǎo)致厚料與薄料達(dá)到預(yù)期的500 ℃退火溫度存在時間差異。當(dāng)厚料芯部還在升溫時,薄料部分已經(jīng)達(dá)500 ℃的退火溫度。在該退火溫度下,薄料內(nèi)部的Fe元素快速回溶到Cu基體內(nèi)部,導(dǎo)致其導(dǎo)電率下降。所以,在相同退火工藝下,厚料部分的導(dǎo)電率高于薄料部分,造成異形C19210合金帶材導(dǎo)電率的不均勻性。

圖4 異形C19210合金帶材在第二次連續(xù)退火過程中的導(dǎo)電率和硬度變化曲線(a,b)厚料部分;(c,d)薄料部分Fig.4 Change curves of conductivity and hardness of the C19210 alloy special-shaped strip during second continuous annealing process(a,b) thick part; (c,d) thin part

圖5為異形C19210合金帶材薄料部分在不同溫度連續(xù)退火180 s時的顯微組織。圖5(a, b)為C19210合金帶材薄料部位連續(xù)退火之前的冷軋態(tài)組織,可見在縱截面觀察到明顯的晶粒被拉長的現(xiàn)象,呈纖維狀組織,這是由第一次等溫退火后38%變形量的冷軋所致,而橫截面的晶粒被壓扁的程度較輕。圖5(c～h)為C19210合金帶材薄料部位經(jīng)650、750、800 ℃第二次連續(xù)退火180 s后的顯微組織?？梢娡嘶饻囟葹?50 ℃時,合金縱截面仍有晶粒呈被拉長的形貌,表明合金內(nèi)部尚未發(fā)生完全再結(jié)晶;但退火溫度為750、800 ℃時發(fā)生了回復(fù)、再結(jié)晶現(xiàn)象,冷軋纖維狀組織消除,形成了等軸晶粒,且退火溫度越高,晶粒尺寸越大。

圖5 異形C19210合金帶材薄料部分在不同溫度連續(xù)退火180 s時縱截面(a, c, e, g)和橫截面(b, d, f, h)的顯微組織(a,b)冷軋態(tài);(c,d)650 ℃;(e,f)750 ℃;(g,h)800 ℃Fig.5 Microstructure in longitudinal section(a, c, e, g) and cross section (b, d, f, h) of the thin part of C19210 alloy special-shaped strip continuous annealed at different temperatures for 180 s(a,b) as-cold rolled; (c,d) 650 ℃; (e,f) 750 ℃; (g,h) 800 ℃

為了解決第二次連續(xù)退火時異形C19210合金帶材厚薄部分性能不均勻的問題,將連續(xù)退火改為箱式爐等溫退火,退火溫度分別為400和450 ℃,保溫時間分別為2和7 h,等溫退火后測試合金帶材薄料部位和厚料部位的硬度和導(dǎo)電率,試驗(yàn)結(jié)果如表3所示?？梢?第二次等溫退火后合金薄料部分和厚料部分的導(dǎo)電率和硬度差異不明顯,表明帶材厚薄部分性能不均勻的問題得到解決。當(dāng)退火溫度由400 ℃升至450 ℃時,合金帶材的導(dǎo)電率略有增加,但硬度明顯下降。由于第二次退火溫度低于第一次退火溫度,基體過飽和度比第一次退火時高,析出動力強(qiáng),導(dǎo)致更多的第二相析出。這樣,在兩次退火配合下合金的導(dǎo)電率得到再一次提升[13]。同時,第二次退火產(chǎn)生的第二相顆粒更加細(xì)小彌散,兩次退火后基體中具有大小不同的顆粒配合強(qiáng)化,形成大顆粒間分散著小顆粒的結(jié)構(gòu),穩(wěn)定性增加,更有效地阻礙位錯的移動、重排和再結(jié)晶晶核的長大;且升溫時可減緩回復(fù)和再結(jié)晶,從而提高合金的持久強(qiáng)度、塑性和抗軟化性等[14]。

表3 異形C19210合金帶材第二次等溫退火后的導(dǎo)電率和硬度

綜合考慮合金性能、成本、環(huán)保等因素,選擇較優(yōu)的第二次等溫退火工藝為450 ℃保溫2 h,此時異形C19210合金薄料部分的硬度為75 HV0.5,導(dǎo)電率可達(dá)91.2%IACS,厚料部分的硬度為74 HV0.5,導(dǎo)電率可達(dá)91.3%IACS。

2.3 精軋后的最終性能

切取450 ℃×2 h第二次等溫退火后的異形C19210合金帶材的薄料和厚料部分,分別進(jìn)行單道次精軋,薄料部分精軋至厚度0.6 mm(變形量28%),厚料部分精軋至厚度2.0 mm(變形量30%),然后測試其硬度、導(dǎo)電率、抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率,結(jié)果如表4所示。從表4可以看出,精軋后異形C19210合金帶材薄料部分的硬度為120 HV0.5、導(dǎo)電率為90.2%IACS,厚料部分的硬度為121 HV0.5,導(dǎo)電率為90.1%IACS?；緷M足企業(yè)標(biāo)準(zhǔn)導(dǎo)電率≥90%IACS,硬度105～125 HV的性能要求,同時保證了帶材厚薄料部位性能均勻。

表4 異形C19210合金帶材精軋后的導(dǎo)電率和力學(xué)性能

由此可得,異型C19210合金帶材的最佳制備工藝方案為:連續(xù)擠壓-三連軋-500 ℃×20 h鐘罩式等溫退火-冷軋-450 ℃×2 h等溫退火-精軋。

3 結(jié)論

1) 異形C19210合金帶材的最佳第一次等溫退火工藝為500 ℃×20 h,此時帶材的硬度為74 HV0.5,導(dǎo)電率可達(dá)91.1%IACS,厚料和薄料部分性能均勻,再經(jīng)過38%變形量的冷軋后,帶材硬度上升至120 HV0.5,導(dǎo)電率下降不明顯。

2) 經(jīng)第二次連續(xù)退火后,異形C19210合金帶材厚料和薄料部分出現(xiàn)明顯的性能不均勻現(xiàn)象,改用等溫退火后該現(xiàn)象得到改善,最佳第二次等溫退火工藝為450 ℃×2 h。此時帶材的薄料部位硬度為75 HV0.5,導(dǎo)電率可達(dá)91.2%IACS,厚料部位硬度為74 HV0.5,導(dǎo)電率可達(dá)91.3%IACS,厚料和薄料部分性能均勻。

3) 經(jīng)第二次退火和精軋后異形C19210合金帶材的最終性能滿足產(chǎn)品要求,此時薄帶硬度為120 HV0.5,導(dǎo)電率為90.2%IACS,厚帶硬度為121 HV0.5,導(dǎo)電率為90.1%IACS,且厚料和薄料部分性能均勻。

4)異形C19210合金帶材的最佳工藝方案為:連續(xù)擠壓-三連軋-500 ℃×20 h鐘罩式等溫退火-冷軋-450 ℃×2 h等溫退火-精軋。