异形C19210铜合金带材的热处理工艺

张振峰, 李翰冬, 陈 伟, 秦柳馨, 林高用, 姜雁斌

(1. 江苏江顺精密机电设备有限公司, 江苏 江阴 214423;2. 中南大学 材料科学与工程学院, 湖南 长沙 410083)

随着5G商业化、人工智能等的快速发展,终端机器人、自动驾驶等产业对于芯片性能的要求提升,先进封装技术市场需求持续攀升,为满足封装需求,引线框架产品也逐渐向高端化、多样化发展。引线框架起着稳固芯片、连接电路、散热等作用,是半导体封装的基础材料,是集成电路的芯片载体,是电子信息产业中重要的基础材料。随着集成电路向小型化、薄型化、轻量化和多功能化发展,高强高导型引线框架材料逐步成为市场主流。Cu-Fe-P系合金作为第一代铜基引线框架材料,因其良好的机加工性、90°弯曲性、耐蚀性、成本低廉等优点,目前仍是产量最高、用量最大的集成电路引线框架材料,以C19210(KFC)及C19400合金为代表,约占铜基框架材料的80%以上[1-2]。近些年来国内外对Cu-Fe-P系合金展开了大量的研究。刘勇等[3]研发出了一种加入微量硼(B)和稀土(RE)元素的Cu-0.2Fe-0.06P合金,发现其在900 ℃×70 min固溶+400 ℃×2 h时效条件下硬度可达106.4 HV,导电率可达82.3%IACS。张御天等[4]研究发现,在铜铁合金中加入Mg元素可以析出细小的Mg3P2,减少粗大的Fe3P2析出,合金性能提高;Geng等[5]研究发现,在Cu-Fe-P合金中添加Cr和Sn可以提高强度,降低导电率,添加Mg、Ce可以提高合金的综合性能;Guo等[6]发现,适当添加稀土元素RE以促进强化相的析出,使强化颗粒更细,分散在基体中,细化基体组织等,从而有效改善合金的物理性能和力学性能,而过量添加RE会恶化合金的性能。目前国内生产的C19210异形铜带存在性能不稳定、不均匀、导电率低等问题。

对于引线框架用异形铜带,传统的技术是采用“热轧开坯+孔型轧制+高速锻打”的变形工艺,这种技术需要专用高速锻打设备,以使坯料充分填充轧辊型孔。采用“连续挤压开坯+冷连轧”的工艺是我国开发的一种异形铜带短流程制备方案,这种方案的中间热处理对铜带组织和性能的影响显著,目前国内的相关生产线尚未找到最合适的热处理工艺,产品最终性能不稳定。本文结合“连续挤压开坯”的短流程工艺,通过研究热处理工艺来稳定调控C19210合金异形铜带最终的组织与性能,具有重要的实际意义。

1 试验材料与方法

本试验所采用材料为国内某企业采用“连续挤压开坯+三连冷轧”短流程工艺制备的宽37.5 mm规格T型C19210合金带材,如图1所示,其化学成分如表1所示,加工过程的尺寸变化如表2所示。采用KSL-1200X-M箱式炉模拟第一次钟罩式等温退火工艺,再进行38%变形量的冷轧,然后采用氢气连续退火炉模拟第二次立式连续退火,最后进行精轧、切边和矫直。

表1 C19210合金的化学成分(质量分数,%)

表2 C19210合金异形带轧制加工过程的尺寸变化

图1 C19210合金异形带示意图Fig.1 Schematic diagram of the C19210 alloy special-shaped strip

采用FD-102涡流仪测量各工艺方案下样品的导电率(%IACS);采用HVS-1000型数显显微硬度计测量试样的显微硬度(加载载荷0.5 kg,测量5次取平均值);对所取铜带试样纵、横截面抛光后,经FeCl3盐酸溶液腐蚀,采用MX6RT光学显微镜观察显微组织;从各热处理工艺方案下的合金带材上沿纵向切取标准拉伸试样,标距长度50 mm,采用WDW-100C电子万能试验机测量试样的拉伸性能,拉伸速度为1 mm/min,每种工艺测试3个平行试样,取测量结果的平均值。

2 试验结果与讨论

2.1 第一次退火工艺

图2为三连轧异形带材厚薄料在一次退火过程中硬度和导电率的变化曲线。由图2(a)可见,随着一次等温退火时间的延长,合金的导电率迅速上升至90%IACS左右后趋于稳定,在500 ℃下长时退火可获得最高的导电率;由图2(b)可见,随着一次等温退火时间的延长,合金的硬度先急剧下降,其后趋于稳定,在500 ℃下退火20 h仍可保持74 HV0.5的硬度。

图2 异形C19210合金带材第一次等温退火过程中的导电率(a)和硬度(b)变化曲线Fig.2 Change curves of the conductivity(a) and hardness(b) of the C19210 alloy special-shaped strip during first isothermal annealing process

在实际生产异形C19210合金带材的过程中,一次等温退火的主要作用是提高合金的导电性能,其次是消除三连轧后的加工硬化和残余应力。对于Cu-Fe-P合金而言,影响其导电性能的主要因素包括Fe、P溶解度、位错密度和晶粒尺寸等。在上述退火条件下,影响最显著的是Fe、P的固溶度。同时在C19210合金中Fe的含量远大于P含量,所以Fe元素对于导电率的影响更大。图3为Fe在铜基体中溶解度变化曲线[3],可见随着温度的增高,Fe元素在铜基体中的固溶度增大,自由焓减小,Fe相在高温下的析出热力学驱动力降低,导致在较高温度退火后Fe元素析出减少,合金的导电率降低[7]。随着一次等温退火时间的延长,合金的导电率先快速上升并趋于恒值,这是因为一次退火过程中,固溶元素Fe、P析出形成第二相,使固溶度下降,基体得到净化,电子散射作用降低,导电率上升[8];第二相析出也会引起点阵畸变,对电子产生额外的散射作用,使导电率下降,但其影响明显小于基体中的固溶元素对电子的散射作用,所以合金导电率得到提升。同时,合金内部发生回复、再结晶和晶粒长大现象,内部缺陷得到改善,位错密度下降,晶粒长大使得晶界减少,对电子散射作用降低,导电率得到进一步提高。一次等温退火后期,保温时间足够长以后,合金内部固溶元素Fe、P含量下降,过饱和度降低,析出驱动力下降,析出第二相减少,导电率上升速率减缓,并逐渐趋近于恒值。

图3 Fe相在铜基体中溶解度示意图[3]Fig.3 Solubility diagram of Fe phase in copper matrix[3]

在退火过程中,C19210合金带材硬度变化的主要影响因素是回复、再结晶软化和第二相析出强化。再结晶温度(350～500 ℃)通常低于最佳退火温度,因此会出现退火过程中加工硬化效果消失的现象[9]。且随着退火温度的升高,硬度下降程度更大,这是因为随着温度的升高,合金内部回复、再结晶速度越快,程度越大。当一次退火时间为4～8 h时,带材硬度回升形成峰值(见图2(b)),这是由于退火初期溶质原子聚集成G.P.区,与基体保持共格关系,此时强化机制为共格强化;随析出相数量增多和尺寸增大,析出强化效果增强,合金硬度提升[2,10-11]。在一次退火后期,共格析出相转变为半共格或者非共格析出相,合金强化机制转变为Orowan机制,析出相被位错包围形成位错环,对位错起到钉扎作用;随着析出相晶粒尺寸的长大,析出强化效果下降[12],析出强化作用明显低于再结晶软化作用,所以合金硬度再次下降。影响一次退火带材硬度的最重要的因素是回复、再结晶软化,所以硬度总体上呈现下降趋势。

结合硬度和导电率分析结果,选择第一次退火较佳的工艺为500 ℃保温20 h,此时C19210合金带材的硬度和导电率分别为74 HV0.5和91.1%IACS。

2.2 第二次退火工艺

切取500 ℃×20 h第一次等温退火后的异形C19210合金带材的薄料(厚度为t)和厚料(厚度为T)部分进行冷轧,先进行导电率和硬度测试,之后进行第二次连续退火,退火过程中薄料和厚料部分的导电率和硬度的变化曲线如图4所示。可以看出,厚料和薄料的冷轧态性能差别不大,硬度分别为120和121 HV0.5,导电率分别为88.2%IACS～89.0%IACS和89.0%IACS～90.2%IACS,但是在相同退火条件下存在明显差异,这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,在相同退火条件下,管式炉中的高温气氛对薄料部分试样的热传导(以对流传热为主)导致的温升速率远远大于厚料部分,导致厚料与薄料达到预期的500 ℃退火温度存在时间差异。当厚料芯部还在升温时,薄料部分已经达500 ℃的退火温度。在该退火温度下,薄料内部的Fe元素快速回溶到Cu基体内部,导致其导电率下降。所以,在相同退火工艺下,厚料部分的导电率高于薄料部分,造成异形C19210合金带材导电率的不均匀性。

图4 异形C19210合金带材在第二次连续退火过程中的导电率和硬度变化曲线(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

图5为异形C19210合金带材薄料部分在不同温度连续退火180 s时的显微组织。图5(a, b)为C19210合金带材薄料部位连续退火之前的冷轧态组织,可见在纵截面观察到明显的晶粒被拉长的现象,呈纤维状组织,这是由第一次等温退火后38%变形量的冷轧所致,而横截面的晶粒被压扁的程度较轻。图5(c～h)为C19210合金带材薄料部位经650、750、800 ℃第二次连续退火180 s后的显微组织。可见退火温度为650 ℃时,合金纵截面仍有晶粒呈被拉长的形貌,表明合金内部尚未发生完全再结晶;但退火温度为750、800 ℃时发生了回复、再结晶现象,冷轧纤维状组织消除,形成了等轴晶粒,且退火温度越高,晶粒尺寸越大。

图5 异形C19210合金带材薄料部分在不同温度连续退火180 s时纵截面(a, c, e, g)和横截面(b, d, f, h)的显微组织(a,b)冷轧态;(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 ℃

为了解决第二次连续退火时异形C19210合金带材厚薄部分性能不均匀的问题,将连续退火改为箱式炉等温退火,退火温度分别为400和450 ℃,保温时间分别为2和7 h,等温退火后测试合金带材薄料部位和厚料部位的硬度和导电率,试验结果如表3所示。可见,第二次等温退火后合金薄料部分和厚料部分的导电率和硬度差异不明显,表明带材厚薄部分性能不均匀的问题得到解决。当退火温度由400 ℃升至450 ℃时,合金带材的导电率略有增加,但硬度明显下降。由于第二次退火温度低于第一次退火温度,基体过饱和度比第一次退火时高,析出动力强,导致更多的第二相析出。这样,在两次退火配合下合金的导电率得到再一次提升[13]。同时,第二次退火产生的第二相颗粒更加细小弥散,两次退火后基体中具有大小不同的颗粒配合强化,形成大颗粒间分散着小颗粒的结构,稳定性增加,更有效地阻碍位错的移动、重排和再结晶晶核的长大;且升温时可减缓回复和再结晶,从而提高合金的持久强度、塑性和抗软化性等[14]。

表3 异形C19210合金带材第二次等温退火后的导电率和硬度

综合考虑合金性能、成本、环保等因素,选择较优的第二次等温退火工艺为450 ℃保温2 h,此时异形C19210合金薄料部分的硬度为75 HV0.5,导电率可达91.2%IACS,厚料部分的硬度为74 HV0.5,导电率可达91.3%IACS。

2.3 精轧后的最终性能

切取450 ℃×2 h第二次等温退火后的异形C19210合金带材的薄料和厚料部分,分别进行单道次精轧,薄料部分精轧至厚度0.6 mm(变形量28%),厚料部分精轧至厚度2.0 mm(变形量30%),然后测试其硬度、导电率、抗拉强度和断后伸长率,结果如表4所示。从表4可以看出,精轧后异形C19210合金带材薄料部分的硬度为120 HV0.5、导电率为90.2%IACS,厚料部分的硬度为121 HV0.5,导电率为90.1%IACS。基本满足企业标准导电率≥90%IACS,硬度105～125 HV的性能要求,同时保证了带材厚薄料部位性能均匀。

表4 异形C19210合金带材精轧后的导电率和力学性能

由此可得,异型C19210合金带材的最佳制备工艺方案为:连续挤压-三连轧-500 ℃×20 h钟罩式等温退火-冷轧-450 ℃×2 h等温退火-精轧。

3 结论

1) 异形C19210合金带材的最佳第一次等温退火工艺为500 ℃×20 h,此时带材的硬度为74 HV0.5,导电率可达91.1%IACS,厚料和薄料部分性能均匀,再经过38%变形量的冷轧后,带材硬度上升至120 HV0.5,导电率下降不明显。

2) 经第二次连续退火后,异形C19210合金带材厚料和薄料部分出现明显的性能不均匀现象,改用等温退火后该现象得到改善,最佳第二次等温退火工艺为450 ℃×2 h。此时带材的薄料部位硬度为75 HV0.5,导电率可达91.2%IACS,厚料部位硬度为74 HV0.5,导电率可达91.3%IACS,厚料和薄料部分性能均匀。

3) 经第二次退火和精轧后异形C19210合金带材的最终性能满足产品要求,此时薄带硬度为120 HV0.5,导电率为90.2%IACS,厚带硬度为121 HV0.5,导电率为90.1%IACS,且厚料和薄料部分性能均匀。

4)异形C19210合金带材的最佳工艺方案为:连续挤压-三连轧-500 ℃×20 h钟罩式等温退火-冷轧-450 ℃×2 h等温退火-精轧。