引线框架-铜合金

引线框架铜合金材料

1）介绍引线框架：

作为集成电路的芯片载体，是一种借助于键合材料（金丝、铝丝、铜丝）实现芯片内部电路引出端与外引线的电气连接，形成电气回路的关键结构件，它起到了和外部导线连接的桥梁作用，绝大部分的半导体集成块中都需要使用引线框架，是电子信息产业中重要的基础材料。

2）优势所在：

科学技术现代化对铜及铜合金材料提出越来越多的新要求，引线框架的作用是导电、散热、联接外部电路，因此要求制作引线框架材料具有高强度、高导电、良好的冲压和蚀刻性能。目前全世界百分之八十的引线框架使用铜合金高精带材制作，据不完全统计，引线框架合金约77种，最为显著的是C194铜合金材料：抗拉强度≥410 MPa,硬度120～145HV,电导率≥3.48×10-2S/m。

3）C194热轧工艺：

本试验所用C194铜合金取自国内某铜厂热轧后的板坯，用水冷铁模浇铸合金扁锭，铸锭尺寸为40 mmxl00 mmx600mm。加热温度、保温时间和终轧温度是热轧工艺的几个关键因素。

1、开轧温度，是轧机开始对金属轧制的温度。开轧温度在金属的塑性变化温度以上，这多半是使金属坯按照要求轧制成某种形状，每种金属均有自己的开轧温度。生产现场总是希望开轧温度高一点，以便提高轧件的塑性，降低变形抗力，节省动力，易于轧制变形。

2、终轧温度，是金属产生塑性变形结束时的温度。这个温度有两个要求：（1）要满足金属仍在塑性变化的温度区域，以便顺利完成轧制；（2）要满足某种金相组织。这是因为，不同的温度，金属有不同的金相组织。如果超过终轧温度，就会出现其他组织的金相组织，这就影响了轧制质量。终轧温度是控制金属合金组织性能的重要条件,需考虑到晶粒大小、第二相的析出。

保温时间主要考虑到合金对温度的敏感性。C194合金对温度不敏感,加热时间的影响较小,实验中控制在2 h。重点研究开轧温度和终轧温度的确定及其对组织性能的影响。

3.1）开轧温度

实验合金的屈服强度和延伸率随温度的变化关系

合金在铸态时的屈服强度

随实验温度的升高而明显降

低；同时,合金的延伸率随实验

温度的升高急剧上升。

当拉伸温度大于650℃时,

屈服强度和延伸率的变化减

缓。对于C194铜合金，考虑到

热轧的成品率、效率。在不引

起加热缺陷的情况下。尽量选

取强度最低、延伸率最好时的

温度进行热轧。同时,考虑到铸

锭运送、热轧机性能、对终轧温度控制的要求,以及该类合金对加热温度不甚敏感的特性,实际采用的开轧温度为

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850℃左右。

3.2）终轧温度

C194合金的终轧温度及随后的淬火,对合金的后续冷轧及时效析出的影响很大。终轧温度及随后的淬火工艺不合理或不能控制,是造成国内生产的C194引线框架铜板带与国外同类产品相比有较大差距的主要原因之一。合金的终轧温度过低或随后不进行淬火处理,则会造成大量的强化相析出。这些强化相会造成以下问题：

(1)合金的过饱和度降低,时效过程中产生的强化相减少；

(2)热轧后慢冷产生的强化相在时效时长大,且分布不均匀，大大降低了合金的强度、塑性及电导率；

(3)强化相的析出将提高合金的强度,在冷轧过程中容易造成开裂等缺陷。

C194铜合金的终轧温度的选择原则是：

(1)终轧温度不造成合金的过饱和度降低；

(2)尽量减少强化相的析出；

(3)为冷轧提供必须的塑性等。

图2是升温时的DSC曲线。

可以看出,在715℃以上析出

峰很少,在715℃以下有445、496、

589℃等较多的析出峰,DSC试验

及金相分析表明终轧温度小于

715℃时会有大量相析出,使合金

的过饱和度降低。因此,C194合金

的终轧温度应高于715℃,而且终

轧完成后应立即喷水冷却,抑制

析出相的发生。为了研究终轧温

度对C194合金性能的影响,本实验中制定两种不同的终轧温度(780、650℃)进行对比分析。

3.3）2种不同终轧温度对组织的影响

为了研究终轧温度对C194合金组织、性能的影响,采用的2种不同终轧温度(780、650℃)C194合金材料，之后2种合金经同样的变形及热处理工艺加工至1mm的板材。

图4为采用2种不同终轧温度后合金的热轧组织(扫描电子显微镜)。可以看到,终轧温度较高时(780℃),喷水冷却使得强化相来不及析出,晶内及晶界的析出相很少,合金基体因此保持着较高的过饱和度；而终轧温度较低时(650℃),因温度较低,晶内已经有较多的析出相。

图5为采用2种不同终轧温度后合金在状态B时的TEM形貌（透射电子显微镜)。从图5a中可以看出,终轧温度为780℃的合金在冷轧、时效后析出相较多,且细小、分布均匀,没有较大的析出相。终轧温度较低时,在喷水冷却前,已经有部分溶质原子析出,合金基体的饱和度较低,随后的时效过程中析出相较少,热轧冷却过程中析出的相长大。

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3.4）2种不同终轧温度对合金的力学性能及电导率的影响

通过对比2种采用不同终轧温度合金在A、B、C 3个状态（冷轧1.5mm,1mm,0.5mm）下的力学性能及电导率,得到图6所示的合金的力学性能与电导率的变化关系。从图6可以看出,C194合金在冷轧至1.5mm厚度(状态A)时。终轧温度较高(780℃)的合金具有较高的抗拉强度和显微硬度,延伸率较低,电导率也较高。而终轧温度为650℃的合金的性能与之相反。终轧温度为780℃的合金的综合性能明显优于终轧温度为650℃的合金。这也验证了本实验选取的初轧温度和终轧温度是合理的。

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3.5）结论：

1)C194铜合金的理想开轧温度为850℃,终轧温度大于715℃且应立即喷水冷却,可获得较好的综合性能。

2)终轧温度较高(780℃)的C194合金终态综合性能优于终轧温度较低(650℃)的合金。终轧温度为780℃的合金在时效后,析出相较多,细小弥散且分布均匀,没有较大的析出相：终轧温度为650℃的合金在时效后,析出相少且不均匀,伴有部分粗大的析出相。控制终轧温度及冷却工艺可以提高合金的综合性能。

4）C194形变与热处理：

很少有人研究过形变热处理对其组织与性能的影响。部分研究表明,对经过热轧的Cu-Ni-Si 合金板坯实施一种形变热处理,通过析出强化与形变强化的综合作用使之获得高的抗拉强度,同时又不失去它较好的导电性,从而使该合金的综合性能明显提高。C194 也是一种析出强化型铜合金,因此从原理上分析也可以采用形变热处理方法改善其组织与性能。该项研究可为提高C194 铜合金引线框架材料的综合性能及进一步挖掘其应用潜力提供实验依据与参考。

4.1）实验条件及方法

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将试样在850℃的温度下固溶处理1h,再在室温水中淬火,然后进行形变率为30%的冷轧变形,随后在550℃下进行第1 次时效,接着进行形变率从0% 到80% 的第2 次冷轧,最后在450℃下进行最终时效处理。两次时效的保温时间均为2h。形变热处理工艺如图1 所示。形变热处理后对试样进行强度、伸长率、硬度以及电导率测试。

4.2）实验结果及分析

4.2.1）形变热处理对C194 铜合金力学性能的影响

在两次时效（550℃和450℃）之间对C194 铜合金板坯施以不同形率的冷轧变形,然后测量其最终时效后的抗拉强度σb和伸长率δ,试验结果如表1 所示。

从表1 可以看出,随着变形率的增加,C194 铜合金的抗拉强度提高,当冷变形率达到70% 左右时抗拉强度σb达到440MPa,比实际工业生

产的合金提高约10%,且伸长率达到13%；当冷

变形率为80% 时抗拉强度σb到443MPa,而伸

长率δ则降低到10%。

材料性能的变化通常是其内部组织结构

变化的体现。两次时效之间的冷变形率越大,

试样内的位错增加越明显,加工硬化程度越

严重。尽管二次时效过程中合金内部组织获

得一定程度的恢复,但仍保留很高的位错密

度,如图2 所示。在透射电镜下可以清楚地观

察到,经过80%冷变形率的试样经第2 次时效

处理后晶粒内部保留着高位错密度区,位错

严重缠结。因此若要变形继续进行,则位错需

要更大的外力才能克服位错缠结群的阻碍作

用,从而使相应的强度提高。另外冷变形引起

较高的强度也与析出相强化有关,变形率越

大,则变形储能也越大,导致第二相析出越充

分,相应的第二相颗粒增多,强化效果增加。

但另一方面,由于位错的大量缠结,导致塑性变形时应力集中严重,且变形不均匀,因而材料塑性降低,从而呈现出伸长率随着冷变形率的增加而下降的规律。

C194 铜合金的力学性能还可以

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通过在形变热处理不同阶段的硬度变化来反映。在形变热处理的不同阶段

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,其硬度值的变化如图3 所示。从图3 可以看出,板坯在热加工后其维氏硬度值为87HV,经过固溶处理后硬度值降到68HV,随后经过30%冷轧变形率,硬度为70HV,变化很小；第1 次时效使材料硬度大为提高,增加到109HV,比初始的材料硬度高出25%；再经过70% 的冷变形后并经最终时效处理,硬度达到132HV,比初始状态高出52%。硬度的变化是由组织的变化所引起的。

图4为C194铜合金固溶处理后的金相组织图5为C194铜合金最终时效后的高倍显微组

织其中图5a 为合金中的扩展位错,图5b 为

第二相在晶界和位错密集区聚集长大的状

态；

图6 为合金最终时效后的金相组织。

与热变形状态相比,固溶处理后硬度的稍

微下降主要是由于合金的静态再结晶（金属材

料在热加工中断或终止后的保温或随后的冷

却过程中发生的再结晶过程）软化与固溶度提

高引起的固溶强化的综合作用。

C194 铜合金层错能（金属结构在堆垛时，

没有严格的按照堆垛顺序，形成堆垛）较低、扩展位错（一个全位错分解为两个或多个不全位错，其间以层错带相联）较宽,所以在固溶处理中易发生完全静态再结晶（见图4）,使合金强度下降；同时,强化相充分固溶后引起强烈的晶格畸变,又使合金强度有所提高,因此固溶处理并没有使该合金的硬度显著下降（图3）。该合金为沉淀强化型合金,经过两次时效后合金的硬度大大提高,这是因为形变热处理过程中的两步冷轧变形不仅细化了晶粒（如图6 所示）,而且增加了位错密度,在时效过程中γ-Fe沉淀相易于在缺陷处形核,因而较高的位错密度促使γ-Fe 在基体中较均匀弥散地析出。（两次时效间的冷变形率为70%）。由于γ-Fe 相与基体分别为体心立方和面心立方,脱溶后产生非共格界面（见图5b）,导致晶格畸变严重,使合金得到进一步强化。将经过形变热处理后的试样再进行550℃×2h 的保温处理,测量其硬度值,发现处理前硬度为109HV,加热后为101HV,硬度只下降了7%。这表明该合金形变热处理后组织和力学性能相当稳定。这主要是因为耐热析出相γ-Fe 对晶界和位错的钉扎作用所致。而这种组织与性能的稳定性也正是引线框架材料所要求的。

4.2.2形变热处理对C194 铜合金电导率的影响

众所周知,对于多组元合金,一般情况下当合金元素固溶于基体中时合金的电导率低于

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合金元素析出后的电导率。这是由于溶质原子的溶入引起溶剂点阵的畸变

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,增加了电子的散射,使电阻增大；而合金元素析出形成的第二相尺寸较大,对电子波的散射作用较小。因此,在形变热处理中,可通过冷变形增加位错的密度来促使合金元素的析出,从而提高合金的电

导率。

图7 所示为试样第2 次时效后测定的电导率。

可见,经不同变形率冷轧后C194 铜合

金最终的电性能不同。材料在变形较小时电

导率相对较低,当两次时效间的冷变形率为

0%时试样的相对电导率为66.7%，冷变形率

为26% 时为66.5%，它们相差不大；但当冷

变形率达到46% 时电导率出现第一个高峰,

达到69.2%。这是由于随着冷变形率的增加,

合金内部缺陷密度越来越高,位错和空位为

溶质原子的扩散提供通道,并为第二相形核提供位置和驱动能,促使第二相析出量增加,使相应基体中的溶质浓度下降,因此导致了电导率的提高。但在冷变形率为64%左右时电导率又有所下降,这是由于基体中溶质浓度并不是影响合金电导率的唯一因素,随着变形率的增加,导致溶质原子在基体中固溶度的下降固然可以提高合金的电导率；但另一方面,大量的缺陷和界面成为自由电子运动的障碍,变形率的增加又会促使缺陷的增多和界面面积的增大,因此会导致电导率的下降。所以这两种不同的因素构成了一对矛盾,共同影响着合金的电导性能。当形变率达到67%时,缺陷和界面对电导率的影响超过了溶质原子对电导率的影响,导致了电导率的下降。当变形率达到70% 左右时,电导率达到最大值72.7%，比实际工业生产的合金的电导率提高了约17%。随后,随着变形率增加,缺陷对自由电子的阻碍作用占住主导地位,合金电导率又出现下降趋势。

4.3）结论：

（1）经过本试验设计的形变热处理后,C194 铜合金获得了较好的力学性能,当两次时效间的冷变形率达到70%左右时,其强度达到440MPa,比实际工业生产的合金提高约10%；且伸长率达到13%。

（2）经过两次时效处理后,C194 铜合金保持了较高的硬度,在550℃下保温2h后其硬度只下降7%,说明C194合金经形变热处理后具有较好的热稳定性。

（3）所设计的形变热处理工艺使C194 铜合金的电导率明显提高,当两次时效间的冷变形率达到70%左右时,相对电导率达到72.7%，比实际工业生产的合金的电导率提高了约17%。

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