摘要：电子器件中集成电路的微型化推动引线框架制造从机械冲压向化学蚀刻转变，使得低残余应力与高强度、高导电性一同成为关键性能要求。本研究对 C70350 铜合金带材进行了去应力退火处理（ 150~550 ℃，保温 3 分钟），并通过透射电子显微镜（ TEM ）、电子背

【简介】

电子器件中集成电路的微型化推动引线框架制造从机械冲压向化学蚀刻转变，使得低残余应力与高强度、高导电性一同成为关键性能要求。本研究对 C70350 铜合金带材进行了去应力退火处理（ 150~550 ℃，保温 3 分钟），并通过透射电子显微镜（ TEM ）、电子背散射衍射（ EBSD ）和 X 射线衍射（ XRD ）表征了带材表面及厚度方向的显微组织演变与宏观织构梯度。结果表明：随着退火温度升高，轧制方向（ RD ）残余应力先降低后升高，在 350 ℃时达到最小值；横向（ TD ）残余应力在 250 ℃时达到最小值。在中温区间（ 250~350 ℃）进行短时（ 3 分钟）退火，可在有效降低残余应力的同时，保持材料优异的综合性能。 350 ℃和 550 ℃退火会改变相界关系，削弱析出相对位错的钉扎作用。在 150~450 ℃区间内，残余应力受位错与析出相的共同影响。此外，退火后带材厚度方向存在交替的拉 - 压应力梯度，立方织构（ Cube texture ）强度从表面到中心逐渐降低。几何必需位错（ GND ）密度与局部立方织构含量呈正相关，这一现象反映了轧制工艺与中温退火的协同作用。研究结果可为引线框架用铜合金带材的生产提供理论指导。

【全文链接】

【亮点】

（ 1 ）对多尺度影响因素进行了协同分析

（ 2 ）通过多层 / 多向方法对残余应力进行了定量表征

（ 3 ）研究了微观与宏观结构的梯度分布特征

（ 4 ）揭示了残余应力的梯度演变机制

【背景】

随着电子信息技术的快速发展，集成电路（ IC ）朝着多功能化、大型化方向不断演进。集成电路主要由芯片和引线框架两部分组成，其中引线框架作为连接芯片与外部电路的关键桥梁，承担着固定芯片与传输电信号的重要功能。目前，超过 80% 的引线框架材料采用高性能铜合金带材制造。

电子器件的持续微型化促使引线框架向更薄、更精密的方向发展，引脚间距从几毫米缩小至亚毫米级别。除高强度与高导电性外，优异的塑性与成形性也成为引线框架用铜合金带材的必备性能要求。传统物理冲压方法已无法满足严苛的精度要求，而化学蚀刻技术更适用于加工具有多引脚的超薄、高精度引线框架带材。

化学蚀刻是通过选择性溶解金属表面形成微尺度图案的精密制造工艺，广泛应用于引线框架制备，其流程包括：（ 1 ）在金属表面均匀涂覆光刻胶；（ 2 ）通过光掩模进行紫外曝光；（ 3 ）显影形成光刻胶图案，暴露目标蚀刻区域；（ 4 ）利用专用蚀刻剂选择性溶解金属，形成所需引线结构。在此过程中，材料的局部去除会破坏原有的应力平衡，系统为寻求新的力学平衡，必然会导致工件变形。这种变形对后续芯片键合工艺及长期服役可靠性具有重要影响，因此低残余应力已成为化学蚀刻引线框架材料的关键性能指标。

金属中的残余应力是指外部载荷去除后仍残留在材料内部的应力，由加工或热处理过程中的不均匀塑性变形、热梯度或相变引起，对材料性能与服役行为影响显著。根据空间尺度，残余应力可分为三类：Ⅰ 型（宏观应力）：贯穿整个构件的长程应力，由不均匀塑性变形、热效应或化学反应产生；Ⅱ 型（显微组织应力）：因晶粒尺度的不均匀变形，存在于多个晶粒或亚晶粒间的应力；Ⅲ 型（原子尺度应力）：塑性变形过程中形成的晶格缺陷（如空位、间隙原子）引发的局部应力，属于原子间相互作用应力。

X 射线衍射（ XRD ）已成为残余应力分析的主流技术，这种无损检测方法通过探测晶格畸变来测量表面应变（深度在 10 μ m 以内），典型光束直径为 2~3mm ，且主要用于定量分析 Ⅱ 型和 Ⅲ 型应力。

强度等力学性能指标通常可通过加工硬化、第二相析出强化、固溶强化或晶粒细化等传统方法调控，但残余应力的调控需要深入理解其主导影响因素。由于 Ⅱ 型和 Ⅲ 型残余应力通过微观尺度的应力平衡效应评估，其主要影响因素被普遍认为是位错与析出相。

Yang 等人对 C19400 铜合金带材进行了短时去应力退火（ 100~500 ℃）研究，发现位错密度是控制残余应力的主导因素，且位错密度与残余应力的关系呈非线性特征，受退火温度、再结晶过程及析出相演变的进一步调控，通过温度调控可实现强度与残余应力的平衡。 Zhou 等人开发了热超声应力松弛技术，可有效降低铜合金带材的残余应力，研究表明残余应力的缓解是多种机制协同作用的结果，包括：（ 1 ）位错重排；（ 2 ）织构优化；（ 3 ）晶粒细化；（ 4 ）析出相调控。

现有研究表明，位错与析出相对残余应力影响的内在机制尚未完全明确。在实际应用中，残余应力已从静态材料参数转变为动态服役性能指标，但为该指标建立精确的构效关系极具挑战性 —— 仅通过分析孤立的显微组织特征或特定优化参数无法准确描述残余应力，其更可能源于多种显微组织组分的复杂协同作用。目前，文献中关于位错网络、析出相状态、晶界结构及织构组分等多种显微组织元素对残余应力的耦合作用的系统研究仍较为有限，亟需开展全面研究以阐明这些多尺度相互作用及其对残余应力行为的综合影响。

更根本的问题在于，当前带材残余应力测量受试样制备与检测方法限制，仅能获得表面应力数据（压应力或拉应力）。但对于完整的带材而言，拉应力与压应力必须保持整体平衡。在实际蚀刻过程中，材料去除发生在部分或整个厚度层，而非仅局限于表面，因此表征厚度方向残余应力的类型与分布特征至关重要。

为解决这两个关键问题，本研究采用跨尺度表征方法：首先，测量不同温度退火后样品的力学性能，研究表面显微组织与宏观织构的变化；随后，对退火样品进行逐层去除，表征不同梯度层的残余应力与显微组织演变。本研究旨在通过多尺度表征阐明退火对铜合金带材的多维度影响（包括显微组织、宏观织构、力学性能及残余应力分布），研究结果可为铜合金带材的生产优化提供理论指导。

【图文】

本研究采用冷轧态 C70350 铜合金带材（厚度 0.3 mm ），其名义成分为 1.4 wt% 镍（ Ni ）、 1.04 wt% 钴（ Co ）、 0.6 wt% 硅（ Si ），余量为铜（ Cu ）。退火处理在管式炉中进行，温度范围为 150~550 ℃，保温 3 分钟后空冷至室温。

为研究显微组织与残余应力沿厚度方向的演变规律，将 350 ℃退火后的样品线切割成 8 × 10 mm 的矩形试样，并进行逐层去除处理。为保证实验一致性，所有试样均采用相同的电解抛光参数 —— 15 V 电压、 1.6 A 电流、 70% 磷酸电解液，抛光设备为配备弹簧加载夹具的 Buehler 70 – 1831 – 220 系统，以避免减薄过程中产生夹持应力。通过集成温度控制将抛光温度精确维持在 40~50 ℃，有效抑制热暴露引发的显微组织变化。试样被切割为 5 个厚度梯度均匀的部分，分别为： 0.30 mm （表层， L1 ）、 0.26 ± 0.01 mm （ L2 ）、 0.23 ± 0.01 mm （ L3 ）、 0.19 ± 0.01 mm （ L4 ）、 0.15 ± 0.01 mm （中心层， CL ）。如图 1 所示，制备后的表面满足电子背散射衍射（ EBSD ）与 X 射线衍射（ XRD ）表征要求。该系统方法可实现对不同深度区域内退火诱导的显微组织及应力梯度演变的多尺度分析。

图 1 ：材料梯度检测示意图

图 2 ：冷轧态及不同温度退火后 C70350 铜合金带材的抗拉强度、电导率与显微硬度变化曲线

图 3 ：（ a ）冷轧态及不同温度退火后的表面残余应力分布；（ b ） 350 ℃退火后沿厚度方向的残余应力分布

图 4 ：（ a ） - （ a ₁ ）冷轧态、（ b ） - （ b ₁ ） 150 ℃退火、（ c ） - （ c ₁ ） 250 ℃退火、（ d ） - （ d ₁ ） 350 ℃退火、（ e ） - （ e ₁ ） 450 ℃退火、（ f ） - （ f ₁ ） 550 ℃退火状态下材料表面的取向成像显微镜（ OIM ）图及晶粒尺寸统计直方图（步长： 0.5 μm ）

图 5 ：晶界与孪晶界分布：（ a ） - （ f ）从冷轧态到 550 ℃退火样品的低角度（ 2°-15° ）与高角度（ >15° ）晶界分布（绿色：低角度晶界；黑色：高角度晶界）；（ a ₁ ） - （ f ₁ ）对应样品的孪晶界分布（红色线条）；（ a ₂ ） - （ f ₂ ）各状态下低角度晶界 / 高角度晶界的统计占比

图 6 ：退火过程中低角度晶界（ LAGBs ）、高角度晶界（ HAGBs ）、孪晶界及平均晶粒尺寸的演变趋势

图 7 ： 350 ℃退火样品梯度层的显微组织表征：（ a ） - （ d ）从第二层到中心层的 OIM 图；（ a ₁ ） - （ d ₁ ）晶粒尺寸统计直方图；（ a ₂ ） - （ d ₂ ）低角度晶界 / 高角度晶界分布（绿色： 2-15° 低角度晶界，黑色： >15° 高角度晶界）；（ a ₃ ） - （ d ₃ ）不同层低角度晶界 / 高角度晶界占比的统计分析；（ a ₄ ） - （ d ₄ ）孪晶界分布（红色线条）

图 8 ：冷轧态及不同温度退火后表面宏观织构的演变

图 9 ： 350 ℃退火后不同梯度层的取向分布函数（ ODF ）图（ L1 ：表层； L2 ：第二层； L3 ：第三层； L4 ：第四层； CL ：中心层）

图 10 ：冷轧态及 150-550 ℃退火后表面的位错密度变化曲线

图 11 ：冷轧态表面的透射电子显微镜（ TEM ）图像：（ a ） - （ c ）位错形态；（ d ） - （ f ）析出相与晶界、位错胞结构（标尺： 200 nm ）

图 12 ： 150 ℃退火后表面显微组织的 TEM 表征：（ a ） - （ c ）位错形态；（ d ）析出相形态；（ e ）析出相 / 基体界面的高分辨图像；（ e-1 ）界面处晶面间距测量；（ f ）析出相 / 基体界面的元素分布（标尺：（ a ） - （ d ） 200 nm ；（ e ） 20 nm ；（ e-1 ） 2 nm ；（ f ） 100 nm ）

图 13 ： 350 ℃退火后表面显微组织的 TEM 表征：（ a ）位错组态；（ b ） - （ d ）析出相形态；（ e ）析出相 / 基体界面的高分辨 TEM 图像；（ e-1 ）界面处实测晶面间距；（ f ）析出相 / 基体界面的元素 mapping （标尺：（ a ） - （ d ） 200 nm ；（ e ） 200 nm ；（ e-1 ） 2 nm ；（ f ） 100 nm ）

图 14 ： 550 ℃退火后表面显微组织的 TEM 分析：（ a ） - （ d ）位错 - 析出相组态；（ e ）析出相 / 基体界面的高分辨 TEM 图像；（ e-1 ）界面处实测晶面间距；（ f ）析出相 / 基体界面的元素 mapping （标尺：（ a ） - （ c ） 200 nm ；（ d ） 100 nm ；（ e ） 100 nm ；（ e-1 ） 2 nm ；（ f ） 100 nm ）

图 15 ：位错 - 析出相互作用机制示意图：（ a ）奥罗万（ Orowan ）绕过机制；（ b ）切割机制

图 16 ：表面显微组织的几何必需位错（ GND ）密度图及对应统计分布：（ a ）冷轧态；（ b ） 150 ℃退火；（ c ） 250 ℃退火；（ d ） 350 ℃退火；（ e ） 450 ℃退火；（ f ） 550 ℃退火（标尺： 50 μ m ）

图 17 ：（ a ）冷轧态、（ b ） 150 ℃退火、（ c ） 250 ℃退火、（ d ） 350 ℃退火、（ e ） 450 ℃退火、（ f ） 550 ℃退火状态下的表面显微织构分布（轧制方向： RD ；横向： TD ；步长： 0.5 μ m ）

图 18 ：冷轧态及不同温度退火后表面显微织构成分的演变

图 19 ： 350 ℃退火后不同梯度层的几何必需位错（ GND ）分布：（ a ）表层（ L1 ）；（ b ）第二层（ L2 ）；（ c ）第三层（ L3 ）；（ d ）第四层（ L4 ）；（ e ）中心层（ CL ）（轧制方向： RD ；横向： TD ；步长： 0.5 μ m ）

图 20 ： 350 ℃退火后不同梯度层的织构分布：（ a ）表层（ L1 ）；（ b ）第二层（ L2 ）；（ c ）第三层（ L3 ）；（ d ）第四层（ L4 ）；（ e ）中心层（ CL ）（轧制方向： RD ；横向： TD ；步长： 0.5 μ m ）

图 21 ： 350 ℃退火后不同梯度层织构体积分数的演变

【结论】

本研究针对引线框架用 C70350 铜合金带材的残余应力开展了退火温度依赖性研究，通过多种表征技术分析了不同退火温度（短时保温 3 分钟）对样品力学性能与表面显微组织的影响，并探究了 350 ℃退火样品的梯度显微组织与残余应力演变规律，主要结论如下：

随着退火温度升高（ 150~550 ℃），轧制方向（ RD ）残余应力先降低后升高，在 350 ℃时达到 - 7MPa 的最小值；横向（ TD ）残余应力在 250 ℃时达到 45MPa 的最小值。中温（ 250~350 ℃）短时（ 3 分钟）退火可在有效降低残余应力的同时，保持材料原有的优异综合性能。

中温（ 350 ℃）与高温（ 550 ℃）退火使相界特征从非共格界面转变为共格 / 半共格界面，同时位错 - 析出相互作用机制从奥罗万（ Orowan ）绕过机制转变为切割机制。在低温 - 中温区间（ 150~450 ℃）内，位错与析出相的协同作用共同影响残余应力演变。

随着退火温度升高，宏观 S 织构强度整体呈上升趋势，而立方织构先降低后升高，二者分别在 350 ℃时达到最大值（ S 织构增幅 28.2% ）与最小值（立方织构降幅 26.8% ）。 350 ℃退火后轧制方向残余应力达到最小值，表明 S 织构与立方织构对残余应力分布具有显著影响。低温 - 中温（ 150~350 ℃）退火后，几何必需位错（ GND ）形成的亚晶界网络因热驱动力不足，无法成为再结晶形核核心，进而抑制局部立方织构与高斯织构（ Goss texture ）等再结晶织构的发展；高 GND 密度区域则优先促进 S 取向晶粒生长，导致宏观 S 织构体积分数增加。

退火后带材厚度方向存在交替的拉 - 压残余应力梯度；当轧制方向与横向应力类型相同时，各向同性强化效应使整体织构强度同步提升。立方织构从表面到中心层逐渐降低（降幅 46.9% ），且 GND 密度与局部立方织构含量呈正相关，这些特征是轧制工艺参数与中温（ 350 ℃）退火协同作用的结果。

来源：寂寞的咖啡