Cu－Fe64Ni36合金顯微組織及熱膨脹性能研究

劉興軍，何洲峰，施 展，楊水源，王翠萍

（廈門大學材料學院，福建 廈門361005）

隨著電子工業不斷向高度集成化、小型化發展，對電子封裝材料的性能要求也越來越高.不僅要求封裝材料具有低的可調的熱膨脹系數，以便與半導體材料Si、GaAs等的熱膨脹系數 （約4×10－6～7×10－6℃－1）［1］相匹配，而且要求其具有良好的導熱和導電性能，較高的機械強度和低的成本.金屬材料通常具有良好的導熱和導電能力，是常用的封裝材料.但其熱膨脹系數較大（例如Cu：17×10－6℃－1，Al：23×10－6℃－1）［2］，與半導體材料的熱膨脹系數不相匹配.這將直接導致半導體材料與封裝基板結合面之間產生熱應力，甚至產生裂紋而降低電子器件的使用壽命［1］.

近年來金屬基電子封裝材料成為國內外的熱點研究領域之一［1，3－4］.金屬基封裝材料是在金屬基體中引入具有低熱膨脹系數的增強相，因而具有較低的熱膨脹性，并保持金屬基體的高導熱和導電能力.Fe64Ni36因瓦合金（Invar）［5］呈 Fcc單相組織，在其居里溫度（約230℃）以下出現所謂反常熱膨脹現象（即因瓦效應），使其在室溫附近較寬的溫度范圍內具有很低的熱膨脹系數 （α20～100℃≤1.5×10－6℃－1）.因瓦合金常作為金屬基封裝材料的低膨脹增強相，如在因瓦合金板上雙面覆以純Cu軋制形成Cu／Invar／Cu復合板［6］；將Cu粉與因瓦合金粉末混合后通過熱擠壓成型制得Cu－Invar復合材料［7］.這些材料兼具Cu的高導熱和導電能力以及因瓦合金的低膨脹特性，然而這些方法制備的Cu－Invar復合材料仍存在材料各向異性的缺點，使得其應用受到一定的限制.Stolk等［8］采用水熱還原法合成Cu、Fe、Ni納米粉末，再通過粉末冶金法制得Cu－Fe－Ni納米晶合金，但是Fe、Ni與Cu在燒結過程中的互擴散對Cu－Fe－Ni納米合金的導熱及熱膨脹性能造成不利影響.

相圖計算 （CALPHAD）［9］方法作為多元合金設計的有效手段，廣泛應用于新型材料的設計和開發［10－12］.本 研 究 結 合 Cu 基 合 金 相 圖 的 熱 力 學 數 據庫［13－14］，計算Cu－Fe－Ni三元系相圖，并利用該體系中的Fcc兩相分離進行合金成分設計.采用真空電弧熔煉法制備出由富Cu相與富因瓦 （鐵鎳）相兩相組成的各向同性的多晶Cu－Fe64Ni36合金，并研究不同熱處理工藝條件對Cu－Fe64Ni36合金熱膨脹性能的影響.

1 實驗部分

1.1 合金設計

圖1為利用CALPHAD方法計算得到的Cu－Fe－Ni三元系中Cu－Fe64Ni36合金的縱截面相圖.從圖1中可以看出，在600～1 100℃范圍內，Cu－Fe64Ni36合金體系中存在一較大的Fcc兩相區，分別為Fcc富Cu相與Fcc富Fe64Ni36相，且隨著溫度的降低富因瓦（鐵鎳）相與富Cu相的固溶度逐漸降低.

圖1 計算的Cu－Fe－Ni三元系中Cu－Fe64Ni36合金的縱截面相圖Fig.1 The calculated vertical section phase diagram of Cu－Fe－Ni ternary system between Fe64Ni36and Cu

圖2為利用CALPHAD方法計算得到的Cu－Fe－Ni三元系在600℃時的等溫截面相圖.從圖2中可以看出，Cu－Fe－Ni三元系在600℃下存在一個較大的Fcc兩相平衡區.圖2中虛線為 Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝0～100，x%和（100－x）%均表示質量分數，下同）合金成分的連線，其中 Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）合金正好處在該Fcc兩相區內，且近似位于同一共軛線上.該共軛線兩端的相平衡成分分別為Cu97Ni3和 Cu10（Fe0.64Ni0.36）90，這為 Cu－Fe64Ni36合金的設計提供了理論依據.

圖2 計算的Cu－Fe－Ni三元系在600℃時的等溫截面相圖Fig.2 The calculated isothermal section phase diagram of Cu－Fe－Ni ternary system at 600 ℃

1.2 合金制備與熱處理工藝

以電解Cu（99.95%）、高純 Fe（99.9%）和電解Ni（99.9%）為 原 料，配 制 了 Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）3種不同Cu質量分數的合金.合金原料采用鎢極非自耗真空電弧爐進行熔煉，該方法所制備的合金為組織無取向性的各向同性多晶合金，每個樣品經過5次以上反復熔煉保證鑄錠的成分均勻.

為了消除鑄錠的成分偏析及內部應力，從圖1中的液相線下選取1 000和1 100℃對鑄錠合金進行均質化處理.先將鑄錠試樣密封在真空度為5×10－3Pa的石英管中，然后分別置于1 000和1 100℃保溫24h用冰水淬火.為了降低富因瓦（鐵鎳）相與富Cu相的固溶度，淬火試樣分別置于600，700，800℃下時效100h后空冷.

1.3 表征方法

采用電子探針 （JEOL JXA－8100，EPMA）對合金的化學成分進行測定，測定時加速電壓設置為20 kV，電流為10nA.試樣的微觀組織利用EPMA背散射電子成像 （BSE）或萊卡金相顯微鏡 （Leica DMI5000M）進行觀察.采用X射線衍射儀 （Panalytical X′pert PRO）對部分試樣進行物相結構與相轉變分析，實驗 具體參數 為：Cu－Kα 靶，掃描步長 為0.016 7°，每步掃描時間12s，掃描范圍20°～100°.

利用熱機械分析儀（TMA402F3，TMA）對試樣進行熱膨脹性能表征，試樣尺寸為4mm×4mm×5 mm，平均線膨脹系數α的計算公式如下：

式中，L0為試樣室溫下的原始長度，ΔL為試樣隨溫度變化的絕對變化量，Δt為測試溫度區間.本研究中的測試溫度區間為20～300℃，升溫速率為5℃／min.

2 實驗結果與討論

2.1 Cu－Fe64Ni36合金成分與組織結構

利用 EPMA 對 Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）合金鑄錠的成分進行分析，其化學成分如表1所示，實際成分與理論成分偏差小于1個百分點.

圖3（a）～（c）為 Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）合金在1 000℃保溫24h后淬火的顯微組織形貌.可以看出，3種Cu質量分數的合金經1 000℃淬火后均為兩相組織，其中黑色相為富因瓦（鐵鎳）相，淺灰色相為富Cu相，與圖1所示的相關系一致.圖4（a）～（c）為 Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）合金在1 100℃保溫24h后淬火的顯微組織形貌.可以看出，Cu質量分數為30% 的合金1 100℃淬火后為單相組織，而Cu質量分數為50% 和70% 的合金為富Cu相與富因瓦（鐵鎳）相兩相組織，這與圖1所示的相關系一致.

表1 Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）合金的化學成分Tab.1 Chemical composition of Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）alloys %

合金試樣淬火組織相成分分析結果如表2所示.其中1 000和1 100℃淬火組織的富鐵鎳相中Fe與Ni的質量比 （64.1∶35.9～69.4∶30.6）接近于因瓦合金Fe與Ni的質量比 （64∶36），且同一成分的合金1 000℃淬火后富因瓦（鐵鎳）相中Cu的固溶度較小.

為了進一步降低Cu與Fe、Ni的相互固溶度，將淬火試樣置于較低溫度下進行時效.以Cu50（Fe0.64Ni0.36）50合金為例，圖5為其在1 000℃淬火后分別在600，700，800℃下時效100h的顯微組織形貌.可以看出，時效后出現了細小的析出相，隨著時效溫度的升高，析出相的數量增多.為了確定合金的相結構，本研究對 Cu50（Fe0.64Ni0.36）50淬火合金及時效試樣進行了X射線衍射分析，其衍射圖譜如圖6所示.從圖6（b）～（d）中可知，時效試樣只存在 Fcc（Cu）和Fcc（Fe，Ni）的衍射峰，與圖6（a）淬火合金相比衍射峰位 置 無 明 顯 變 化.由 于 Cu50（Fe0.64Ni0.36）50合 金1 000℃淬火后呈Fcc富Cu與Fcc富鐵鎳兩相組織，且該兩相隨著溫度的下降固溶度逐漸降低，因此，在時效過程中富Cu相中將析出部分Fcc（Fe，Ni），富鐵鎳相中也將析出部分Fcc（Cu）.而析出相的長大主要受擴散控制，溫度升高擴散系數增大，因而合金隨著時效溫度的升高析出相的數量增多.

2.2 Cu－Fe64Ni36合金的熱膨脹性能

圖3 Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）合金在1 000℃保溫24h后淬火的顯微組織形貌Fig.3 Microstructures of Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）alloys after 24hat 1 000 ℃followed by ice water quenching

圖4 Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）合金在1 100℃保溫24h后淬火的顯微組織形貌Fig.4 Microstructures of Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）alloys after 24hat 1 100 ℃followed by ice water quenching

表2 Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）合金中的相成分分析Tab.2 Phase composition of Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）alloys %

圖5 Cu50（Fe0.64Ni0.36）50合金1 000℃淬火后在600℃ （a），700℃ （b）和800℃ （c）時效100h的顯微組織形貌Fig.5 Microstructures of Cu50（Fe0.64Ni0.36）50alloy aged at 600 ℃ （a），700 ℃ （b）and 800 ℃ （c）for 100hafter quenching at 1 000 ℃

圖6 Cu50（Fe0.64Ni0.36）50合金淬火及時效的 X射線衍射圖譜Fig.6 X－ray diffraction patterns of Cu50（Fe0.64Ni0.36）50alloy after quenching and aging

圖7為 Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）鑄錠及淬火試樣的熱膨脹曲線.可以看出，在因瓦合金的居里溫度 （約230℃）以下，1 000和1 100℃淬火后試樣的熱膨脹量較鑄錠均出現了一定程度的下降.這與因瓦合金淬火后熱膨脹系數出現下降的現象相一致［15］.此外，與1 100℃淬火試樣相比，1 000℃淬火后試樣的熱膨脹量更小，這主要是由于在1 000℃下富因瓦（鐵鎳）相中Cu的固溶度更小.圖7（a）～（c）對比可以看出，隨著Cu質量分數的增加，Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x合金的因瓦效應逐漸減弱，熱膨脹量逐漸增大.圖7（a）中試樣的熱膨脹曲線在230℃附近斜率出現了較明顯的增大，圖7（c）中試樣熱膨脹曲線接近為一條直線.

圖8為 Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）合金經1 000℃淬火后分別在600，700，800℃時效100 h的熱膨脹曲線.從圖8可以看出，合金的熱膨脹量隨著時效溫度的降低而減小.

在不考慮基體塑性變形的情況下，復合材料的熱膨脹系數可按照Turner模型計算［16］：

式中α1和α2，E1和E2，V1和V2分別代表復合材料中兩相的熱膨脹系數，彈性模量以及體積分數.由Cu和Fe64Ni36的上述物理參數［17］，便可計算出 Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x熱膨脹系數理論值.試樣的平均熱膨脹系數測量值α可由式 （1）計算得到.

圖7 Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）合金的熱膨脹曲線Fig.7 The thermal expansion curves of Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）alloys

圖8 Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）合金在1 000℃淬火后時效的熱膨脹曲線Fig.8 The thermal expansion curves of Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）alloys obtained by aging after quenching at 1 000 ℃

表3 Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）合金熱膨脹系數的實測值與理論值Tab.3 The experiment and theoretical thermal expansion coefficients of Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）alloys

表3所示的是 Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）合金熱膨脹系數的實測值與理論值.從表3可以看出，同一熱處理條件下，合金的熱膨脹系數隨著Cu質量分數增加而增大.淬火試樣與鑄錠相比，熱膨脹系數有較明顯的下降，其中 Cu30（Fe0.64Ni0.36）70合金在1 000℃保溫24h淬火后的熱膨脹系數為6.50×10－6℃－1.1 000℃淬火試樣與不同溫度時效試樣相比，除部分800℃時效試樣的熱膨脹系數略微增大 （這可能與淬火態合金的熱膨脹系數不穩定，退火后熱膨脹系數會出現一定程度增大有關［15］），其他時效試樣的熱膨脹系數均下降.由于因瓦合金每固溶5%（質量分數）Cu，將導致熱膨脹系數提高3×10－6℃－1［16］，而時效處理促使富因瓦（鐵鎳）相中Cu的析出，降低了富因瓦（鐵鎳）相中Cu的固溶度，從而使合金整體的熱膨脹系數降低.本研究表明，試樣在600℃時效100h后熱膨脹系數最小，其中 Cu30（Fe0.64Ni0.36）70合金熱膨脹系數為6.26×10－6℃－1，可以滿足與半導體材料的熱膨脹系數相匹配的要求.然而與理論值相比，試樣1 000℃淬火及600℃時效后其熱膨脹系數仍然大于理論值.這是由于因瓦效應對化學成分比較敏感，在Cu－Fe－Ni合金體系中富因瓦（鐵鎳）相必然固溶一定量的Cu，從而減弱了富因瓦（鐵鎳）相在復合材料中所起的降低熱膨脹性的作用.

3 結 論

采用真空電弧熔煉方法制備的Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x（x＝30，50，70）的各向同性多晶合金在600～1 000℃范圍內合金均為富Cu相與富因瓦（鐵鎳）相的兩相組織，且合金的熱膨脹系數隨著Cu質量分數增加而增大，通過控制Cu質量分數，可以有效地改變合金的熱膨脹性能.Cu－Fe64Ni36合金經1 000℃淬火后的熱膨脹系數與鑄錠相比明顯減小，淬火態合金經600℃時效處理后其熱膨脹系數進一步下降，當Cu質量分數為30%～70% 時，Cux（Fe0.64Ni0.36）100－x合金的熱膨脹系數變化范圍為6.26×10－6～12.76×10－6℃－1.其中 Cu30（Fe0.64Ni0.36）70合金熱膨脹系數為 6.26×10－6℃－1，可以與電子封裝中半導體材料的熱膨脹系數相匹配.

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