金包銅復(fù)合微絲拉拔過程中組織與性能的演變

姜雁斌，郭詩錦，謝建新

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金包銅復(fù)合微絲拉拔過程中組織與性能的演變

姜雁斌1, 2，郭詩錦1，謝建新1, 2

(1. 北京科技大學(xué)材料先進(jìn)制備技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100083；2. 北京科技大學(xué)現(xiàn)代交通金屬材料與加工技術(shù)北京實(shí)驗(yàn)室，北京 100083)

采用旋鍛?拉拔?擴(kuò)散退火?拉拔方法制備直徑60 μm金包銅復(fù)合微絲，研究拉拔過程中復(fù)合微絲顯微組織、力學(xué)性能和導(dǎo)電率的變化規(guī)律。結(jié)果表明：所制備的微絲表面光潔和金/銅界面結(jié)合狀態(tài)良好，金層平均厚度約為2.0μm，橫斷面金包覆層面積比約為10.5%。在拉拔過程中，當(dāng)真應(yīng)變增大至2.5時(shí)，復(fù)合微絲銅芯由退火態(tài)的等軸晶組織逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)闂l狀纖維組織，晶內(nèi)小角度晶界數(shù)量明顯增大，微絲的抗拉強(qiáng)度由退火態(tài)的235 MPa增大至最大值451 MPa，而斷后伸長率由退火態(tài)的49.5%降低至1.2%，導(dǎo)電率由100.0%(IACS)下降為98.3%(IACS)；繼續(xù)增大真應(yīng)變至3.5和4.8時(shí)，加工過程中產(chǎn)生的變形熱使銅芯發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，小角度晶界數(shù)量降低，大角度晶界數(shù)量增多；當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.8時(shí)，微絲的抗拉強(qiáng)度為439MPa，伸長率上升至3.0%，導(dǎo)電率下降到94.5%(IACS)。

金包銅復(fù)合微絲；拉拔；界面；組織；性能

鍵合絲作為封裝用內(nèi)引線，是集成電路和半導(dǎo)體分立器件的關(guān)鍵基礎(chǔ)材料之一[1?3]，鍵合金絲因具有優(yōu)異的導(dǎo)電導(dǎo)熱性能、耐蝕性能、鍵合性能和加工性能，在鍵合絲市場占主導(dǎo)地位[4?7]。但由于金的價(jià)格貴、密度大，人們一直致力于采用金包覆銀銅鋁等金屬復(fù)合絲材的研究[8?9]，其中，金包銅復(fù)合微絲兼有金優(yōu)良的抗氧化、耐腐蝕性能與銅優(yōu)異的導(dǎo)電導(dǎo)熱和力學(xué)性能、價(jià)格低廉等優(yōu)勢，可望取代金絲應(yīng)用于超大規(guī)模集成電路的高密度封裝。用作鍵合絲的金包銅復(fù)合微絲，其直徑為20~70 μm，金包覆層厚0.5~2 μm，制備加工難度較大。日本制鐵株式會社采用電鍍或氣相沉積工藝在銅芯絲表面包覆金層的方法制備了金包銅鍵合微絲[10?11]，但是該方法存在工藝復(fù)雜、環(huán)境負(fù)荷大、界面結(jié)合強(qiáng)度低等問題。研究開發(fā)高效制備加工方法對于促進(jìn)金包銅復(fù)合微絲的應(yīng)用具有重要的意義。

本文作者等提出了采用旋鍛?拉拔和擴(kuò)散退火實(shí)現(xiàn)金包銅的高效復(fù)合，然后采用拉拔制備復(fù)合微絲的方法[12]。本課題組鄒文江等[13]采用旋鍛法制備了界面結(jié)合良好、結(jié)合強(qiáng)度高的銅/鈦復(fù)合管，表明旋鍛成形具有道次加工變形量大、材料內(nèi)部處于三向壓應(yīng)力狀態(tài)和周向均勻壓縮變形等特點(diǎn)，是制備雙金屬復(fù)合線材的有效方法。在此，本文作者研究了金包銅復(fù)合絲材在拉拔過程中的界面形貌、顯微組織、力學(xué)性能和導(dǎo)電性能的變化規(guī)律，為制定金包銅復(fù)合微絲的合理拉拔制度，制備高質(zhì)量金包銅復(fù)合微絲提供實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

以外徑10.6 mm、內(nèi)徑10.0 mm的金管(純度為99.99%)和連續(xù)定向凝固法制備的直徑10.0 mm柱狀晶無氧純銅桿為原材料，使用紗布打磨純銅桿外表面以除去氧化膜，采用銅絲刷清除金管內(nèi)表面缺陷，將金管和銅桿置于乙醇溶液中進(jìn)行超聲清洗15 min后烘干，然后將銅桿插入金管中獲得金/銅雙金屬復(fù)合線坯。為了避免旋鍛時(shí)模塊高速旋轉(zhuǎn)鍛打?qū)?fù)合線坯0.3 mm壁厚包覆金層帶來的凹坑、魚鱗狀片層、裂紋等損傷，在雙金屬復(fù)合線坯外增加軟態(tài)純銅管作為金/銅復(fù)合線坯的保護(hù)套，經(jīng)過冷旋鍛和拉拔加工制備出直徑1.5 mm的銅/金/銅復(fù)合線材。采用化學(xué)方法將復(fù)合線材的外層銅套去除，在退火溫度為250 ℃、保溫時(shí)間為12 h的條件下進(jìn)行擴(kuò)散退火處理，獲得直徑1.1 mm金包銅復(fù)合線材，其中金層厚度約為26 μm，橫斷面面積包覆比約為10.9%。通過擴(kuò)散退火，銅芯和金包覆層原子產(chǎn)生了互擴(kuò)散，形成結(jié)合良好的金/銅界面，擴(kuò)散層厚度約1.3 μm，如圖1所示。擴(kuò)散退火還消除了線材的加工硬化，有利于后續(xù)金包銅復(fù)合絲材的拉拔加工。

圖1 擴(kuò)散退火后金包銅復(fù)合線材界面形貌和EDS線掃描圖

將退火后的金包銅復(fù)合線材進(jìn)行多道次拉拔加工。當(dāng)復(fù)合線材直徑在0.1~1.1 mm范圍內(nèi)時(shí)，道次變形量為10%~25%；復(fù)合線材直徑為0.06~0.10 mm時(shí)，道次變形量為5%~8%；拉拔速度為3.6 m/min。下文中所稱的真應(yīng)變均指退火后復(fù)合線材的累積拉拔變形量。

采用ZEISS EVO?18型Special Edition型掃描電子顯微鏡對金包銅復(fù)合絲材金/銅界面形貌進(jìn)行觀察，采用Nikon ECLIPSE LV150型金相顯微鏡觀察復(fù)合絲材銅芯顯微組織，采用LEO?1450型SEM的電子背散射衍射(EBSD)系統(tǒng)和牛津INCA的HKL全自動(dòng)晶體取向數(shù)據(jù)采集系統(tǒng)Channel對金層和銅芯的縱截面顯微組織進(jìn)行分析；采用AG?2S型微拉伸試驗(yàn)機(jī)測試復(fù)合絲材的力學(xué)性能，每組拉伸試樣共3個(gè)，取其平均值作為測試結(jié)果；采用Nano Indenter XP型納米力學(xué)探針測試金層和銅芯的納米硬度，每組試樣測試5個(gè)點(diǎn)，取其平均值作為測試結(jié)果；采用安柏Applent AT?515型精密直流電阻測試儀測量復(fù)合絲材的直流電阻，并計(jì)算其導(dǎo)電率。

2 結(jié)果與分析

2.1 金包銅復(fù)合絲材拉拔過程中界面形貌和包覆層厚度的變化

將退火后的金包銅復(fù)合線材經(jīng)多道次拉拔加工制備了直徑0.06 mm的金包銅復(fù)合微絲，不同變形量條件下的復(fù)合微絲表面光潔，表面質(zhì)量較好，如圖2所示，且拉拔過程中沒有出現(xiàn)金層和銅芯脫離、堆積和斷絲的現(xiàn)象，表明本實(shí)驗(yàn)中采用的“旋鍛?拉拔?擴(kuò)散退火?拉拔”方法制備的金包銅復(fù)合線材具有優(yōu)良的冷加工性能以及所制備的復(fù)合微絲具有良好的表面質(zhì)量。

圖2 不同變形量拉拔后金包銅復(fù)合絲材表面形貌的SEM像

圖3所示為拉拔過程中金包銅復(fù)合絲材橫截面和縱截面SEM像。由圖3可以看出，不同變形量拉拔后的復(fù)合絲材金層都完整地包覆在銅芯周圍，且金/銅界面結(jié)合良好，沒有出現(xiàn)裂紋、孔洞等缺陷。另外，從復(fù)合絲材橫截面圖可以看出，金/銅界面呈鋸齒狀分布，隨著變形量的增大，金/銅界面鋸齒數(shù)量增多；但從絲材縱截面圖可以看出，不同變形量加工后的復(fù)合絲材金/銅界面較平直。

表1列出了不同變形量拉拔后金包銅復(fù)合絲材金層平均厚度和包覆比的變化情況。由表1可知，復(fù)合絲材拉拔加工后，隨著變形量的增大，金層平均厚度逐漸減小，包覆比變化較小，為10.5%~11.1%。當(dāng)直徑1.1 mm復(fù)合線材拉拔加工至0.06 mm的絲材時(shí)，金層平均厚度由26.0 μm減小至2.0 μm，包覆比約為10.5%，與拉拔前金包銅復(fù)合線材包覆比10.9%接近。

拉拔前，金包銅復(fù)合線材經(jīng)過擴(kuò)散退火，形成了冶金結(jié)合良好的金/銅界面(見圖1)，具有較高的界面結(jié)合強(qiáng)度，在后續(xù)拉拔過程中包覆金層和銅芯協(xié)同變形程度較高，因此，即使經(jīng)過大變形量加工后金/銅界面仍具有良好的結(jié)合質(zhì)量，包覆比變化較小，這一結(jié)果對金包銅復(fù)合微絲幾何結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)和拉拔工藝的制定具有重要的指導(dǎo)作用。

圖3 不同變形量拉拔后金包銅復(fù)合絲材橫截面和縱截面SEM像

表1 不同變形量拉拔后金包銅復(fù)合絲材金層平均厚度和包覆比

2.2 金包銅復(fù)合絲材拉拔過程中顯微組織變化

2.2.1 銅芯組織

圖4所示為退火態(tài)金包銅復(fù)合線材和不同變形量拉拔態(tài)復(fù)合絲材縱截面金相組織。由圖4(a)可以看出，復(fù)合線材經(jīng)250 ℃保溫時(shí)間12 h的擴(kuò)散退火后，銅芯發(fā)生了完全再結(jié)晶，形成了等軸晶組織，晶粒平均尺寸約為26 μm。當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.4(對應(yīng)0.90 mm絲材)時(shí)，銅芯的晶粒沿拉拔方向被拉長，如圖4(b)所示。當(dāng)真應(yīng)變增大至2.5(對應(yīng)0.32 mm絲材)時(shí)，銅芯組織演變?yōu)檠乩畏较虻募?xì)長纖維狀組織，如圖4(c)所示。另外，拉拔過程中，銅芯靠近界面處和中心部位顯微組織的差異較小，表明銅芯橫截面變形均勻性較好。隨著真應(yīng)變繼續(xù)增大至3.5(對應(yīng)0.19 mm絲材)時(shí)，銅芯局部區(qū)域出現(xiàn)少量細(xì)小的晶粒，纖維狀組織粗化，且晶界變得較模糊，如圖4(d)所示。進(jìn)一步增大真應(yīng)變至4.8(對應(yīng)0.10 mm絲材)時(shí)，銅芯內(nèi)細(xì)小晶粒數(shù)量增多，纖維狀組織變得更加模糊，如圖4(e)所示。

為了進(jìn)一步分析拉拔過程中復(fù)合絲材銅芯組織的變化情況，采用電子背散射衍射成像技術(shù)(EBSD)對復(fù)合絲材銅芯組織進(jìn)行微區(qū)取向分析。圖5和圖6所示分別為退火態(tài)金包銅復(fù)合線材和不同變形量拉拔態(tài)復(fù)合絲材縱截面銅芯組織的取向成像圖和取向差分布圖。經(jīng)過退火處理后，銅芯完成了再結(jié)晶，形成了等軸晶組織(見圖5(a))，且晶界主要為大角度晶界(取向差＞15°)，其占比(大角度晶界數(shù)量占所有晶界數(shù)量的百分?jǐn)?shù))約為92%，如圖6(a)所示。經(jīng)真應(yīng)變0.4拉拔后，銅芯晶粒沿拉拔方向明顯被拉長(見圖5(b))，晶粒內(nèi)部出現(xiàn)了較多小角度晶界(取向差＜15°)，如圖6(b)所示；當(dāng)真應(yīng)變增大至1.6時(shí)，復(fù)合微絲由于受到模具徑向和周向壓應(yīng)力、軸向拉應(yīng)力的共同作用，晶粒沿著軸向被拉伸，形成平行分布的條帶狀纖維組織，小角度晶界數(shù)量顯著增多，其占比(小角度晶界數(shù)量占所有晶界數(shù)量的百分?jǐn)?shù))約為75%，如圖6(c)和(f)所示；當(dāng)真應(yīng)變繼續(xù)增大至3.5時(shí)，晶內(nèi)小角度晶界百分?jǐn)?shù)減少至39%，而大角度晶界百分?jǐn)?shù)增大至61%(見圖6(d)和(f))，并且局部區(qū)域出現(xiàn)少量的細(xì)小晶粒，如圖5(d)所示。當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.8時(shí)，銅芯中形成的細(xì)小晶粒數(shù)量增加，如圖5(e)所示。

圖4 退火態(tài)和不同變形量拉拔態(tài)金包銅復(fù)合絲材縱截面金相組織

圖5 退火態(tài)和不同變形量拉拔態(tài)金包銅復(fù)合絲材縱截面銅芯組織取向成像圖

金包銅復(fù)合絲材銅芯內(nèi)部出現(xiàn)纖維狀組織模糊不清、細(xì)小晶粒以及大、小角度晶界數(shù)量變化的現(xiàn)象與拉拔過程中銅芯發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶有關(guān)。發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶主要取決于拉拔過程中銅芯應(yīng)變儲能和溫升的變化。在本實(shí)驗(yàn)條件下，當(dāng)線材直徑為1.1~0.32 mm時(shí)，道次變形量為15%~23%，由于線材直徑較大，拉拔加工產(chǎn)生的變形熱使銅芯溫升較小，不足以使其發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，銅芯組織為典型的纖維狀變形組織，且隨著變形量的增大，晶粒內(nèi)部產(chǎn)生大量不同滑移系的位錯(cuò)，形成較多的位錯(cuò)胞等亞晶組織，小角度晶界數(shù)量顯著增多。隨著總變形量的進(jìn)一步增大，銅芯的應(yīng)變儲能顯著增大，發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的臨界溫度降低，另外，銅芯的直徑明顯減小，如線材直徑為0.19 mm，在道次變形量基本相同的條件下，拉拔產(chǎn)生的變形熱可使細(xì)小的銅芯溫度升高到甚至高于發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的臨界溫度，使銅芯的位錯(cuò)密度降低，以發(fā)生多邊化等回復(fù)現(xiàn)象為主，同時(shí)部分亞晶組織轉(zhuǎn)變?yōu)樵俳Y(jié)晶晶粒；當(dāng)總變形量繼續(xù)增大時(shí)，線材直徑繼續(xù)減小(0.10 mm)，銅芯溫度升高程度更大，銅芯的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度增大，使小角度晶界數(shù)量降低，而大角度晶界數(shù)量增大。

圖6 退火態(tài)和不同變形量拉拔態(tài)復(fù)合絲材銅芯取向差角分布圖與大、小角度晶界數(shù)量變化

2.2.2 包覆金層組織

圖7和圖8所示分別為退火態(tài)和不同變形量拉拔后復(fù)合線材縱截面包覆金層組織的取向成像圖和取向差分布圖。經(jīng)過退火處理后，金層組織為沿軸向分布的長條狀晶粒，晶界主要為大角度晶界，只有少數(shù)晶粒內(nèi)存在小角度晶界，大角度晶界和小角度晶界的百分?jǐn)?shù)分別約為75%和25%(見圖7(a)和8(a))，這是因?yàn)橥嘶饻囟?50 ℃并未達(dá)到金的再結(jié)晶溫度300~400 ℃[14?15]，金層主要發(fā)生以位錯(cuò)湮滅和結(jié)構(gòu)調(diào)整、多邊化為主要特點(diǎn)的回復(fù)現(xiàn)象。經(jīng)拉拔加工后，當(dāng)真應(yīng)變增大至0.4和1.6時(shí)，金層晶粒沿拉拔方向明顯被拉長(見圖7(b)和(c))，但是大角度晶界和小角度晶界的數(shù)量變化較小，兩者百分?jǐn)?shù)分別為74%~77%和23%~26%(見圖8(b)~(d))。在拉拔過程中，復(fù)合線材中金層較薄且直接與模具進(jìn)行接觸變形，金層受到劇烈的剪切應(yīng)變而誘發(fā)動(dòng)態(tài)回復(fù)現(xiàn)象[16]，使其加工過程中產(chǎn)生的硬化作用和動(dòng)態(tài)回復(fù)產(chǎn)生的軟化作用趨向平衡狀態(tài)，因此拉拔過程中金層中大、小角度晶界的數(shù)量變化較小。

圖7 退火態(tài)和不同變形量拉拔態(tài)金包銅復(fù)合絲材縱截面金層組織取向成像圖

2.3 金包銅復(fù)合絲材拉拔過程中力學(xué)性能和導(dǎo)電率的變化

2.3.1 力學(xué)性能

圖9(a)所示為金包銅復(fù)合絲材抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率隨真應(yīng)變的變化曲線。退火態(tài)復(fù)合線材的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率分別為235 MPa和49.5%。當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.4時(shí)，絲材的抗拉強(qiáng)度增大為354 MPa，而伸長率急劇降低至4.7%，當(dāng)真應(yīng)變增大為2.5時(shí)，抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值451 MPa，伸長率下降至1.2%，繼續(xù)增大真應(yīng)變至3.5和4.8時(shí)，抗拉強(qiáng)度略有降低，分別為426 MPa和439 MPa，而伸長率略有增大，分別為2.5%和3.0%。

圖9(b)所示為金包銅復(fù)合絲材金層和銅芯平均納米硬度隨真應(yīng)變的變化曲線。由圖9(b)可見，退火態(tài)復(fù)合線材金層和銅芯的納米硬度分別為1.43 GPa和1.34 GPa，而不同變形量拉拔條件下，金層的納米硬度都低于銅芯。另外，當(dāng)真應(yīng)變增大至2.5時(shí)，銅芯納米硬度增加至最大值1.87 GPa，繼續(xù)增大真應(yīng)變，銅芯納米硬度略有下降，當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.8時(shí)，納米硬度下降至1.67 GPa。金層納米硬度隨真應(yīng)變的變化不明顯，在1.38~1.45 GPa范圍內(nèi)變化，表明退火態(tài)復(fù)合微絲拉拔過程中金層的加工硬化程度較小，這與其加工過程中小角度晶界等亞晶組織特征變化較小有關(guān)。

圖8 退火態(tài)和不同變形量拉拔態(tài)復(fù)合絲材金層取向差角分布圖與大、小角度晶界數(shù)量變化

圖9 金包銅復(fù)合絲材力學(xué)性能隨真應(yīng)變的變化曲線

金包銅復(fù)合微絲金層較薄(包覆比僅為10%~11%)且加工硬化程度小，復(fù)合微絲力學(xué)性能隨變形量的變化規(guī)律主要受銅芯顯微組織變化的影響。當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?~2.5時(shí)，復(fù)合絲材銅芯的顯微組織為典型的沿拉拔方向纖維狀變形組織，隨著變形量的增大，晶粒內(nèi)部產(chǎn)生大量不同滑移系的位錯(cuò)，位錯(cuò)密度增大，并形成較多的位錯(cuò)胞等亞晶組織，小角度晶界數(shù)量增多，對位錯(cuò)的阻礙作用增大，銅芯加工硬化程度較大，導(dǎo)致線材抗拉強(qiáng)度和硬度增大，而斷后伸長率明顯下降。當(dāng)真應(yīng)變繼續(xù)增大至3.5和4.8時(shí)，銅芯發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，使位錯(cuò)密度和小角度晶界數(shù)量下降，導(dǎo)致絲材抗拉強(qiáng)度和硬度略有下降，而斷后伸長率略有升高。

2.3.2 導(dǎo)電率

圖10所示為金包銅復(fù)合微絲導(dǎo)電率隨真應(yīng)變的變化曲線。由圖10可以看出，隨著真應(yīng)變的增加，復(fù)合微絲的導(dǎo)電率呈逐漸減小的變化趨勢。退火態(tài)復(fù)合線材的導(dǎo)電率為100.0%(IACS)，當(dāng)真應(yīng)變在0~2.5范圍內(nèi)增大時(shí)，絲材的導(dǎo)電率略有下降，為98.3%~99.7% (IACS)，這是因?yàn)閺?fù)合微絲經(jīng)過拉拔后產(chǎn)生大量的空位、位錯(cuò)、小角度晶界等晶體缺陷，使電子波散射幾率增加，導(dǎo)致電阻率增大，而導(dǎo)電率下降。繼續(xù)增大真應(yīng)變時(shí)，導(dǎo)電率明顯下降，當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.8時(shí)，導(dǎo)電率下降至94.5%(IACS)，其原因是在該條件下銅芯發(fā)生了動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，雖然位錯(cuò)密度降低，但形成了較多的胞狀亞結(jié)構(gòu)和細(xì)小再結(jié)晶晶粒，大角度晶界數(shù)量明顯增多(見圖5(e)和圖6(f))，使電子波散射幾率明顯增大，導(dǎo)致復(fù)合絲材導(dǎo)電率下降程度增 大[17?18]。

圖10 金包銅復(fù)合絲材導(dǎo)電率隨真應(yīng)變的變化曲線

3 結(jié)論

1) 采用旋鍛?拉拔?擴(kuò)散退火?拉拔方法，制備直徑60 μm金包銅復(fù)合微絲。所制備的微絲表面光潔，金/銅界面結(jié)合良好，金層平均厚度約為2.0 μm，橫斷面包覆比約為10.5%。表明該方法是制備高質(zhì)量金包銅復(fù)合微絲的有效方法。

2) 在金包銅復(fù)合微絲拉拔過程中，當(dāng)真應(yīng)變增大至2.5時(shí)，銅芯由退火態(tài)的等軸晶組織轉(zhuǎn)變?yōu)檠乩畏较虻臈l狀纖維組織，晶內(nèi)小角度晶界數(shù)量顯著增大；繼續(xù)增大真應(yīng)變至3.5和4.8時(shí)，加工過程中產(chǎn)生的變形熱使銅芯發(fā)生了明顯的動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，局部區(qū)域形成細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，小角度晶界數(shù)量降低，大角度晶界數(shù)量增多；在加工過程中，金層大、小角度晶界等組織特征變化較小。

3) 隨著拉拔真應(yīng)變增大至2.5時(shí)，金包銅復(fù)合微絲的抗拉強(qiáng)度由退火態(tài)的235 MPa增大至451 MPa，而斷后伸長率由退火態(tài)的49.5%降低至1.2%；真應(yīng)變繼續(xù)增大至3.5和4.8時(shí)，由于銅芯發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的軟化現(xiàn)象，抗拉強(qiáng)度分別降低至426 MPa和439 MPa，而伸長率分別增大至2.5%和3.0%。

4) 當(dāng)真應(yīng)變由0增大至2.5時(shí)，金包銅復(fù)合微絲導(dǎo)電率由退火態(tài)的100.0%(IACS)緩慢下降為至98.3% (IACS)；當(dāng)真應(yīng)變增大4.8時(shí)，由于銅芯發(fā)生了動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，大角度晶界數(shù)量明顯增多，導(dǎo)電率下降較明顯，減小至94.5%(IACS)。

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(編輯 龍懷中)

Evolution of microstructure and mechanical properties of gold cladding copper micro-wire during drawing

JIANG Yan-bin1, 2, GUO Si-jin1, XIE Jian-xin1, 2

(1. Key Laboratory for Advanced Materials Processing, Ministry of Education,University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China;2. Beijing Laboratory of Metallic Materials and Processing for Modern Transportation,University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China)

A method of rotary forging-drawing-diffusion annealing-drawing was proposed to produce0.06 mm gold cladding copper micro-wire. The evolutions of the microstructure, mechanical properties and electrical conductivity of the micro-wire during drawing were studied. The results show that the prepared gold cladding copper micro-wire exhibits the smooth surface, good Au/Cu bonding interface, gold layer with an average thickness of 2.0 μm and cladding ratio of about 10.5%. During drawing, when the true strain increases to 2.5, the microstructure of the copper core changes from equiaxed grains of the annealed wire to fiber grains, and the number of low angle grain boundary increases significantly. The tensile strength of the composite wire increases from 235 MPa of the annealed wire to the maximum of 451 MPa, while the elongation to failure decreases from 49.5% of the annealed wire to 1.2%, and the electrical conductivity decreases from 100.00%(IACS) of the annealed wire to 98.3%(IACS). When the true strain increases to 3.5 and 4.8, the dynamic recovery and dynamic recrystallization occurs in the copper core due to deformation heat generated during drawing, the number of low angle grain boundary reduces while the number of high angle grain boundary increases. At the true strain of 4.8, the tensile strength of the composite wire is 439 MPa, the elongation increases to 3.0% and the electrical conductivity decreases to 94.5%(IACS).

gold cladding copper micro-wire; drawing; interface; microstructure; property

Project (51104016) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project (SKL-SPM-201204) supported by the State Key Laboratory of Advanced Technologies for Comprehensive Utilization of Platinum Metals

2016-07-21; Accepted date: 2016-12-26

XIE Jian-xin; Tel: +86-10-62332254; E-mail: jxxie@mater.ustb.edu.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.09.11

1004-0609(2017)-09-1838-10

TG244.3

A

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51104016); 稀貴金屬綜合利用新技術(shù)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室開放課題資助項(xiàng)目(SKL-SPM-201204)

2016-07-21；

2016-12-26

謝建新，教授，博士；電話：010-62332254；E-mail：jxxie@mater.ustb.edu.cn