高熱導(dǎo)率氮化硅散熱基板材料的研究進(jìn)展

劉雄章，郭冉，李青達(dá)，衣雪梅

(西北農(nóng)林科技大學(xué) 機(jī)械與電子工程學(xué)院，陜西 楊凌 712100)

0 引 言

隨著我國高鐵、航天、軍工等領(lǐng)域的快速發(fā)展，未來對大功率電力電子器件的需求也將越來越大。為了適應(yīng)更加復(fù)雜、苛刻的應(yīng)用條件，大功率電力電子器件朝著高溫、高頻、低功耗以及智能化、模塊化、系統(tǒng)化方向發(fā)展，這對整個(gè)電子器件的散熱提出了嚴(yán)峻的挑戰(zhàn)，而功率器件中基板的作用是吸收芯片產(chǎn)生的熱量，并傳到熱沉上，實(shí)現(xiàn)與外界的熱交換[1]，所以制備高熱導(dǎo)率基板材料成為研發(fā)大功率模塊電子產(chǎn)品的關(guān)鍵所在。例如目前大功率LED的發(fā)光效率僅有 10%-20%[2]，其余的能量則轉(zhuǎn)化為熱能，如果芯片的熱量不能及時(shí)的散出去，就會影響芯片的出光效率，或者縮短芯片使用壽命甚至失效[3]。近年，大功率IGBT電子模塊在混合動(dòng)力/電動(dòng)汽車的電機(jī)驅(qū)動(dòng)、電池充電、電平轉(zhuǎn)換等重要子系統(tǒng)中得到了廣泛應(yīng)用，由于混合動(dòng)力/電動(dòng)汽車中IGBT模塊靠近發(fā)熱量大的熱源，芯片的溫度有可能高達(dá)175 ℃，甚至更高，同時(shí)混合動(dòng)力/電動(dòng)汽車上空間要求很苛刻，這進(jìn)一步增加了散熱的難度[4]。因此，未來芯片發(fā)熱量高、熱應(yīng)變大、要求環(huán)保無污染等應(yīng)用狀況對散熱基板材料提出了更新、更高的要求[5]。

大功率散熱基板材料要求具有低成本、高電絕緣性、高穩(wěn)定性、高導(dǎo)熱性及與芯片匹配的熱膨脹系數(shù)(CTE)、平整性和較高的強(qiáng)度等[6]。為了滿足這些要求，人們將目光投向了金屬氧化物、陶瓷、聚合物、復(fù)合材料等。主要應(yīng)用的散熱基板材料有Al2O3、AlN、BeO、SiC、BN、Si等。

金屬氧化物Al2O3，雖然具有機(jī)械強(qiáng)度高、耐熱沖擊和介質(zhì)損耗小等優(yōu)點(diǎn)，但因?yàn)榫哂休^低的熱導(dǎo)率且高純氧化鋁難以燒結(jié)造價(jià)昂貴，故已不能滿足大功率散熱基板材料的要求[3]；BeO熱導(dǎo)率高，但其線膨脹系數(shù)與Si相差很大，高溫時(shí)熱導(dǎo)率急劇下降且制造時(shí)有毒，限制了其應(yīng)用范圍[7]；BN雖然具有較好的綜合性能，但作為基板材料價(jià)格太昂貴，目前只處于研究和推廣之中；SiC[8]具有高強(qiáng)度和高熱導(dǎo)率，但其電阻和絕緣耐壓值都較低，介電常數(shù)偏大，不宜作為基板材料。硅作為散熱基板材料加工困難，成本高；單一金屬材料具有導(dǎo)電及熱膨脹系數(shù)失配等問題，因此以上材料很難滿足未來大功率散熱基板材料的苛刻要求[3]。

到目前為止，人們研究發(fā)現(xiàn)，AlN表現(xiàn)出高達(dá)200 W/(m·K)[9]的熱導(dǎo)率，因此AlN高熱導(dǎo)率散熱材料已開始被應(yīng)用在一些重要的大功率電子芯片的散熱基板中。然而，由于AlN的機(jī)械性能不能充分滿足大功率散熱基板材料的要求(一般來說，彎曲強(qiáng)度300-400 MPa，斷裂韌性3-4 MPa·m1/2)，導(dǎo)致基板可靠性低。同時(shí)AlN的燒結(jié)溫度很高(1900 ℃左右)且在水中容易水解形成偏鋁酸，這也限制了AlN的應(yīng)用。研究者們迫切希望尋求一種可替代AlN的具有高熱導(dǎo)率和優(yōu)良綜合性能的散熱基板材料，因此人們把注意力轉(zhuǎn)向Si3N4陶瓷材料[9]。

Si3N4是一種共價(jià)鍵化合物，主要有α和β兩種晶體結(jié)構(gòu), 均為六角晶形。其中β-Si3N4在平均原子量、原子鍵鍵強(qiáng)等方面與碳化硅、氮化鋁較為相似，但結(jié)構(gòu)相對復(fù)雜對聲子散射比較大，故在早期階段人們認(rèn)為氮化硅的熱導(dǎo)率很低[10]。直到1995年，Haggerty等[11]提出復(fù)雜的晶體結(jié)構(gòu)并非氮化硅低熱導(dǎo)率的原因，而是晶格內(nèi)缺陷、雜質(zhì)等原因，并預(yù)測β-Si3N4陶瓷熱導(dǎo)率可以達(dá)到200-320 W/(m·K)。在1999年，Watar等[12]用熱等靜壓法在溫度 2773 K、氮?dú)鈮毫?00 MPa的條件下制備出了熱導(dǎo)率為155 W/(m·K)氮化硅陶瓷，用實(shí)驗(yàn)的方法證明了氮化硅陶瓷具有很高的熱導(dǎo)率。此外，研究者們對Si3N4熱膨脹系數(shù)，機(jī)械性能、抗氧化性、電絕緣性、對環(huán)境的影響等方面分別進(jìn)行了不懈的研究，發(fā)現(xiàn)均能獲得令人滿意的結(jié)果，因此氮化硅被認(rèn)為是一種很有潛力的高速電路和大功率電子器件散熱基板和封裝材料[13-15]。

1 高熱導(dǎo)率氮化硅陶瓷的影響因素

高熱導(dǎo)率氮化硅陶瓷是獲得高熱導(dǎo)率氮化硅散熱基板的前提，而影響氮化硅陶瓷熱導(dǎo)率的因素很多。例如，氮化硅陶瓷的致密度、相組成、燒結(jié)時(shí)晶種的加入、晶格氧含量、晶粒的尺寸、形狀、排列方式等都對氮化硅陶瓷的熱導(dǎo)率有著巨大的影響[16]。

在制備氮化硅陶瓷中，反應(yīng)物中的孔隙率為12%-25%[17]，而氣體的熱導(dǎo)率一般較低，故致密度越大，孔隙率越低，熱導(dǎo)率越高。氮化硅具有α和β兩種晶體相，其中α相中的氧含量高于β相中的氧含量，而氧雜質(zhì)對聲子具有散射的作用，因此氮化硅陶瓷中β/α的值越大，熱導(dǎo)率越高。當(dāng)燒結(jié)高熱導(dǎo)率氮化硅陶瓷時(shí)，在Si3N4原料中加入尺寸較大的β-Si3N4晶種, 為β-Si3N4晶粒的結(jié)晶提供晶核，將晶界相逐漸排擠進(jìn)入多晶交界處，從而提高熱導(dǎo)率。Naoto，Hirosaki等[18]用β-Si3N4作為原料，研究添加0.5wt.%的大粒徑β-Si3N4作為晶種和不添加晶種的氮化硅陶瓷熱導(dǎo)率的差別，均在溫度為1900 ℃，氮?dú)鈮毫?0 MPa的條件下用氣壓燒結(jié)的方法制備氮化硅陶瓷。結(jié)果表明，添加晶種的氮化硅陶瓷熱導(dǎo)率為106 W/(m·K)，而不加晶種的氮化硅陶瓷只有77 W/(m·K)。聲子運(yùn)動(dòng)的一個(gè)重要參數(shù)是聲子的運(yùn)動(dòng)自由程，理論上晶粒尺寸與其平均自由程為相同數(shù)量級時(shí)，晶界對聲子造成散射。而在一般情況下，除反應(yīng)燒結(jié)外，Si3N4燒結(jié)體的晶粒尺寸均為微米級，遠(yuǎn)大于聲子間的平均自由程[16]，所以Si3N4晶粒尺寸對Si3N4的熱導(dǎo)率沒有直接影響，但是隨著Si3N4晶粒尺寸的增大，晶間相的分布會有所變化，相鄰兩個(gè)晶粒間的晶間相薄層數(shù)量會減少，因而，在一定尺寸范圍內(nèi)，晶粒的增大可以提高Si3N4的熱導(dǎo)率[19]。單晶β- Si3N4顆粒沿c和a兩個(gè)軸的熱導(dǎo)率分別可達(dá)180 W/(m·K)和69 W/(m·K)[20]，氮化硅陶瓷中顆粒的定向排列可以充分發(fā)揮β-Si3N4熱導(dǎo)率各向異性的特點(diǎn)，獲得在某一方向上熱導(dǎo)率較高的氮化硅陶瓷[21,22]。例如Watari等[23]在燒結(jié)時(shí)加入β-Si3N4晶種，采用流延成型工藝使晶粒定向排列，得到在平行和垂直流延成型方向上分別為155 W/(m·K)和52 W/(m·K)的導(dǎo)熱率，雖然在某一方向上熱導(dǎo)率有較大的提高，但是熱導(dǎo)率存在各向異性限制了其應(yīng)用范圍。

2 高熱導(dǎo)率氮化硅陶瓷的制備方法

目前，氮化硅陶瓷的燒結(jié)方法主要有反應(yīng)燒結(jié)法(RS)、熱壓燒結(jié)法(HPS)、常壓燒結(jié)法(PLS)和氣壓燒結(jié)法(GPS)等[24]。

2.1 反應(yīng)燒結(jié)法

制備氮化硅最早使用的方法。先將硅粉和粘結(jié)劑通過干壓、等靜壓等方法成型后，再在1200-1500 ℃溫度條件下氮化燒結(jié)得到氮化硅陶瓷。反應(yīng)燒結(jié)法具有燒結(jié)前后線收縮率低、成本低的優(yōu)點(diǎn)，但也有致密度小，力學(xué)性能差的缺點(diǎn)。適合制造形狀復(fù)雜，尺寸精確的零件[24]。鄔鳳英、莊漢銳等[25]在實(shí)驗(yàn)中按名義組成Si3N4＞ 80wt.%，(Y2O3+ La2O3)＜ 20wt.%加入Si粉、Y2O3粉和La2O3粉進(jìn)行混合成型。然后在1200-1500 ℃下反應(yīng)燒結(jié)，并將反應(yīng)燒結(jié)的初坯置于氣壓燒結(jié)爐內(nèi)，在1-9 MPa N2壓力和1900 ℃的條件下保溫3小時(shí)，制備了氮化硅陶瓷。并檢驗(yàn)了其熱導(dǎo)率，在1000 ℃時(shí)熱導(dǎo)率為19.43 W/(m·K)，在1200 ℃的熱導(dǎo)率為17.59 W/(m·K)。

2.2 熱壓燒結(jié)法

在原料Si3N4粉中加入少量添加劑(如MgO、Al2O3、MgF2、Fe2O3等), 再加15-40 MPa的機(jī)械壓力在氮?dú)鈿夥障潞?600 ℃以上的溫度進(jìn)行燒結(jié)的方法。該方法具有成本高、燒結(jié)工藝復(fù)雜、燒結(jié)體收縮大但燒結(jié)成的氮化硅陶瓷密度高，材料力學(xué)性能優(yōu)異的特點(diǎn)，常被用來制造形狀簡單的零件制品。張琳等[26]在研究高熱導(dǎo)率AlN/Si3N4復(fù)合陶瓷材料時(shí)，在Si3N4中添加含量為20wt.%的AlN，以La2O3為燒結(jié)助劑，采用熱壓燒結(jié)的方法，在溫度為1750 ℃、氮?dú)鈮毫?0 GPa的條件下制備出的氮化硅陶瓷最佳熱導(dǎo)率為35 W/(m·K)，制備出的熱導(dǎo)率偏低，主要的原因可能是AlN的加入引入了Al雜質(zhì)，形成了塞隆相，即晶界相增加導(dǎo)致陶瓷熱導(dǎo)率和致密度的降低，但是該陶瓷的機(jī)械性能較好，仍具有很大的應(yīng)用價(jià)值。

2.3 常壓燒結(jié)法

將氮化硅粉與燒結(jié)助劑均勻混合、成型，在1700-1800 ℃溫度范圍內(nèi)進(jìn)行常壓燒結(jié)后，再在1800-2000 ℃溫度范圍內(nèi)進(jìn)行氣壓燒結(jié)。采用氣壓能促進(jìn)Si3N4陶瓷組織致密化，從而提高陶瓷的強(qiáng)度[25]。該方法制造成本偏高，精度得不到控制。Thanakorn等[27]先在1650 ℃、0.1 MPa N2中無壓燒結(jié)2 h后升至 1950 ℃，在 1.0 MPa N2中保溫8 h制得了熱導(dǎo)率為90 W/(m·K)的β-Si3N4陶瓷。劉文彬，熊寧等[28]以氮化硅噴霧造粒粉為原料，分別用高溫常壓燒結(jié)和熱等靜壓處理燒坯兩種方法制備氮化硅陶瓷材料，其中。在高溫常壓燒結(jié)中，氮化硅燒結(jié)溫度 (1800±10) ℃，保溫時(shí)間40 min，氮?dú)庾鳛楸Ｗo(hù)氣氛。在熱等靜壓處理中，氮化硅燒結(jié)坯處理溫度 (1720±20) ℃，壓力150-200 MPa，保溫時(shí)間1.5 h。分別得到了熱導(dǎo)率為19.4和19.8 W/(m · K)的氮化硅陶瓷。并比較研究了它們抗熱震性、抗熱沖擊性，表明氮化硅陶瓷經(jīng)過熱等靜壓處理性能均得到提高。

2.4 氣壓燒結(jié)法

氣壓燒結(jié)(Gas Pressure Sintering，簡寫為GPS)是指將陶瓷素坯在高溫?zé)Y(jié)過程中，施加一定的壓力為1-10 MPa氣體(通常為N2氣)，抑制在高溫下氮化硅陶瓷的分解，從而可提高燒結(jié)溫度，進(jìn)一步促進(jìn)材料的致密化，獲得高密度的陶瓷制品[29]。氣壓燒結(jié)氮化硅陶瓷主要分兩步進(jìn)行，且第二步比第一步氮?dú)鈮毫蜔Y(jié)溫度都更高。在第一步中燒結(jié)助劑熔化，Si3N4晶粒重排，α-Si3N4轉(zhuǎn)化為β-Si3N4及溶解-析出過程中部分晶粒發(fā)生長大。第二步中材料燒結(jié)溫度升高，Si3N4通過液相擴(kuò)散過程加快，晶?？焖匍L大[30]。范德蔚等[31]采用氣壓燒結(jié)的方法，加入MgO、Y2O3及CeO2作為復(fù)合燒結(jié)助劑，在 1800 ℃、4 MPa氮?dú)鈮毫ο聼Y(jié)4小時(shí)合成了氮化硅陶瓷。當(dāng)燒結(jié)助劑總量為8wt.% (4wt.% MgO + 3wt.% Y2O3+ 1wt.% CeO2)，熱導(dǎo)率達(dá)到最大值44 W/(m·K )。很顯然，熱導(dǎo)率提高的并不明顯，這可能是由于燒結(jié)助劑的種類太多引入了過多的金屬雜質(zhì)和氧元素。

2.5 放電等離子燒結(jié)法

放電等離子燒結(jié)(spark plasma sintering，SPS)又稱為PAS(plasma active sintering)即“等離子活化燒結(jié)”，是一種快速燒結(jié)新技術(shù)。燒結(jié)時(shí)直接將脈沖電流施加在石墨磨模具上，可以達(dá)到很高的升溫速率[32]，使氮化硅陶瓷中的α→β的相變可以在瞬間進(jìn)行和完成，最大程度地實(shí)現(xiàn)氮化硅陶瓷的低溫快速燒結(jié)[33]。彭萌萌、寧曉山等[34]在實(shí)驗(yàn)中用自蔓延高溫合成法合成的β-Si3N4粉和普通的α-Si3N4粉，Y2O3和MgO復(fù)合添加劑，經(jīng)過放電等離子燒結(jié)(SPS)后再進(jìn)行高溫?zé)崽幚?，得出隨著SPS保溫時(shí)間延長，熱導(dǎo)率先上升后下降，在5 min 時(shí)熱導(dǎo)率有最大值105 W/(m·K)的結(jié)論。這是因?yàn)樵陂_始時(shí)保溫時(shí)間不超過2 min燒結(jié)不充分，所以隨著保溫時(shí)間增加，熱導(dǎo)率增加，當(dāng)保溫時(shí)間10 min時(shí)產(chǎn)生過燒，此時(shí)氮化硅陶瓷密度較低，導(dǎo)致熱導(dǎo)率低。張潔、寧曉山等[35]用Y2O3-MgO，Y2O3-CaO，CeO2-MgO，CeO2-CaO，La2O3-MgO和La2O3-CaO共6組燒結(jié)助劑，采用放電等離子燒結(jié)再熱處理的工藝制備氮化硅陶瓷，結(jié)果表明：當(dāng)采用Y2O3-MgO燒結(jié)助劑和適當(dāng)?shù)臒Y(jié)工藝，得到氮化硅陶瓷熱導(dǎo)率最高可達(dá)到80 W/(m·K)以上，且具有較好的機(jī)械性能和介電性能。

3 高熱導(dǎo)率氮化硅陶瓷添加劑的選擇

氮化硅是共價(jià)化合物，晶體結(jié)構(gòu)復(fù)雜，硅原子和氮原子的自擴(kuò)散系數(shù)很低，導(dǎo)致氮化硅粉末燒結(jié)驅(qū)動(dòng)力小，很難燒結(jié)。因此研究者們提出在燒結(jié)時(shí)加入少量燒結(jié)添加劑，通過添加劑與氮化硅粉末表面形成的SiO2層反應(yīng)形成液相來實(shí)現(xiàn)致密化燒結(jié)[36]，達(dá)到在較低溫度下就能得到燒結(jié)致密的氮化硅陶瓷的目的，從而提高熱導(dǎo)率[37]。經(jīng)過實(shí)驗(yàn)研究表明，燒結(jié)助劑一方面可以降低氮化硅陶瓷的燒結(jié)溫度，增加氮化硅陶瓷中的α→β的相變，獲得β-Si3N4含量高的氮化硅陶瓷，另一方面有利于長柱狀氮化硅晶粒的生長，從而提高氮化硅陶瓷的熱導(dǎo)率、高溫性能以及機(jī)械性能。近年來，人們對燒結(jié)助劑的研究由單一添加劑向兩種或兩種以上的復(fù)合添加劑發(fā)展，并且得出結(jié)論，采用兩種或兩種以上添加劑構(gòu)成的復(fù)合添加劑，可改善液相粘度，提高晶間相的軟化溫度和高溫性能。但是，人們在燒結(jié)氮化硅陶瓷時(shí)發(fā)現(xiàn)，氧化物燒結(jié)助劑的引入還會導(dǎo)致Si3N4晶格氧含量的提高, 另外某些燒結(jié)助劑會固溶入Si3N4晶格形成固溶體, 從而影響氮化硅陶瓷熱導(dǎo)率的提高[38]。目前選擇燒結(jié)添加劑多基于控制液相粘度, 提高相轉(zhuǎn)變, 防止固溶體的形成, 降低晶格氧含量以及控制玻璃相組成和含量等幾方面，常用燒結(jié)添加劑有稀土金屬氧化物、氮化硅鎂、氧化鋁等。

所以為了獲得高熱導(dǎo)率陶瓷，所選的燒結(jié)添加劑應(yīng)具有以下優(yōu)點(diǎn)：(1)在燒結(jié)過程中能促進(jìn)α→β的相變，獲得高β相含量的氮化硅陶瓷；(2)可以促進(jìn)晶粒生長、發(fā)育, 從而提高熱導(dǎo)率；(3)燒結(jié)助劑應(yīng)該盡量少引入氧雜質(zhì)及其它雜質(zhì)；(4)防止燒結(jié)過程中固溶體的形成。Sung等[39]在燒結(jié)氮化硅陶瓷時(shí)加入AlN作為燒結(jié)添加劑，研究其不同含量對氮化硅熱導(dǎo)率的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)在燒結(jié)中AlN抑制了α-β相轉(zhuǎn)變，并且AlN含量越多，相組成中α/β越大，氮化硅熱導(dǎo)率越低。Kitayama[19]等認(rèn)為稀土離子(如La3+、Nd3+、Gd3+、Y3+、Yb3+、Sc3+等)在氮化硅燒結(jié)中的液相粘度隨稀土離子半徑的減小而增大，擴(kuò)散速率下降，燒結(jié)動(dòng)力由界面反應(yīng)控制逐漸過渡為擴(kuò)散傳質(zhì)控制，使得晶粒發(fā)育更為完善，熱導(dǎo)率逐漸提高。由于晶格氧含量對氮化硅陶瓷的熱導(dǎo)率影響較大，梁振華、彭桂花等[40]分別以MgSiN2和MgSiN2與Y2O3的混合物作為燒結(jié)助劑，在1750 ℃下采用熱壓燒結(jié)法制備了高熱導(dǎo)率β-Si3N4陶瓷。熱導(dǎo)率的測試結(jié)果表明，以MgSiN2作為燒結(jié)助劑的熱導(dǎo)率為90 W/(m·K)，而以MgSiN2與Y2O3的混合物作為燒結(jié)助劑的熱導(dǎo)率只有70 W/(m·K)。Hayashid等[41]以Yb2O3-MgSiN2和Yb2O3-MgO作為燒結(jié)助劑，通過氣壓燒結(jié)制備了氮化硅陶瓷，并對熱導(dǎo)率進(jìn)行了檢測。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，采用Yb2O3-MgSiN2復(fù)合燒結(jié)助劑制備的Si3N4陶瓷熱導(dǎo)率更高(最高可達(dá)140 W/(m·K))。這是由于當(dāng)晶粒尺寸較大時(shí)(晶粒尺寸＞1 μm)，MgSiN2不會在晶格中引入氧雜質(zhì)，故熱導(dǎo)率較高。

4 高熱導(dǎo)率氮化硅陶瓷的力學(xué)性能和介電性能

經(jīng)過各國研究者們的不斷努力，目前氮化硅陶瓷的熱導(dǎo)率得到了大幅度的提升，You Zhou等[9]用反應(yīng)燒結(jié)重?zé)Y(jié)的方法，即先用氣壓燒結(jié)的方法燒結(jié)成致密的β-Si3N4陶瓷，然后在1900 ℃下再次燒結(jié)60小時(shí)，得到了目前為止熱導(dǎo)率最高的氮化硅陶瓷為177 W/(m·K)。因此氮化硅被認(rèn)為是未來的大功率散熱基板材料。但是作為大功率散熱基板材料，也必須要具備良好的力學(xué)性能和介電性能，其中力學(xué)性能主要有彎曲強(qiáng)度、抗熱震性、斷裂韌性等方面。介電性能則主要是介電損耗和介電常數(shù)，作為大功率氮化硅散熱基板材料，應(yīng)該具有較低的介電損耗和介電常數(shù)。

目前，人們對高熱導(dǎo)率陶瓷力學(xué)性能、電學(xué)性能的研究逐漸增多。李永霞等[42]系統(tǒng)研究了燒結(jié)助劑含量對氮化硅陶瓷的力學(xué)性能、熱導(dǎo)率的影響。在實(shí)驗(yàn)中，選擇α-Si3N4粉為原料，CeO2為燒結(jié)助劑，在燒結(jié)溫度為1800 ℃，氮?dú)鈮毫?0 MPa的條件下用熱壓燒結(jié)的方法制備出高致密的氮化硅陶瓷。研究表明，燒結(jié)助劑的含量對氮化硅陶瓷的力學(xué)性能影響巨大。當(dāng)CeO2含量為2mol%時(shí)，材料的彎曲強(qiáng)度和斷裂韌性都達(dá)到最大，分別為1067.2 MPa和8.31 MPa·m1/2。當(dāng)CeO2含量為7mol%時(shí)，氮化硅陶瓷材料熱導(dǎo)率增加最多為38.7%。

劉文彬，熊寧等[28]通過常壓燒結(jié)制備出高致密度燒結(jié)坯，隨后放入熱等靜壓設(shè)備中進(jìn)一步致密化處理來提高材料的抗熱震性能。結(jié)果表明，采用熱等靜壓燒結(jié)處理過的氮化硅陶瓷抗熱震溫度能提高100 ℃。在該實(shí)驗(yàn)中，作者用臨界應(yīng)力斷裂理論抗熱沖擊參數(shù)R從理論上表明氮化硅陶瓷經(jīng)過熱等靜壓處理性能得到提高。但是熱等靜壓處理提高抗熱震性的機(jī)理還有待進(jìn)一步分析研究。白曉杰等[43]以Si3N4微粉、Si粉、C粉為原料，加入MgO和Y2O3為燒結(jié)助劑，用熱壓燒結(jié)法制備了SiC/Si3N4復(fù)合材料。研究了燒結(jié)溫度和Si、C的加入量對該復(fù)合材料的抗熱震性能的影響，并初步探討了抗熱震機(jī)理。結(jié)果表明：當(dāng)燒結(jié)溫度為1850 ℃，Si、C的含量為5wt.%時(shí)，其抗熱震性能最好，熱震殘余強(qiáng)度在臨界熱震溫差處比單相Si3N4陶瓷提高了9.6%?？篃嵴鹦阅艿奶岣呤歉邿釋?dǎo)率、高強(qiáng)度、高韌性綜合作用的結(jié)果，線膨脹系數(shù)低導(dǎo)致在受到熱沖擊時(shí)內(nèi)部的瞬時(shí)熱應(yīng)力較?。徊牧系膹?qiáng)度高，斷裂時(shí)就可以吸收更多的彈性應(yīng)變能；材料的韌性好，可以吸收更多的斷裂能。因此該材料的抗熱震性能提高。

為了滿足大功率電子器件高速化、高可靠性的要求，當(dāng)?shù)杼沾勺鳛榇蠊β驶迳岵牧蠒r(shí)，必須減少基板的背景噪音。這就要求氮化硅陶瓷介電常數(shù)應(yīng)小于10，介電損耗在10-3數(shù)量級[44]。范德蔚[31]等探討了氮化硅陶瓷的致密度與介電常數(shù)、介電損耗的關(guān)系，發(fā)現(xiàn)隨著致密度的提高，介電常數(shù)增大。而在一定范圍內(nèi)，隨著致密度的提高，材料的介電損耗降低，但是當(dāng)致密度達(dá)到96.7%時(shí)，介電損耗卻在升高。這可能是由于較多的燒結(jié)助劑的加入導(dǎo)致產(chǎn)生了較多的玻璃相，而玻璃相會使材料的介電損耗增加。Xu W等[45]用MgO和CeO2作為燒結(jié)助劑，研究了在1850 ℃和1900 ℃保溫4 h的β-Si3N4陶瓷的熱導(dǎo)率和介電常數(shù)，發(fā)現(xiàn)其熱導(dǎo)率分別為46 W/(m·K)和79 W/(m·K)，體電阻分別為2.72×1011Ω和3.13×1011Ω，相對介電常數(shù)為8.76和8.85。可以看出，燒結(jié)溫度對介電常數(shù)有影響，但是在該文中并沒有探討介電常數(shù)受溫度影響的原因。Miyazaki H等[46]在研究燒結(jié)助劑的含量與β-Si3N4陶瓷的介電性質(zhì)的關(guān)系中，發(fā)現(xiàn)通過在1300 ℃保溫24 h使玻璃相晶化，可以有效降低介電損耗，但對介電常數(shù)的影響很小。因此，未來關(guān)于大功率氮化硅放熱基板材料介電常數(shù)、介電損耗的發(fā)展方向是研究氮化硅陶瓷的致密度、燒結(jié)助劑的種類和含量以及燒結(jié)溫度對介電常數(shù)、介電損耗的影響，以得到綜合性能優(yōu)異的氮化硅陶瓷。

5 總 結(jié)

研究證明，氮化硅陶瓷具有高熱導(dǎo)率、熱膨脹系數(shù)與芯片匹配，機(jī)械性能好、抗氧化性能力強(qiáng)、電絕緣性好、對環(huán)境無污染等優(yōu)點(diǎn)，因此是未來大功率散熱基板的首選材料。自從發(fā)現(xiàn)氮化硅陶瓷具有高熱導(dǎo)率后，獲得接近理論熱導(dǎo)率的氮化硅陶瓷一直處于研究的熱點(diǎn)。尤其是近年來，人們?yōu)榱私鉀Q高熱導(dǎo)率氮化硅陶瓷的實(shí)際應(yīng)用問題，逐漸增加了對它機(jī)械性能、介電性能的研究，并取得了一系列的成果。本文主要從氮化硅陶瓷熱導(dǎo)率的影響因素、制備方法、燒結(jié)助劑的選擇、以及氮化硅陶瓷機(jī)械性能和介電性能等方面綜述了最新的研究進(jìn)展。并根據(jù)大功率散熱基板材料的應(yīng)用要求，提出了一些高熱導(dǎo)率氮化硅作為散熱基板材料的發(fā)展趨勢，主要包括：

(1)低成本氮化硅陶瓷的制備：目前，高熱導(dǎo)率氮化硅陶瓷的燒結(jié)溫度一般在1600-1900℃，制備原料為高純α-Si3N4粉或者高純硅粉，在燒結(jié)過程中還要添加燒結(jié)助劑，這些都極大的增加了氮化硅陶瓷的制備成本，限制了其在工業(yè)中的廣泛應(yīng)用。因此在提高熱導(dǎo)率的同時(shí)，低溫制備、尋找低成本原料、低成本燒結(jié)助劑仍是未來的發(fā)展趨勢。

(2)氮化硅陶瓷增韌的研究：由于大功率電子器件的形式多種多樣，散熱基板也必須朝著多樣化方面發(fā)展。這就要求作為基板的材料具有良好的加工性能。硬而脆是陶瓷的特點(diǎn)，導(dǎo)致加工成型困難，從而增加了加工成本。因此研究氮化硅陶瓷的加工成型技術(shù)及制備和增強(qiáng)氮化硅陶瓷韌性是未來的發(fā)展方向。

(3)高熱導(dǎo)率氮化硅陶瓷熱導(dǎo)率、機(jī)械性能和介電性能方面的研究：目前文獻(xiàn)報(bào)道的實(shí)驗(yàn)制備出氮化硅陶瓷的熱導(dǎo)率最大為177 W/(m·K)，但是其制備條件苛刻，不適用大規(guī)模生產(chǎn)。因此研究開發(fā)簡單有效的制備方法提高氮化硅的熱導(dǎo)率也是研究的發(fā)展方向之一；同時(shí)雖然對氮化硅陶瓷的機(jī)械性能和介電性能的研究已取得了一些成果，但現(xiàn)階段研究還主要集中在燒結(jié)溫度、燒結(jié)助劑種類和含量、致密度等各單量對機(jī)械性能和介電性能的簡單影響關(guān)系，而各種綜合條件對機(jī)械性能和介電性能的深層次影響機(jī)理的研究還處于初級階段。

(4)對燒結(jié)助劑的研究趨向于低成本、無氧化合物或者能夠降低晶格中氧含量等方向。由于燒結(jié)助劑能夠降低燒結(jié)溫度，促進(jìn)氮化硅的擴(kuò)散結(jié)晶，因此是目前燒結(jié)氮化硅陶瓷的必備成分。為了降低氮化硅陶瓷的成本，要求燒結(jié)助劑的成本越低越好，同時(shí)因?yàn)檠踉卮嬖跁档蜔釋?dǎo)率，因此未來對不含氧元素、或者能夠除去氮化硅中本身氧元素的燒結(jié)助劑研究將會增加。

[1][ 俞曉東, 何洪, 宋秀峰, 等. 功率電子模塊及其封裝技術(shù)[J]. 電子與封裝. 2009, 9(11)∶ 5-11.YU X D, HE H, SONG X F, et al. Electronics & Packaging,2009, 9(11)∶ 5-11.

[2] 譚敦強(qiáng), 陳強(qiáng), 劉陽, 等. 功率型LED散熱基板制備研究[J]. 江西科學(xué), 2013, (02)∶ 204-209.TAN D Q, CHENG Q, LIU Y, et al. Jiangxi Science, 2013, (02)∶204-209.

[3] 陳強(qiáng), 譚敦強(qiáng), 余方新, 等. 功率型LED散熱基板的研究進(jìn)展[J].材料導(dǎo)報(bào), 2009, 12(23)∶ 61-64.CHENG Q, TAN D Q, YU F X, et al. Materials Review, 2009,12(23)∶ 61-64.

[4] 徐凝華, 吳義伯, 劉國友, 等. 混合動(dòng)力/電動(dòng)汽車用IGBT功率模塊的最新封裝技術(shù)[J]. 大功率變流技術(shù), 2013, (01)∶ 1-6.XU N H, WU Y B, LIU G Y, et al.High Power Converter Technology, 2013, (01)∶ 1-6.

[5] 劉一兵, 丁潔. 功率型LED封裝技術(shù)[J]. 液晶與顯示, 2008,(04)∶ 508-513.LIU Y B, DING J. Chinese Journal of Liquid Crystals and Displays, 2008, (04)∶ 508-513.

[6] 李華平, 柴廣躍, 彭文達(dá), 等. 大功率LED的封裝及其散熱基板研究[J]. 半導(dǎo)體光電, 2007, (01)∶ 47-50.LI H P, CHAI G Y, PENG W D, et al. Semiconductor Optoelectronics,2007, (01)∶ 47-50.

[7] 趙贊良, 唐政維, 蔡雪梅, 等. 比較幾種大功率LED封裝基板材料[J]. 裝備制造技術(shù), 2006, (04)∶ 81-84.ZHAO Z L, TANG Z W, CAI X M, et al. Equipment Manufacturing Technology, 2006, (04)∶ 81-84.

[8] 石功奇, 王健, 丁培道. 陶瓷基片材料的研究現(xiàn)狀[J]. 功能材料, 1993, (02)∶ 176-180.SHI G Q, WANG J, DING P D. Journal of Functional Materials,1993, (02)∶ 176-180.

[9] ZHOU Y, HYUGA H, KUSANO D, et al. Development of high-thermal-conductivity silicon nitride ceramics [J]. Journal of Asian Ceramic Societies. 2015, 3(3)∶ 221-229.

[10] 徐鵬, 楊建, 丘泰. 高導(dǎo)熱氮化硅陶瓷制備的研究進(jìn)展[J]. 硅酸鹽通報(bào), 2010, (02)∶ 384-389.XU P, YANG J, QIU T. Bulletin of the Chinese CeramicSociety,2010, (02)∶ 384-389.

[11] HAGGERTY J S, LIGHTFOOT A. Opportunities for enhancing the thermal conductivities of SiC and Si3N4 ceramics through improved processing [C]// Proceedings of the 19th Annual Conference on Composites, Advanced Ceramics, Materials, and Structures A∶ Ceramic Engineering and Science Proceedings,2008, 16(4)∶ 475-487.

[12] WATARI K, HIRAO K, BRITO M E. Hot isostatic pressing to increase thermal conductivity of Si3N4ceramics [J]. Journal of Materials Research, 1999, 14(4)∶ 1538-1541.

[13] WASANAPIARNPONG T, WADA S, IMAI M, et al. Effect of post-sintering heat-treatment on thermal and mechanical properties of Si3N4ceramics sintered with different additives [J].Journal of the European Ceramic Society. 2006, 26(15)∶ 3467-3475.

[14] HIRAO K, WATARI K. High thermal conductivity silicon nitride ceramic [J]. Journal of the Korean Ceramic Society.2001, 49(4)∶ 451-455.

[15] 加曾利光男, 堀口昭宏, 角野?？? 等. 氮化硅陶瓷電路基片及使用該陶瓷基片的半導(dǎo)體器件[P]. CN.1149666 C. 1996.

[16] 王甜, 龍思遠(yuǎn), 王朋. Si3N4陶瓷高導(dǎo)熱性的研究現(xiàn)狀及發(fā)展趨勢[J]. 功能材料, 2015, (08)∶ 8009-8012.WANG T, LONG S Y, WANG P. Journal of Functional Materials, 2015, (08)∶ 8009-8012.

[17]謝志鵬. 結(jié)構(gòu)陶瓷[M]. 北京∶ 清華大學(xué)出版社, 2011.

[18] HIROSAKI N, OKAMOTO Y, ANDO M, et al. Effect of grain growth on the thermal conductivity of silicon nitride [J]. Journal of the Ceramic Society of Japan. 1996, 104(104)∶ 49-53.

[19] KITAYAMA M, HIRAO K, WATARI K, et al. Thermal conductivity of β-Si3N4∶ III, Effect of rare-earth (RE = La,Nd, Gd, Y, Yb, and Sc) oxide additives [J]. Journal of the American Ceramic Society. 2001, 84(2)∶ 353-358.

[20] RAO A S. Effect of whisker orientation on the mechanical properties of silicon carbide/alumina composites [J]. Interim Report, 1992.

[21] OKADA A, HIRAO K. Conduction mechanisms and development of high thermal conductive silicon nitrides [J].Ceramics Japan. 2004, 39∶ 172-176.

[22] HIRAO K. Development of ceramic substrates with high thermal conductivity (in Japanese) [J].

[23] WATARI K. High thermal conductivity of non-oxide ceramics[J]. Journal of the Ceramic Society of Japan. 2001, 109(1265)∶S7-S16.

[24] 唐甜甜. 氮化硅陶瓷的研究[J]. 吉林省教育學(xué)院學(xué)報(bào)(中旬),2014, (05)∶ 153-154.TANG T T. Journal of Educational Institute of Jilin Province,2014, (05)∶ 153-154.

[25] 鄔鳳英, 莊漢銳, 馬利泰, 等. 氮?dú)鈮毫Y(jié)氮化硅性能和顯微結(jié)構(gòu)的影響[J]. 無機(jī)材料學(xué)報(bào), 1991, (02)∶ 160-165.WU F Y, ZHUANG H R, MA L T, et al. Journal of Inorganic Materials, 1991, (02)∶ 160-165.

[26] 張琳. 高熱導(dǎo)率AlN/Si3N4復(fù)合陶瓷材料制備技術(shù)及性能研究[D]. 山東大學(xué), 2014.

[27] LEE S W, CHAE H B, PARK D S, et al. Thermal conductivity of unidirectionally oriented Si3N4w/Si3N4composites [J].Journal of Materials Science, 2000, 35(18)∶ 4487-4493.

[28] 劉文彬, 熊寧, 王鐵軍, 等. 氮化硅陶瓷的熱等靜壓處理與抗熱震性能研究[J]. 硅酸鹽通報(bào), 2015, (01)∶ 213-216.LIU W B, XIONG N, WANG T J, et al. Bulletin of the Chinese Ceramic Society, 2015, (01)∶ 213-216.

[29] 楊亮亮, 謝志鵬, 李雙, 等. 氣壓燒結(jié)氮化硅陶瓷的研究與應(yīng)用進(jìn)展[J]. 陶瓷學(xué)報(bào), 2014, (05)∶ 457-464.YANG L L, XIE Z P, LI S, et al. Journal of Ceramics, 2014, (05)∶457-464.

[30] 肖鋼, 劉曙紅. 氣壓燒結(jié)—一種大有前途的氮化硅陶瓷制備方法[J]. 硬質(zhì)合金, 2001, (03)∶ 187-192.XIAO G, LIU S H. Cemented Carbide, 2001, (03)∶ 187-192.

[31] 范德蔚. 高導(dǎo)熱氮化硅陶瓷的制備及性能研究[D]. 山東理工大學(xué), 2012.

[32] SUGANUMA M, KITAGAWA Y, WADA S, et al. Pulsed electric current sintering of silicon nitride [J]. Journal of The American Ceramic Society. 2003, 86(3)∶ 387-394.

[33] HERRMANN M, SHEN Z J, SCHULZ I, et al. Silicon nitride nanoceramics densified by dynamic grain sliding [J]. Journal of Materials Research. 2010, 25(12)∶ 2354-2361.

[34] 彭萌萌, 寧曉山. β-氮化硅粉燒結(jié)氮化硅陶瓷熱導(dǎo)率[J].稀有金屬材料與工程, 2013, (s1)∶ 404-407.PENG M M, NING X S. Rare Metal Materials and Engineering,2013, (s1)∶ 404-407.

[35] 張潔. 寧曉山, 呂鑫, 等. 含稀土助燒劑氮化硅陶瓷的熱導(dǎo)率、強(qiáng)度及電學(xué)性能[J]. 稀有金屬材料與工程, 2008, 37(s1)∶693-696.ZHANG J, NING X S, LV X, et al. Rare Metal Materials and Engineering, 2008, 37(s1)∶ 693-696.

[36] 杜大明, 魏圣泉, 江曉東, 等. 稀土氧化物對Si3N4陶瓷力學(xué)性能和顯微組織的影響[J]. 陶瓷學(xué)報(bào), 2012, (01)∶ 66-68.DU D M, WEI S L, JIANG X D, et al. Journal of Ceramics,2012, (01)∶ 66-68.

[37] 劉劍, 謝志鵬, 李志堅(jiān). 燒結(jié)溫度對放電等離子燒結(jié)氮化硅陶瓷顯微結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響[J].硅酸鹽學(xué)報(bào). 2016, (03)∶403-407.LIU J, XIE Z P, LI Z J. Journal of the Chinese Ceramic Society,2016, (03)∶ 403-407.

[38] 徐鵬, 楊建, 丘泰. 高導(dǎo)熱氮化硅陶瓷制備的研究進(jìn)展[J]. 硅酸鹽通報(bào). 2010, (02)∶ 384-389.XU P, YANG J, QIU T. Bulletin of the Chinese Ceramic Society, 2010, (02)∶ 384-389.

[39] SUNG R J, LEE S W, NAKAYAMA T, et al. Mechanical and thermal properties of hot-pressed Si3N4with added AlN [M].2003∶ 439, 119-124.

[40] 梁振華, 彭桂花, 李慶余, 等. 以MgSiN2作燒結(jié)助劑制備高熱導(dǎo)β-Si3N4陶瓷[J]. 硅酸鹽學(xué)報(bào), 2010, (10)∶ 1948-1952.LIANG Z H, PENG G H, LI Q Y, et al. Journal of the Chinese Ceramic Society, 2010, (10)∶ 1948-1952.

[41] KITAYAMA M, HIRAO K, TORIYAMA M, et al. Thermal conductivity of beta-Si3N4∶ I, effects of various microstructural factors [J]. Journal of the American Ceramic Society, 1999,82(11)∶ 3105-3112.

[42] 李勇霞. 高性能氮化硅的制備及其性能研究[D]. 哈爾濱工業(yè)大學(xué), 2013.

[43] 白曉杰. 反應(yīng)熱壓燒結(jié)制備SiC/Si3N4復(fù)合材料及抗熱震性能的研究[D]. 哈爾濱理工大學(xué), 2015.

[44] WATARI K, SEKI Y, ISHIZAKI K. Thermal properties of HIP sintered silicon nitride [J]. Journal of the Ceramic Society of Japan, 1989, 97(1121)∶ 56-62.

[45] XU W, NING X S, ZHOU H P, et al. Study of the Thermal Conductivity of Si3N4 Sintered with CeO2and MgO additives[J]. Key Engineering Materials, 2003, 247(4)∶ 355-360.

[46] MIYAZAKI H, YOSHIZAWA Y I, HIRAO K. Effect of crystallization of intergranular glassy phases on the dielectric properties of silicon nitride ceramics [J]. Materials Science &Engineering B, 2008, 148(1-3)∶ 257-260.