梯度SiCP/Al復(fù)合材料的組織與性能

晏 萌,劉君武,江道傳

(合肥工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,合肥 230009)

不同體積分?jǐn)?shù)的SiCP/Al復(fù)合材料各自有著不同的優(yōu)點(diǎn)，但是不能集中于一體，于是就有一種初步設(shè)想，將幾種材料復(fù)合在一起，使用一種共同基體，從而使其各個(gè)方面的性能均滿足電子封裝材料的要求[1]。SiCP/Al復(fù)合材料用作封裝材料時(shí)不僅機(jī)械加工困難，而且可焊性差[2-3]。盡管在該材料制造時(shí)能在其表面獲得很薄的一層鋁合金使其獲得良好的焊接性能，但為了獲得特定的形狀和高的尺寸精度及表面光潔度，SiCP/Al復(fù)合材料必須進(jìn)行或多或少的機(jī)械加工，這樣那層薄的鋁合金覆蓋層便不復(fù)存在了，最終裸露出來的大量SiC陶瓷顆粒使SiCP/Al復(fù)合材料焊接性能變得很差[4-8]。

筆者制備了一種梯度SiCP/Al復(fù)合材料，選用Al-7Si合金為頂層，中體積分?jǐn)?shù)的SiCP/Al復(fù)合材料為過渡層，熱力學(xué)性能能夠滿足電子封裝材料要求的高體積分?jǐn)?shù)SiCP/Al復(fù)合材料為底層[9-10]。這種梯度設(shè)計(jì)使SiCP/Al復(fù)合材料底部擁有較好的導(dǎo)熱性能和較低的熱膨脹系數(shù)(CTE)，頂部具有較好的可焊性與加工性能。

1 試驗(yàn)方法

1.1 復(fù)合材料制備

以硅粉(粒徑為7 μm)，鋁粉(粒徑為20 μm)和碳化硅粉(粒徑分別為W14、W20、F240等3種規(guī)格)為起始原料。按表1的計(jì)量比配制混合料，每種混合料分別在滾筒式混料機(jī)上混合2～3 h，轉(zhuǎn)速約為200 r·min-1，得到4種均勻的混合粉。將4種混合粉分層依次裝入模具：67%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)F240+33%W14混合粉為底層，70%Al-7Si+30%W20SiC混合粉為過渡層2，80%Al-7Si+20%W20SiC混合粉為過渡層1，Al-7Si混合粉為頂層，各層理論厚度如表1所示，施加10 MPa壓力預(yù)壓緊，置于真空熱壓爐，然后抽真空，通過半固態(tài)熱擠壓方法制備梯度SiCP/Al復(fù)合材料，升溫至650 ℃保溫0.5 h，冷卻后再經(jīng)390 ℃退火處理得到梯度SiCP/Al復(fù)合材料。梯度SiCP/Al復(fù)合材料的實(shí)物圖和各層結(jié)構(gòu)示意圖如圖1所示。

表1 梯度SiCP/Al復(fù)合材料成分配比方案Tab.1 Composition proportion scheme of gradient SiCP/Al composites

圖1 梯度SiCP/Al復(fù)合材料實(shí)物圖和各層結(jié)構(gòu)示意圖Fig.1 The a)physical drawing and b)structure diagram of the gradient SiCP/Al composites

1.2 復(fù)合材料表征

1.2.1 顯微分析

采用MR5000型金相顯微鏡觀察梯度SiCP/Al復(fù)合材料的顯微組織形貌；采用Hitachi-SU8020型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察梯度SiCP/Al復(fù)合材料的抗彎試樣斷口形貌。

1.2.2 熱膨脹系數(shù)

用TMA402F3型熱機(jī)械分析儀測試梯度SiCP/Al復(fù)合材料各層的熱膨脹系數(shù)，選取合適長條狀的樣條，進(jìn)行研磨拋光，確保表面光滑，長條尺寸為5 mm×5 mm×2 mm，升溫速率為5 ℃·min-1，測定溫度范圍為100～400 ℃，試驗(yàn)根據(jù)下式計(jì)算材料的熱膨脹系數(shù)?：

?=dL/(dT·L0)

(1)

式中：L0為樣條的原始長度；dL/dT為樣條的長度隨溫度的變化率，其中dL=L-L0；L為試樣經(jīng)過加熱后的長度；dT=T-T0，其中T為樣品升高后的溫度，T0為初始溫度，一般取室溫25 ℃。

1.2.3 三點(diǎn)抗彎強(qiáng)度

用DSC-5000G型萬能材料試驗(yàn)機(jī)測試梯度SiCP/Al復(fù)合材料各層的三點(diǎn)抗彎強(qiáng)度，試樣尺寸為4 mm×3 mm×2 mm，跨距為30 mm，壓頭移動(dòng)速率為0.5 mm·min-1，連續(xù)加載，然后用游標(biāo)卡尺測量并記錄下試樣的長、高、寬，測試結(jié)束后，記錄其斷裂載荷，最后按照下式計(jì)算出測試樣品的三點(diǎn)抗彎強(qiáng)度σ:

σ=3Fl0/2bh2

(2)

式中:F為斷裂載荷;l0為跨距;b為試樣的寬度；h為試樣的高度。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 梯度SiCP/Al復(fù)合材料的顯微組織形貌

圖2為梯度SiCP/Al復(fù)合材料各層的顯微組織形貌。圖2 a)為頂層Al-7Si材料的顯微組織形貌，淺色區(qū)域?yàn)棣?Al相，深色部分為Al-Si共晶組織，為斷續(xù)的網(wǎng)絡(luò)狀結(jié)構(gòu)，呈典型的亞共晶的Al-Si金相形態(tài)。圖2 b)，c)，d)分別為梯度SiCP/Al復(fù)合材料的過渡層1、過渡層2和底層的顯微組織形貌。連續(xù)分布的淺色區(qū)域?yàn)锳l基體，離散分布的呈棱角分明狀的深色區(qū)域?yàn)镾iC顆粒。圖2 b)和c)中SiC顆粒分布均勻且致密，無明顯缺陷，Ⅲ層較Ⅱ?qū)覵iC含量明顯增多。圖2 d)中SiC顆粒分布均勻致密，無雜質(zhì)、氣孔等缺陷，細(xì)小的SiC顆粒充分填充到粗大顆粒的間隙中，無顆粒團(tuán)聚現(xiàn)象。

圖2 梯度SiCP/Al復(fù)合材料各層的顯微組織形貌Fig.2 Microstructure morphology of each layer of the gradient SiCP/Al composites：a)layer Ⅰ；b)layer Ⅱ；c)layer Ⅲ；d)layer Ⅳ

圖3為梯度SiCP/Al復(fù)合材料各層分界面附近的顯微組織形貌，各層間的分界面位置如圖中虛線所示。由圖3可知，梯度SiCP/Al復(fù)合材料各層分界面清晰、平直，界面結(jié)合良好；鋁合金致密分布，沒有孔洞、裂紋；SiC顆粒在層內(nèi)分布均勻，SiC顆粒固定在原位，沒有上浮和下沉的現(xiàn)象。從圖3中可以清晰的看出，梯度SiCP/Al復(fù)合材料自頂層到底層SiC含量逐步增大，呈現(xiàn)出一種梯度。

圖3 梯度SiCP/Al復(fù)合材料各層界面附近顯微組織形貌Fig.3 Microstructure morphology near the interface of the gradient SiCP/Al composites：a)interface between layer Ⅰ and Ⅱ；b)interface between layer Ⅱ and Ⅲ；c)interface between layer Ⅲ and Ⅳ

2.2 梯度SiCP/Al復(fù)合材料熱的膨脹系數(shù)

圖4中，4條實(shí)線分別為梯度SiCP/Al復(fù)合材料各層的CTE，兩條虛線分別為單層Al-7Si+20%W20SiC和單層Al-7Si+30%W20SiC材料的CTE。由圖4可知，梯度SiCP/Al復(fù)合材料各層的熱膨脹系數(shù)在100～400 ℃隨溫度升高而上升，這是因?yàn)闇囟壬?，原子非簡諧振動(dòng)加劇，導(dǎo)致熱膨脹系數(shù)增大。由圖4還可知，100 ℃下頂層材料的熱膨脹系數(shù)為21.0×10-6℃-1，底層復(fù)合材料的熱膨脹系數(shù)為8.0×10-6℃-1，兩者相差13.0×10-6℃-1，如果直接將頂層與底層相結(jié)合，兩者的熱膨脹系數(shù)相差較大，材料內(nèi)部熱應(yīng)力太大，燒結(jié)與加工過程中，可能會(huì)發(fā)生材料的斷裂、彎曲，所以在頂層和底層之間插入過渡層，使其熱膨脹系數(shù)自上到下逐漸減小，得到底部擁有較好導(dǎo)熱性能和較低熱膨脹系數(shù)而頂部具有較好可焊性與加工性能的梯度SiCP/Al復(fù)合材料。對比過渡層1和單層Al-7Si+20%W20SiC材料的CTE、過渡層2和單層Al-7Si+30%W20SiC材料的CTE可知，復(fù)合后材料的熱膨脹系數(shù)明顯低于單層材料的熱膨脹系數(shù)，這是由于Al-7Si在650 ℃時(shí)為液相，梯度復(fù)合材料在同步致密化過程中伴隨著鋁液的流動(dòng)，頂層鋁液向過渡層滲透，過渡層中鋁液也向底層發(fā)生滲透，導(dǎo)致過渡層的碳化硅含量有所增大，4層復(fù)合材料的SiC含量呈現(xiàn)一種梯度變化。

圖4 梯度SiCP/Al復(fù)合材料各層的熱膨脹系數(shù)Fig.4 The CTE of each layer of the gradient SiCP/Al composites

2.3 梯度SiCP/Al復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度

圖5為梯度SiCP/Al復(fù)合材料各層的抗彎強(qiáng)度。由圖5可知，頂層到底層的抗彎強(qiáng)度隨著各層SiC含量的增加而增加，底層與過渡層之間增幅較小。這是由于增強(qiáng)體SiC顆粒增加，復(fù)合材料中承擔(dān)壓力的載體也相應(yīng)增加，但材料的脆性也會(huì)隨之增加。當(dāng)SiC顆粒體積分?jǐn)?shù)較高時(shí)，其間距將減小，有利于提升其抗彎強(qiáng)度。復(fù)合材料在壓力作用下，基體沒有足夠塑性來傳遞材料內(nèi)所發(fā)生的應(yīng)力變化，在達(dá)到正常斷裂強(qiáng)度前已經(jīng)發(fā)生斷裂，使過渡層與基體間抗彎強(qiáng)度增加幅度減小。

圖5 梯度SiCP/Al復(fù)合材料各層的抗彎強(qiáng)度Fig.5 Bending strength of each layer of the gradient SiCP/Al composites

2.4 梯度SiCP/Al復(fù)合材料的斷口形貌

圖6為梯度SiCP/Al復(fù)合材料各層的斷口SEM形貌。圖6 a)為頂層的斷口形貌，此時(shí)發(fā)生的斷裂為鋁基體的斷裂，斷裂方式為準(zhǔn)解理斷裂。圖6 b)及圖6 c)分別為過渡層1和過渡層2的斷口形貌，可以看出增強(qiáng)體SiC顆粒顏色較深，呈解理斷裂特征，未觀察到SiC顆粒從鋁基體的脫落現(xiàn)象，說明鋁基體與SiC顆粒間的界面結(jié)合強(qiáng)度良好；鋁基體為準(zhǔn)解理斷裂，但延展性有所降低。圖6 d)為底層的斷口形貌，增強(qiáng)體SiC顆粒與基體鋁合金界面接觸緊密，未出現(xiàn)團(tuán)聚與偏析現(xiàn)象。粗顆粒SiC穿晶斷裂為主，解理面平直粗大。

3 結(jié)論

(1)采用分層裝粉后液態(tài)熱壓的方法制備出梯度SiCP/Al復(fù)合材料。梯度SiCP/Al復(fù)合材料各層的分界面清晰、平直，界面結(jié)合良好；層內(nèi)SiC顆粒分布均勻，SiC顆粒未發(fā)生流動(dòng)。

(2)梯度SiCP/Al復(fù)合材料各層自上到下熱膨脹系數(shù)逐漸減小，這是SiC顆粒含量不同導(dǎo)致的結(jié)果。復(fù)合材料在同步致密化過程中伴隨著鋁液的流動(dòng)，頂層鋁液向過渡層滲透，過渡層中鋁液也向底層發(fā)生滲透，導(dǎo)致過渡層的SiC含量有所增大，4層復(fù)合材料中SiC含量呈現(xiàn)一種梯度變化。

(3)梯度SiCP/Al復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度隨著增強(qiáng)體SiC顆粒體積分?jǐn)?shù)的增加而增大，底層與過渡層之間增幅較小。