金剛石粒徑對(duì)金剛石/Cu-B 合金復(fù)合材料熱物理性能的影響

摘要 采用 Cu-B 合金為基體，選用粒徑分別為110、230、550μm 的金剛石顆粒作為增強(qiáng)體，利用氣壓熔滲工藝在1100℃、10 MPa 氣體壓力下制備金剛石/Cu-B 合金復(fù)合材料，研究金剛石顆粒粒徑對(duì)復(fù)合材料組織結(jié)構(gòu)、界面相分布及熱物理性能的影響。結(jié)果表明，隨著金剛石粒徑的增大，復(fù)合材料熱導(dǎo)率上升，熱膨脹系數(shù)減小，復(fù)合材料界面處硼碳化合物含量增加，界面結(jié)合情況得到改善。由金剛石顆粒粒徑為550μm 時(shí) ，復(fù)合材料熱導(dǎo)率最高，可達(dá)680.3 W/（m·K），熱膨脹系數(shù)最小，為4.905×10?6 K?1，符合高效熱管理器件對(duì)金剛石/金屬基復(fù)合材料的熱物理性能要求，在電子產(chǎn)品散熱器件方面具有良好的應(yīng)用前景。

關(guān)鍵詞 熱導(dǎo)率；金剛石粒徑；氣壓熔滲；熱膨脹系數(shù)；金剛石/Cu-B 復(fù)合材料

中圖分類號(hào) TQ164; TG74 文獻(xiàn)標(biāo)志碼 A

文章編號(hào) 1006-852X（2024）02-0169-10

DOI 碼 10.13394/j.cnki.jgszz.2023.0062

收稿日期 2023-03-14 修回日期 2023-06-30

隨著信息時(shí)代的飛速發(fā)展，各類大功率電子器件 （如 CPU、GPU、IGBT ）迅速迭代，在性能提升的同時(shí)，電子元件高度集成帶來的熱損耗也急劇上升[1]。研究數(shù)據(jù)表明，熱失效已經(jīng)成為目前電子器件損壞的主要 原因[2]。為了解決日益嚴(yán)重的電子元件散熱難題，研究者開始了新一輪的高導(dǎo)熱電子封裝散熱材料的研究。電子封裝散熱材料按材質(zhì)可以分為陶瓷基[3]、聚合物基[4]、金屬基[5-6]3大類型，其中金屬基電子封裝材料因其易成型，可加工性強(qiáng)等優(yōu)勢被廣泛研究[7]。金屬基電子封裝材料從第一代 Invar[8]、Koar[9]合金至第二代 W-Cu[10]、 Mo-Cu[11]合金再至如今廣泛使用的第三代 Si/Al[12]、 SiC/Al[13]復(fù)合材料已經(jīng)歷了三代更迭。隨著集成電路產(chǎn)業(yè)對(duì)電子器件散熱要求的進(jìn)一步提高，以高導(dǎo)熱、低熱膨脹的要求為設(shè)計(jì)原則，研究者普遍選用自然界 導(dǎo)熱率最高的材料?金剛石（1800～2000 W/（m·K））作為導(dǎo)熱增強(qiáng)體，展開了第四代金剛石/金屬基電子封 裝材料的研究[14-18]。在眾多基體金屬中，銅作為熱導(dǎo)率僅次于銀的金屬，同時(shí)具備高導(dǎo)熱、易獲得、便于加工等特點(diǎn)，成為研究的熱點(diǎn)[19-20]。

金剛石與銅即使在高溫下仍潤濕不良以及難以形成中間碳化物的特點(diǎn)，導(dǎo)致金剛石/銅復(fù)合材料界面結(jié)合情況較差，界面熱阻較高，使得復(fù)合材料熱導(dǎo)率難以達(dá)到預(yù)期。因此，提高金剛石/銅復(fù)合材料導(dǎo)熱性能的關(guān)鍵在于改善金剛石/銅之間的界面結(jié)合。目前增強(qiáng)金剛石/銅界面結(jié)合常用的方法主要有金剛石表面金屬化法和基體合金化法。表面金屬化法是通過在金剛石表面鍍覆中間過渡層（如 W[21-22]、Ti[23]、Mo[24]、Cr[25] 等強(qiáng)碳化物）以形成金屬，利用中間金屬及其碳化物改善界面結(jié)合，降低界面熱阻，提高復(fù)合材料導(dǎo)熱性能。基體合金化法則是在銅基體中摻入 Cr[26]、B[27]、Nd[28]等 合金元素，通過合金元素在金剛石/銅界面處富集并形成改性層來改善界面結(jié)合。但合金元素的加入會(huì)導(dǎo)致銅基體本征熱導(dǎo)率下降[29]，且合金成分的均勻性不易調(diào)控，因此目前針對(duì)基體合金化法的研究相對(duì)偏少。

值得注意的是，界面改性并非影響金剛石銅之間界面結(jié)合的唯一因素，復(fù)合材料界面結(jié)合與熱物理性能同樣受增強(qiáng)體顆粒粒徑大小與分布的影響[30]。胡熠聞等[31]通過有限元模擬建立了金剛石粒徑大小與復(fù)合材料導(dǎo)熱性能的關(guān)系模型，并結(jié)合實(shí)驗(yàn)對(duì)模型進(jìn)行驗(yàn) 證與修正，結(jié)果表明隨著金剛石粒徑的增大，復(fù)合材料 導(dǎo)熱性能得到提升。在金剛石體積分?jǐn)?shù)為64.8%的情 況下，當(dāng)金剛石粒徑由19μm增加到250μm 時(shí)，復(fù)合材 料熱導(dǎo)率由401 W/（m·K）提高至646 W/（m·K）。理論上，金剛石顆粒粒徑越大，復(fù)合材料中金剛石/銅界面比表 面積越小，界面熱阻越低，復(fù)合材料導(dǎo)熱性能越優(yōu)良[32]，故而目前研究中所選用的金剛石顆粒一般為大尺寸金 剛石顆粒。此外，在復(fù)合材料制備過程中，金剛石主要 以顆粒形式與銅基體復(fù)合，熔融的銅液需要滲入金剛 石顆粒之間并填充間隙以完成致密化。而銅液能否順 利滲入金剛石顆粒間間隙，一方面取決于金剛石與銅 之間的潤濕情況，另一方面則受金剛石顆粒間孔隙結(jié) 構(gòu)的影響。金剛石不同的粒徑將決定堆疊后孔隙的大 小、結(jié)構(gòu)，從而影響銅液滲入時(shí)受到的毛細(xì)作用力、粘滯阻力以及金剛石/銅界面面積，最終影響所制備復(fù)合 材料的綜合性能[33]。本文以不同粒徑金剛石顆粒為增強(qiáng)體，Cu-B 合金為基體，通過氣壓熔滲法制備了金剛 石/Cu-B 合金復(fù)合材料，并就金剛石顆粒粒徑對(duì)金剛石/ Cu-B 合金復(fù)合材料界面結(jié)合、物相組成及各項(xiàng)物理性 能的影響進(jìn)行了系統(tǒng)的研究。

1 材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

金剛石顆粒型號(hào)為 HHD90，采購自河南黃河旋風(fēng)股份有限公司，粒徑為30/35目（約550μm ）、60/70目（約230μm ）、140/170目（約110μm ）。 Cu-B 合金由純度為99.99%的無氧銅和純度為99.99%的硼粒在真空磁懸浮熔煉爐中1100℃下保溫30 min 熔煉而成，其中 B 含有0.5%，無氧銅與硼粒均采購自威海元素金屬新材料顆粒有限公司。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

1.2.1 金剛石顆粒的預(yù)處理

由于金剛石原料表面存在灰塵與油污，在取用前需要對(duì)其進(jìn)行預(yù)處理以保證潔凈。金剛石顆粒預(yù)處理步驟如下：（1）去除表面油污，將顆粒置于丙酮溶液中超聲清洗10 min 并烘干；（2）去除殘留丙酮，將處理后的金剛石顆粒置于無水乙醇中清洗10 min；（3）去離子水沖洗3～5次后烘干待用。

1.2.2 金剛石/銅復(fù)合材料的制備

首先在石墨模具中裝填金剛石顆粒，并置于震蕩平臺(tái)上機(jī)械震動(dòng)5 min，震實(shí)后于石墨模具上方放置 Cu-B 合金塊以完成裝樣；然后將模具置入氣壓熔滲爐中，于1100℃、10 MPa 氣體壓力下保壓30 min[34]，制得復(fù)合材料。根據(jù)所用金剛石不同粒徑將樣品命名為 S550、S230、S110，其對(duì)應(yīng)的金剛石粒徑為550、230、110μm。

1.3 樣品性能表征

采用掃描電子顯微鏡（ Nova Nano SEM 230型， Netherlands FEI ）對(duì)樣品表面形貌進(jìn)行表征。采用 X 射線衍射儀（ D/max 2550型，Rigaku）對(duì)樣品表面進(jìn)行 物相分析，使用 Cu靶激發(fā) X 射線，波長為0.154178 nm、光管電壓為40 kV、工作電流為250 mA。采用阿基米 德排水法測量樣品密度。采用激光導(dǎo)熱儀（ NETZ- SCH LFA 467型）測試樣品熱擴(kuò)散系數(shù)，根據(jù)式（1）計(jì)算樣品熱導(dǎo)率λ：

λ=ρc""""""""""""""" （1）

式中：ρ為樣品密度；c為樣品比熱容；為樣品熱擴(kuò)散系數(shù)。材料的比熱容 Cp 根據(jù)復(fù)合材料的混合法則計(jì)算所得，計(jì)算公式為：

Cp =WD × CD + WC × CC"" """""""""""""""（2）

式中：WD 為金剛石質(zhì)量分?jǐn)?shù)；CD 為金剛石比熱容，取0.512 J/（ g·K ）；WC 為銅基體質(zhì)量分?jǐn)?shù)；CC 為銅比熱 容，取0.386 J/（ g·K ）。通過熱膨脹儀（NETZSCH DIL 402 C 型）對(duì)樣品的熱膨脹系數(shù)進(jìn)行測試，升溫速率為5℃/min，溫度范圍為373～773 K。

2 結(jié)果分析與討論

2.1 金剛石/Cu-B 合金復(fù)合材料物相組成及界面形貌

金剛石/Cu-B 合金復(fù)合材料物相表征結(jié)果如圖1所示。其中圖1a 為不同粒徑金剛石顆粒/Cu-B 合金復(fù)合材料 XRD 表征結(jié)果，可以看到每個(gè)樣品中均有明顯的金剛石（111）面衍射峰（43.5°）與 Cu 峰，但未能觀察到 B 及其相關(guān)碳化物相衍射峰。調(diào)整 XRD 測試參數(shù)并對(duì)樣品進(jìn)行了測試，測試范圍為33°～40°， 掃描速度為0.2°/min[35]，結(jié)果如圖1b 所示，在 S230、S110樣品中可以觀察到 B4C（021）面衍射峰，峰型出現(xiàn)一定的寬化，但在 S550樣品中并未發(fā)現(xiàn)相關(guān)物相。由圖1b 可知，在 XRD 測試結(jié)果中 B 及相關(guān)碳化物衍射峰并不明顯，這一方面是由于實(shí)驗(yàn)所用的 Cu-B 合金中一部分 B 以間隙原子形式固溶于 Cu基體中，另一方面則是由于 B 總量較低且峰強(qiáng)較弱，被背景信號(hào)遮蓋。因此進(jìn)一 步采用拉曼激光測試對(duì) C、B 元素及可能存在的硼碳 化合物進(jìn)行表征，結(jié)果如圖1c 所示。在樣品 S110、S230、 S550中均能觀察到 B4C 特征峰與尖銳的金剛石峰且未發(fā)現(xiàn)明顯的石墨峰。這表明在復(fù)合材料制備過程中，金剛石顆粒石墨化程度較輕，金剛石品質(zhì)沒有明顯的衰減。隨著金剛石粒徑的增大，復(fù)合材料拉曼光譜中 B4C 特征峰強(qiáng)度相應(yīng)增強(qiáng)并銳化。同時(shí)在 S230、S550樣品中還觀察到其他形式的碳化硼峰。

XRD 和拉曼光譜表征結(jié)果說明，金剛石/Cu-B 合金復(fù)合材料的主要物相為金剛石、銅和 B4C，其中 B4C 的形成來源于金剛石與 Cu-B 合金基體在高溫熔滲過程中合金基體中的 B 元素遷移至金剛石表面時(shí)發(fā)生的界面反應(yīng)。當(dāng)金剛石體量、合金基體中的摻硼量一定時(shí)，金剛石粒徑越大，金剛石顆粒與 Cu-B 合金基體所接觸的比表面積越小，單位面積所形成的碳化硼含量越高，對(duì)應(yīng)的圖1b 中的 B4C 特征峰越尖銳。

采用 SEM 表征不同粒徑金剛石所制備的金剛石/ Cu-B 合金復(fù)合材料界面的微觀形貌，結(jié)果如圖2所示。圖2a～2c 為樣品 S550表面磨拋后的顯微形貌。由圖2a 可見，金剛石顆粒均勻地被銅基體包覆，未見明顯孔隙 等缺陷，金剛石分布較為分散。由圖2b 可見，金剛石 顆粒在氣壓熔滲后仍保持晶型完整。圖2c 為圖2b 中金剛石顆粒與 Cu-B 合金基體界面結(jié)合處的放大圖，其中金剛石表面附著大量 Cu基體，且金剛石與基體間界 面結(jié)合良好，幾乎沒有間隙，這說明 Cu-B 合金在熔滲 過程中可以順利滲入金剛石顆粒間隙中，并浸潤金剛 石表面，形成良好的界面結(jié)合。圖2d～2f 為樣品 S230表面磨拋后的顯微形貌。由圖2d 可見，金剛石顆粒在 Cu-B 合金基體中分布較為緊密。由圖2e、圖2f 可見，金剛石顆粒與基體界面處存在明顯空隙，界面結(jié)合不 良。圖2g～2i 為樣品 S110表面磨拋后的顯微形貌。由圖2g 可見金剛石分布密集，在局部放大圖2h、圖2i 中可見金剛石顆粒間存在大量空隙而未被 Cu-B 合金基 體填充，金剛石顆粒也出現(xiàn)部分燒蝕，界面結(jié)合較差。由不同粒徑金剛石所制備的金剛石/Cu-B 合金復(fù)合材 料 SEM 表征結(jié)果可知，隨著金剛石顆粒粒徑減小，復(fù)合材料界面結(jié)合情況不斷劣化。根據(jù)金剛石顆粒于基 體中的分布情況進(jìn)行分析，隨著金剛石顆粒粒徑的減 小，金剛石顆粒堆疊所產(chǎn)生的孔隙孔徑減小，熔融金屬 液體流動(dòng)阻力增大，阻礙了 Cu-B 合金的滲入，使得金 剛石顆粒與 Cu-B 合金基體間接觸不充分，導(dǎo)致復(fù)合材 料界面處出現(xiàn)孔洞、空隙等缺陷。另一方面，金剛石 顆粒與 Cu-B 合金界面反應(yīng)不充分，未形成足夠連續(xù)、致密的碳化物層，導(dǎo)致復(fù)合材料在降溫的收縮過程中，因 Cu-B 合金基體與金剛石顆粒之間的熱膨脹系數(shù)差異而使基體金屬在金剛石顆粒界面處脫粘，從而形成空隙。

為了更好地表征復(fù)合材料界面處物相成分與界面 結(jié)構(gòu)，對(duì)所制備的金剛石/Cu-B 合金復(fù)合材料進(jìn)行了電 化學(xué)腐蝕，去除了 Cu-B 合金基體，只留下復(fù)合材料中 的金剛石顆粒增強(qiáng)體。電化學(xué)腐蝕后存留的金剛石顆 粒表面形貌如圖3所示。其中圖3a～圖3c 為樣品 S550 表面形貌，可以看到樣品 S550在電化學(xué)腐蝕后殘留的金剛石顆粒表面存在連續(xù)致密的碳化物膜層；圖3d～ 圖3f 為樣品 S230表面形貌，可以看到與樣品 S550相比，樣品 S230金剛石顆粒表面殘留碳化物膜層覆蓋率較低；圖3g～圖3i 為樣品 S110表面形貌，只存在部分顆粒狀碳化物，由于覆蓋率過低，未觀察到明顯膜層。圖4中的 EDS 能譜表征結(jié)果說明，金剛石表面的附著顆粒主 要由硼元素和碳元素組成，進(jìn)一步確定了硼元素在氣 壓熔滲過程中在金剛石表面富集，并在高溫下與金剛 石發(fā)生界面反應(yīng)形成硼碳化合物這一過程。

由圖3可知，隨著金剛石顆粒粒徑的增大，復(fù)合材 料經(jīng)過電化學(xué)腐蝕后保留的金剛石表面附著的硼碳化合物膜層覆蓋率升高。這是由于所用金剛石粒徑的不同使熔融合金液體滲入金剛石顆粒間隙的阻力不一。隨著金剛石粒徑的增大，Cu-B 合金液體滲入阻力減小，并能更加充分地浸潤金剛石顆粒，促進(jìn)界面反應(yīng)的發(fā) 生，形成連續(xù)致密的硼碳化合物膜層。

2.2 金剛石粒徑對(duì)金剛石/Cu-B 合金復(fù)合材料導(dǎo)熱性能的影響

不同粒徑的金剛石顆粒所制備的金剛石/Cu-B 合金復(fù)合材料的部分物理性質(zhì)測試結(jié)果見表1。根據(jù)式（1）可以計(jì)算得到復(fù)合材料熱導(dǎo)率（其中λ為復(fù)合材料熱導(dǎo)率，ρ為材料密度，c為材料比熱容，為材料熱擴(kuò)散系數(shù)），結(jié)果如圖5所示。由圖5可知，樣品 S550熱導(dǎo)率最高，達(dá)到680.3 W/（m·K）；樣品 S230次之，熱導(dǎo)率為620.2 W/（m·K）；樣品 S110性能最差，熱導(dǎo)率只有323.5 W/（m·K）。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，隨著金剛石粒徑的減小，復(fù)合材料的熱導(dǎo)率逐漸降低，當(dāng)金剛石粒徑僅為110μm 時(shí)，復(fù)合材料的熱導(dǎo)率甚至低于純銅基體（396 W/（m·K））。

出現(xiàn)以上結(jié)果的原因可能有：其一，金剛石顆粒在裝填時(shí)屬于隨機(jī)堆疊，顆粒間形成的孔隙大小不一。由圖4中樣品微觀形貌表征結(jié)果可知，隨著顆粒粒徑的減小，金剛石顆粒間構(gòu)成的孔隙的平均孔徑呈縮小 趨勢，這阻礙了復(fù)合材料成型過程中 Cu-B 合金熔融液 體的滲入，進(jìn)一步導(dǎo)致復(fù)合材料中產(chǎn)生空隙等缺陷，影 響復(fù)合材料致密性的同時(shí)使得復(fù)合材料導(dǎo)熱性能大幅 下降，甚至出現(xiàn)樣品 S110的熱導(dǎo)率低于純銅的情況。針對(duì)金剛石粒徑大小對(duì)復(fù)合材料熱導(dǎo)率的影響，可以 通過微分有效介質(zhì)（differential effective medium，DEM ）模型進(jìn)行解釋，具體公式為[36]：

式中：Vd 為增強(qiáng)體顆粒體積分?jǐn)?shù)；KC 為復(fù)合材料熱導(dǎo)率；Km 為基體本征熱導(dǎo)率；Kd（e）f 為增強(qiáng)體顆粒等效熱導(dǎo)率；Kd 為增強(qiáng)體顆粒本征熱導(dǎo)率；hc 為界面熱導(dǎo)；a 為增強(qiáng)體顆粒的粒徑。由式（3）可知，當(dāng) Vd 一定時(shí)，隨著Kd（e）f 的增大，KC 增大；當(dāng) Kd（e）f 一定時(shí)，隨著Vd 的減小，KC 減小。由式（4）可知，在不考慮界面熱阻的情況下，隨著金剛石顆粒粒徑a的增大，Kd（e）f 增大。梁遠(yuǎn)龍等[37]利用有限元模擬手段研究了金剛石粒徑大小對(duì)金剛石/銅復(fù)合材料導(dǎo)熱性能的影響，結(jié)果表明隨著金剛石粒 徑的增大，復(fù)合材料導(dǎo)熱性能呈現(xiàn)增強(qiáng)的趨勢，與本文 實(shí)驗(yàn)結(jié)果一致。其二，金剛石的導(dǎo)熱機(jī)制為聲子導(dǎo)熱，金屬基體導(dǎo)熱機(jī)制為電子導(dǎo)熱，在復(fù)合材料界面處金 剛石與金屬基體的聲子頻率相差過大使聲子失配，產(chǎn)生嚴(yán)重的聲子散射，導(dǎo)致界面熱阻激增，影響復(fù)合材料 的整體導(dǎo)熱性能。為了改善界面結(jié)合，降低界面熱阻，本文采用基體合金化法使合金基體中的 B 元素在氣壓 熔滲過程中優(yōu)先在金剛石表面富集，形成硼碳化合物 （碳化硼，B4C ）過渡層，一方面可以緩解金剛石與金屬基體間的聲子失配，降低界面熱阻；另一方面白光珠 等的研究結(jié)果表明[38]，復(fù)合材料界面處形成的硼碳化合物可以提高增強(qiáng)體顆粒與合金基體間的界面結(jié)合力，減少氣孔等缺陷的產(chǎn)生，從而提高復(fù)合材料整體的導(dǎo)熱性能。結(jié)合圖1中物相表征與圖4中電化學(xué)腐蝕后殘留金剛石表面形貌表征結(jié)果可以發(fā)現(xiàn)，隨著所用金剛石顆粒粒徑的增大，復(fù)合材料中金剛石顆粒表面形成的硼碳化合物的含量增加，并呈現(xiàn)向致密膜層轉(zhuǎn)變的趨勢，從而實(shí)現(xiàn)了對(duì)金剛石增強(qiáng)體與基體合金界面結(jié)合的改善，提高了復(fù)合材料導(dǎo)熱性能。

為了直觀地觀察在相同加熱條件下，各個(gè)樣品間導(dǎo)熱性能的差異，對(duì)采用不同粒徑金剛石顆粒所制備的金剛石/Cu-B 合金復(fù)合材料進(jìn)行了紅外熱成像測試。將樣品置于恒溫加熱臺(tái)表面，借助紅外熱成像記錄其對(duì)應(yīng)色度變化，通過紅外熱成像儀內(nèi)部處理器進(jìn)行信號(hào)轉(zhuǎn)變可以得到對(duì)應(yīng)的溫度數(shù)據(jù)，從而實(shí)現(xiàn)復(fù)合材料在受熱過程中溫度變化的可視化，同時(shí)記錄樣品升溫?cái)?shù)據(jù)，繪制時(shí)間-溫度曲線，定量表征復(fù)合材料導(dǎo)熱性能。實(shí)驗(yàn)所處環(huán)境溫度為25℃， 設(shè)置恒溫加熱臺(tái)溫度為130℃， 各樣品紅外熱成像溫度變化情況如圖6所示。由圖6可知，隨著加熱時(shí)間由0 s 至36 s，樣品表面溫度逐漸升高，由于測試過程處于自然對(duì)流狀態(tài)，樣品與外 界空氣存在熱交換，樣品表面所達(dá)到的平衡溫度與基 臺(tái)設(shè)定溫度存在一定差別，在圖6中表現(xiàn)為樣品表面 與加熱基臺(tái)顏色襯度的差異。各樣品對(duì)應(yīng)的溫度-時(shí)間變化曲線如圖7所示，各樣品的溫度由25℃升溫至 100℃的過程中，樣品 S550升溫速率最快，耗時(shí)19 s，升溫速率為3.95℃/s；其次為樣品 S230，耗時(shí)22.6 s，升溫速率為3.32℃/s；樣品 S110耗時(shí)36.9 s，升溫速率為2.03℃/s； Cu-B 合金標(biāo)準(zhǔn)樣耗時(shí)32.2 s，升溫速率為2.33℃/s。由 此可見，樣品 S550熱響應(yīng)所需時(shí)間最短，S230次之，2個(gè)樣品熱響應(yīng)性能較 Cu-B 合金基體均有所提高，樣品 S110熱響應(yīng)時(shí)間最長，熱響應(yīng)效果較 Cu-B 合金略有下降。對(duì)比圖5與圖7結(jié)果可見，紅外熱成像測試結(jié)果 與復(fù)合材料熱導(dǎo)率對(duì)應(yīng)情況良好。

2.3 金剛石粒徑對(duì)金剛石/Cu-B 合金復(fù)合材料熱膨脹性能的影響

圖8為不同粒徑金剛石顆粒所制備的金剛石/Cu- B 合金復(fù)合材料熱膨脹系數(shù)表征結(jié)果。隨著測試溫度由373 K 上升至773 K，樣品 S550熱膨脹系數(shù)由4.905×10?6 K?1增至7.139×10?6 K?1；樣品 S230熱膨脹系數(shù)由4.667×10?6 K?1增至7.672×10?6 K?1；樣品 S110熱膨脹系數(shù)由5.355×10?6 K?1增至7.691×10?6 K?1，遠(yuǎn)小于銅基體的熱膨脹系數(shù)（17.700×10?6 K?1）。由圖8可見，樣品 S110熱膨脹系數(shù)在整個(gè)測試過程中保持最大；樣品 S550在低溫區(qū)與高溫區(qū)均保持較小的熱膨脹系數(shù)；S230樣品在測試開始時(shí)（373 K ）表現(xiàn)出較小的熱膨脹系數(shù)，隨著溫度上升，熱膨脹系數(shù)急劇增大，在773 K 時(shí)與樣品 S110熱膨脹系數(shù)相近。結(jié)合圖2中復(fù)合材料界面形貌表征及表1中相關(guān)物理性能表征結(jié)果分析，造成上述現(xiàn)象的原因可能是一方面隨著金剛石粒徑的增大，復(fù)合材料致密度升高，由表1可知樣品 S550致密度達(dá)到95.24%，樣品 S230致密度達(dá)到94.91%，而樣品 S110致密度僅為91.28%。另一方面，由圖2中形貌表征結(jié)果可見，隨著金剛石顆粒粒徑增大，復(fù)合材料界面結(jié)合處間隙等缺陷減少，當(dāng)溫度上升時(shí)，合金基體膨脹所產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力能順利傳導(dǎo)至剛性金剛石顆粒處，合金基體膨脹受阻，使得熱膨脹系數(shù)保持較小。而樣品 S110界面結(jié)合不良，膨脹產(chǎn)生的部分內(nèi)應(yīng)力無法完全通過金剛石顆粒消減，導(dǎo)致熱膨脹系數(shù)較大。樣品 S230的熱膨脹系數(shù)呈現(xiàn)迅速增大的趨勢可能是由于在升溫過程中復(fù)合材料部分界面惡化，組織結(jié)構(gòu)發(fā)生變化，其熱膨脹性能向 S110樣品靠近。

3 結(jié)論

（1）隨著金剛石粒徑的增大，在復(fù)合材料制備過程中，Cu-B 合金液可以更快地在氣體壓力輔助作用下滲入金剛石顆粒間隙中，合金液體與金剛石充分反應(yīng)，形成較為連續(xù)致密的硼碳化合物，既改善了復(fù)合材料界面結(jié)合情況，又提高了復(fù)合材料的致密度。

（2）隨著金剛石粒徑的增大，復(fù)合材料熱膨脹系數(shù)呈減小趨勢。粒徑為550μm 的樣品熱膨脹性能最佳，當(dāng)測試溫度從323 K 升至773 K 時(shí)，熱膨脹系數(shù)僅從 4.905×10?6 K?1增至7.139×10?6 K?1，符合電子封裝材料 對(duì)熱膨脹性能的要求。

（3）隨著金剛石粒徑增大，復(fù)合材料的導(dǎo)熱性能逐漸提高。當(dāng)樣品表面溫度從25℃升到100℃時(shí)，粒徑為550μm 的樣品升溫速度最快，為3.95℃/s，熱導(dǎo)率最高，達(dá)680.3 W/（m·K）；粒徑為110μm 的樣品升溫速度最慢，為2.03℃/s，熱導(dǎo)率最低，為323.5 W/（m·K）。

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作者簡介

通信作者：魏秋平，男，1980年生，教授。主要研究方向：功能薄膜材料與表面改性技術(shù)。 E-mail： qiupwei@csu.edu.cn

Effect of diamond particle size on thermophysical properties of diamond /Cu-B alloy composites

WANG Xi1，KANG Aolong1，JIAO Zengkai2，KANG Huiyuan1，WU Chengyuan2，ZHOU Kechao2，MA Li2，DENG Zejun1，WANG Yijia3，YU Zhiming1，WEI Qiuping1，2

（1. School of Materials Science and Engineering， Central South University， Changsha 410083， China）

（2. State Key Laboratory of Powder Metallurgy， Central South University， Changsha 410083， China）

（3. Center for Advanced Studies， Central South University， Changsha 410083， China）

Abstract Using copper-boron alloy as the metal matrix and different-sized diamond particles through 110μm， 230μm to 550μm as reinforcement， the diamond/copper-boron alloy composites were prepared via gas pressure infiltration technology under 1100℃ and 10 MPa gas pressure. The influences of the size of diamond particles on the configura- tion， interlayer phase distribution， and thermophysical properties of the composites were investigated. The results show that with the increase of particle size， there is a benefit of better interface bonding， and the thermal conductivity of the diamond/copper-boron composite is enhanced while the thermal expansion coefficient decreases. When the diamond particle size is 500μm， the best performance of the composite is obtained. The thermal conductivity is 680.3 W/（m·K）， and the thermal expansion coefficient increases from 4.095×10?6 K?1 to 7.139×10?6 K?1.

Key words thermal conductivity；diamond particle；gas pressure infiltration method；thermal expansion coefficient； diamond/copper-boron composite material