伪半固态触变成形制备SiCp/Al电子封装材料的组织与性能

第36卷第4期 北京科技大学学报 Vol.36 No.4 2014年4月 Journal of University of Science and Technology Beijing Apr.2014 伪半固态触变成形制备SiCp/Al电子封装材料的组织 与性能 郭明海，刘俊友”，贾成厂”，果世驹”，李艳霞》，周洪宇 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)北华航天工业学院材料系，廊坊065000 ☒通信作者，E-mail:qifeng_guo(@126.com 摘要采用伪半固态触变成形工艺制备了40%、56%和63%三种不同SiC体积分数颗粒增强A1基电子封装材料，并借助 光学显微镜和扫描电镜分析了材料中A!和Si汇的形态分布及其断口形貌，测定了材料的密度、致密度、热导率、热膨胀系数、 抗压强度和抗弯强度.结果表明，通过伪半固态触变成形工艺可制备出的不同SC体积分数A!基电子封装材料，其致密度 高，热膨胀系数可控，材料中A1基体相互连接构成网状，SC颗粒均匀镶嵌分布于A1基体中.随着SC颗粒体积分数的增加， 电子封装材料密度和室温下的热导率稍有增加，热膨胀系数逐渐减小，室温下的抗压强度和抗弯强度逐渐增加.SC/A1电子 封装材料的断裂方式为SiC的脆性断裂，同时伴随着A!基体的韧性断裂. 关键词电子封装；颗粒增强复合材料：触变成形；热导率；热膨胀：材料强度 分类号TN405 Microstructure and properties of SiCp/Al electronic packaging materials fabricated by pseudo-semi-solid thixoforming GUO Ming-hai,LIU Jun-you,JIA Cheng-chang",GUO Shi-ju,LI Yan-xia,ZHOU Hong-yu) 1)School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Department of Materials,North China Institute of Aerospace Engineering,Langfang 065000,China Corresponding author,E-mail:qifeng_guo@126.com ABSTRACT SiC particles reinforced Al matrix composites with three different SiC volume fractions of 40%,56%and 63%for elec- tronic packaging were prepared by pseudo-semi-solid thixoforming.The Al and SiC distribution and the fractographs of the SiCp/Al electronic packaging materials were examined by optical microscopy and scanning electron microscopy.The density,relative density, thermal conductivity (TC),coefficient of thermal expansion (CTE),compressive strength and bending strength of the SiCp/Al elec- tronic packaging materials were tested.It is found that the SiCp/Al electronic packaging materials have controllable coefficients of ther- mal expansion and high relative density.The Al matrix is connected into a network,and SiC particles are uniformly distributed in the Al matrix.When the SiC volume fraction increases,the density and thermal conductivity at room temperature lightly increase,the coef- ficient of thermal expansion gradually decreases,and the compressive strength and bending strength increase.The main fracture mode of the SiC/Al electronic packaging materials is brittle fracture of SiC particles accompanied by ductile fracture of the Al matrix at the same time. KEY WORDS electronic packaging:particle reinforced composites:thixoforming:thermal conductivity:thermal expansion:strength of materials 半导体集成电路的速度和集成度提高，导致芯元件的失效率与其工作温度呈指数关系，功能则与 片发热率增加，电路工作温度上升.实验证明，单个 其成反比口，因而如何提高芯片的散热效率，使得 收稿日期：201304-一17 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2014.04.011:http:/jourals.ustb.edu.cn

第 36 卷 第 4 期 2014 年 4 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 36 No． 4 Apr． 2014 伪半固态触变成形制备 SiCp /Al 电子封装材料的组织 与性能 郭明海1) ，刘俊友1) ，贾成厂1) ，果世驹1) ，李艳霞2) ，周洪宇1) 1) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 2) 北华航天工业学院材料系，廊坊 065000  通信作者，E-mail: qifeng_guo@ 126． com 摘 要 采用伪半固态触变成形工艺制备了 40% 、56% 和 63% 三种不同 SiC 体积分数颗粒增强 Al 基电子封装材料，并借助 光学显微镜和扫描电镜分析了材料中 Al 和 SiC 的形态分布及其断口形貌，测定了材料的密度、致密度、热导率、热膨胀系数、 抗压强度和抗弯强度． 结果表明，通过伪半固态触变成形工艺可制备出的不同 SiC 体积分数 Al 基电子封装材料，其致密度 高，热膨胀系数可控，材料中 Al 基体相互连接构成网状，SiC 颗粒均匀镶嵌分布于 Al 基体中． 随着 SiC 颗粒体积分数的增加， 电子封装材料密度和室温下的热导率稍有增加，热膨胀系数逐渐减小，室温下的抗压强度和抗弯强度逐渐增加． SiC/Al 电子 封装材料的断裂方式为 SiC 的脆性断裂，同时伴随着 Al 基体的韧性断裂． 关键词 电子封装; 颗粒增强复合材料; 触变成形; 热导率; 热膨胀; 材料强度 分类号 TN405 Microstructure and properties of SiCp /Al electronic packaging materials fabricated by pseudo-semi-solid thixoforming GUO Ming-hai 1)  ，LIU Jun-you1) ，JIA Cheng-chang1) ，GUO Shi-ju1) ，LI Yan-xia2) ，ZHOU Hong-yu1) 1) School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Department of Materials，North China Institute of Aerospace Engineering，Langfang 065000，China  Corresponding author，E-mail: qifeng_guo@ 126． com ABSTＲACT SiC particles reinforced Al matrix composites with three different SiC volume fractions of 40% ，56% and 63% for elec￾tronic packaging were prepared by pseudo-semi-solid thixoforming． The Al and SiC distribution and the fractographs of the SiCp /Al electronic packaging materials were examined by optical microscopy and scanning electron microscopy． The density，relative density， thermal conductivity ( TC) ，coefficient of thermal expansion ( CTE) ，compressive strength and bending strength of the SiCp /Al elec￾tronic packaging materials were tested． It is found that the SiCp /Al electronic packaging materials have controllable coefficients of ther￾mal expansion and high relative density． The Al matrix is connected into a network，and SiC particles are uniformly distributed in the Al matrix． When the SiC volume fraction increases，the density and thermal conductivity at room temperature lightly increase，the coef￾ficient of thermal expansion gradually decreases，and the compressive strength and bending strength increase． The main fracture mode of the SiC/Al electronic packaging materials is brittle fracture of SiC particles accompanied by ductile fracture of the Al matrix at the same time． KEY WOＲDS electronic packaging; particle reinforced composites; thixoforming; thermal conductivity; thermal expansion; strength of materials 收稿日期: 2013--04--17 DOI: 10． 13374 /j． issn1001--053x． 2014． 04． 011; http: / /journals． ustb． edu． cn 半导体集成电路的速度和集成度提高，导致芯 片发热率增加，电路工作温度上升． 实验证明，单个 元件的失效率与其工作温度呈指数关系，功能则与 其成反比［1］，因而如何提高芯片的散热效率，使得

·490· 北京科技大学学报 第36卷 电路在正常温度下工作就显得尤为重要.与此同 法.其成形理论为：当处于液、固两相共存的混合体 时，电子封装也正不断向小型化、高性能、高可靠性 系受到外力作用时，材料内部的液相和固相就会出 和低成本方向发展，封装对系统性能的影响已变得 现分别流动，一般液相流动的倾向大于固相：当外力 和芯片同等重要，从而引起与之相匹配的电子封装 增加到一定程度时，液相就会加剧流动，导致液、固 材料的飞速发展 两相产生分离，液相从固相颗粒的间隙中压出，流向 作为一种理想的电子封装材料，必须满足以下 无约束的自由表面，而固相颗粒则发生聚集) 几个基本要求回：一是材料的导热性能要好，能够 运用此法来制备SiC颗粒增强A!基电子封装 将半导体芯片在工作时所产生的热量及时地散发出 材料具有以下优势：(1)通过控制SiC的体积分数 去；二是材料的热膨胀系数(CTE)要与Si或GaAs 可调整电子封装材料的热膨胀系数.改变滤液槽的 等芯片相匹配，以避免芯片的热应力损坏：三是材料 大小可控制电子封装材料中SC的体积分数，从而 要有足够的强度和刚度，对芯片起到支承和保护的 得到不同热膨胀系数的电子封装材料，也即通过此 作用：四是材料的成本要尽可能低，以满足大规模商 法可调整电子封装材料的热膨胀系数：(2)可得到 业化应用的要求.在某些特殊的场合，还要求材料 高SiC体积分数和高致密度的电子封装材料.SiC 的密度尽可能地小（主要是指航空航天设备和移动 颗粒的体积分数通过伪半固态挤压触变，可达 计算/通信设备)，或者要求材料具有电磁屏蔽和射 63%~75%,其体积分数和复合材料的致密度都超 频屏蔽的特性. 过了粉末治金：(3)可实现产品的净成形或近净 传统的电子封装材料，如Kovar合金(Fe-Ni-Co 成形. 合金)、Invar合金(Fe-Ni合金)、WICu合金等由于 成本高、密度大等缺点已不能满足发展要求B,从 1实验材料 而出现了各种新型的电子封装材料，如A1/Si电子 实验材料为SiC颗粒增强A!基复合材料冷压 封装材料B-和A1/SiC电子封装材料m.其中A1/ 坯.其中SiC颗粒（其化学成分如表1）体积分数为 SiC电子封装材料结合了A1基体的低密度、高导热 30%,平均粒度为47μm;基体材料采用平均粒度为 性及SC的低膨胀、高强度性，具有轻质、高导热、低 64m纯工业铝粉，牌号A99.70A,其化学成分 热膨胀以及高比强度、比刚度、弹性模量等性能优 列于表2. 点，而且可通过SiC体积分数来调整膨胀系数，实现 表1SiC颗粒化学成分（质量分数） 与GaAs芯片和氧化铝基板的热匹配，可近净成形 Table 1 Chemical composition of SiC particles % 形状复杂的构件，因此生产成本也较低，使其在微波 SiC Fe 游离Si 0 Ca 集成电路、功率模块和微处器盖板及散热板等领域 得到广泛应用 97.25 <1.18 <0.98 <0.33 <0.26 A/SiC作为第三代电子封装材料回，常用来制 表2基体材料的化学成分（质量分数） 备其方法的有粉末治金法(PM)、无压或挤压浸渗 Table 2 Chemical composition of the matrix material% 法、喷射沉积法、搅拌混合技术等.但是，目前这些 Al Fe Cu 制备方法生产AI/SiC电子封装材料存在一系列问 99.81 0.1071 0.0702 0.0005 题：粉末治金法工艺程序多、周期长、制件的大小和 形状受到一定限制且致密度低：浸渗法所需设备复 2 实验方法 杂、成本较高且所制材料的残余应力也较大、孔隙率 也较高：喷射沉积技术所需设备昂贵、孔隙率高、原 首先，采用粉末治金的方法将体积分数30% 材料损失大等缺陷；搅拌混合技术SC增强颗粒的 SiC颗粒和70%A!粉进行机械混粉，后经冷压制坯 体积分数受到限制，一般不超过20%.本文首次采 (见图1)和高温烧结、伪半固态触变成形等工序制 用伪半固态触变成形法制备SiCp/Al电子封装材 成不同SiC体积分数A山基电子封装材料（直径 料，利用伪半固态金属触变时液固易分离的特点，开 50mm圆饼).其中，在冷压制坯阶段，为了将铝粉表 发了一种新型短流程、易操控且低成本的材料制备 面的氧化膜充分破碎，建立粉末间的塑性粘接和原 工艺，并制备出三种不同SiC体积分数A1基电子封 子扩散结合，并获得较高的致密度以阻止后续加热 装材料 过程中坯料的内部氧化，采用195MPa较高的压制 伪半固态触变成形法是一种新型的材料成形方 压强：烧结阶段，为了使冷压坯料加热均匀，采用

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 电路在正常温度下工作就显得尤为重要． 与此同 时，电子封装也正不断向小型化、高性能、高可靠性 和低成本方向发展，封装对系统性能的影响已变得 和芯片同等重要，从而引起与之相匹配的电子封装 材料的飞速发展． 作为一种理想的电子封装材料，必须满足以下 几个基本要求［2］: 一是材料的导热性能要好，能够 将半导体芯片在工作时所产生的热量及时地散发出 去; 二是材料的热膨胀系数( CTE) 要与 Si 或 GaAs 等芯片相匹配，以避免芯片的热应力损坏; 三是材料 要有足够的强度和刚度，对芯片起到支承和保护的 作用; 四是材料的成本要尽可能低，以满足大规模商 业化应用的要求． 在某些特殊的场合，还要求材料 的密度尽可能地小( 主要是指航空航天设备和移动 计算/通信设备) ，或者要求材料具有电磁屏蔽和射 频屏蔽的特性． 传统的电子封装材料，如 Kovar 合金( Fe--Ni--Co 合金) 、Invar 合金( Fe--Ni 合金) 、W/Cu 合金等由于 成本高、密度大等缺点已不能满足发展要求［3--4］，从 而出现了各种新型的电子封装材料，如 Al /Si 电子 封装材料［5--6］和 Al /SiC 电子封装材料［7］． 其中 Al / SiC 电子封装材料结合了 Al 基体的低密度、高导热 性及 SiC 的低膨胀、高强度性，具有轻质、高导热、低 热膨胀以及高比强度、比刚度、弹性模量等性能优 点，而且可通过 SiC 体积分数来调整膨胀系数，实现 与 GaAs 芯片和氧化铝基板的热匹配，可近净成形 形状复杂的构件，因此生产成本也较低，使其在微波 集成电路、功率模块和微处器盖板及散热板等领域 得到广泛应用［8--11］． Al /SiC 作为第三代电子封装材料［12］，常用来制 备其方法的有粉末冶金法( PM) 、无压或挤压浸渗 法、喷射沉积法、搅拌混合技术等． 但是，目前这些 制备方法生产 Al /SiC 电子封装材料存在一系列问 题: 粉末冶金法工艺程序多、周期长、制件的大小和 形状受到一定限制且致密度低; 浸渗法所需设备复 杂、成本较高且所制材料的残余应力也较大、孔隙率 也较高; 喷射沉积技术所需设备昂贵、孔隙率高、原 材料损失大等缺陷; 搅拌混合技术 SiC 增强颗粒的 体积分数受到限制，一般不超过 20% ． 本文首次采 用伪半固态触变成形法制备 SiCp /Al 电子封装材 料，利用伪半固态金属触变时液固易分离的特点，开 发了一种新型短流程、易操控且低成本的材料制备 工艺，并制备出三种不同 SiC 体积分数 Al 基电子封 装材料． 伪半固态触变成形法是一种新型的材料成形方 法． 其成形理论为: 当处于液、固两相共存的混合体 系受到外力作用时，材料内部的液相和固相就会出 现分别流动，一般液相流动的倾向大于固相; 当外力 增加到一定程度时，液相就会加剧流动，导致液、固 两相产生分离，液相从固相颗粒的间隙中压出，流向 无约束的自由表面，而固相颗粒则发生聚集［13］． 运用此法来制备 SiC 颗粒增强 Al 基电子封装 材料具有以下优势: ( 1) 通过控制 SiC 的体积分数 可调整电子封装材料的热膨胀系数． 改变滤液槽的 大小可控制电子封装材料中 SiC 的体积分数，从而 得到不同热膨胀系数的电子封装材料，也即通过此 法可调整电子封装材料的热膨胀系数; ( 2) 可得到 高 SiC 体积分数和高致密度的电子封装材料． SiC 颗粒的体积分数通过伪半固态挤压触变，可 达 63% ～ 75% ，其体积分数和复合材料的致密度都超 过了粉末冶金; ( 3) 可实现产品的净成形或近净 成形． 1 实验材料 实验材料为 SiC 颗粒增强 Al 基复合材料冷压 坯． 其中 SiC 颗粒( 其化学成分如表 1) 体积分数为 30% ，平均粒度为 47 μm; 基体材料采用平均粒度为 64 μm 纯工业铝粉，牌号 Al99. 70A［14］，其化学成分 列于表 2． 表 1 SiC 颗粒化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of SiC particles % SiC Fe 游离 Si O Ca 97. 25 ＜ 1. 18 ＜ 0. 98 ＜ 0. 33 ＜ 0. 26 表 2 基体材料的化学成分( 质量分数) Table 2 Chemical composition of the matrix material % Al Fe Si Cu 99. 81 0. 1071 0. 0702 0. 0005 2 实验方法 首先，采用粉末冶金的方法将体积分数 30% SiC 颗粒和 70% Al 粉进行机械混粉，后经冷压制坯 ( 见图 1) 和高温烧结、伪半固态触变成形等工序制 成不同 SiC 体 积 分 数 Al 基 电 子 封 装 材 料 ( 直 径 50 mm圆饼) ． 其中，在冷压制坯阶段，为了将铝粉表 面的氧化膜充分破碎，建立粉末间的塑性粘接和原 子扩散结合，并获得较高的致密度以阻止后续加热 过程中坯料的内部氧化，采用 195 MPa 较高的压制 压强; 烧结阶段，为了使冷压坯料加热均匀，采用 ·490·

第4期 郭明海等：伪半固态触变成形制备SCp/A!电子封装材料的组织与性能 ·491· 450℃，10min+600℃，1h的烧结方式；伪半固态 为2.5℃·min-1.JR-3激光导热仪测定室温下的热 触变成形在自制的模具系统及压力机下进行，成形 导率(TC),试样尺寸中10mm×4mm.复合材料的 时坯料的温度为760℃，压强125MPa,其成形原理 密度用Archimedes排水法原理测定，抗压强度在 示意见图2.冷压坯质量不变，通过改变滤液槽的大 HS-3001B试验机上测定，试样尺寸5mm× 小，可得到不同SiC体积分数Al基电子封装材料. 15mm,抗弯强度采用三点弯曲试验在RG3000A电 子万能试验机上测定，试样尺寸2mm×4mm× 36mm. 1一SC颗粒：2一模具；3一从缝隙分离出的滤液 1一上模冲：2一阴模：3一混合粉末：4一下模冲 图2伪半固态触变成形示意图 图1单向冷压制坯示意图 Fig.2 Schematic diagram of semi-solid thixoforming Fig.I Schematic diagram of blanks by unidirectional cool pressing 采用NEOPHOT21型号光学显微镜(OM)进行 3实验结果 组织观察、LE0-1450型扫描电子显微镜(SEM)观 察SiC的分布形态及断口组织形貌，JEOL JXA8230 3.1复合材料显微组织 型能谱仪(EDS)测定材料中Si元素质量分数，再将 图3(a)为30%SiCp/Al原始坯料仅热压不过 C元素配入，计算出SiC质量分数和体积分数.选用 滤的组织.从图中可以看出，SC颗粒弥散分布在 NETZSCH DIL402P℃热膨胀仪测定室温至200℃ A1基体中，但SiC颗粒在基体中并非完全均匀分布 的热膨胀系数，试样尺寸b5mm×25mm,升温速度 且存在颗粒的团聚现象 50 50 um 图3SiCp/A复合材料光学显微组织.SiC体积分数：(a)30%:(b)40%:(c)56%:(d)63% Fig.3 Optical micrographs of SiCp/Al composites with different volume fraction SiC:(a)30%:(b)40%:(e)56%:(d)63%

第 4 期 郭明海等: 伪半固态触变成形制备 SiCp/Al 电子封装材料的组织与性能 450 ℃，10 min + 600 ℃，1 h 的烧结方式; 伪半固态 触变成形在自制的模具系统及压力机下进行，成形 时坯料的温度为 760 ℃，压强 125 MPa，其成形原理 示意见图 2． 冷压坯质量不变，通过改变滤液槽的大 小，可得到不同 SiC 体积分数 Al 基电子封装材料． 1—上模冲; 2—阴模; 3—混合粉末; 4—下模冲 图 1 单向冷压制坯示意图 Fig． 1 Schematic diagram of blanks by unidirectional cool pressing 图 3 SiCp /Al 复合材料光学显微组织． SiC 体积分数: ( a) 30% ; ( b) 40% ; ( c) 56% ; ( d) 63% Fig． 3 Optical micrographs of SiCp /Al composites with different volume fraction SiC: ( a) 30% ; ( b) 40% ; ( c) 56% ; ( d) 63% 采用 NEOPHOT21 型号光学显微镜( OM) 进行 组织观察、LEO--1450 型扫描电子显微镜( SEM) 观 察 SiC 的分布形态及断口组织形貌，JEOL JXA--8230 型能谱仪( EDS) 测定材料中 Si 元素质量分数，再将 C 元素配入，计算出 SiC 质量分数和体积分数． 选用 NETZSCH DIL 402 PC 热膨胀仪测定室温至 200 ℃ 的热膨胀系数，试样尺寸 5 mm × 25 mm，升温速度 为 2. 5 ℃·min － 1 ． JＲ--3 激光导热仪测定室温下的热 导率( TC) ，试样尺寸 10 mm × 4 mm． 复合材料的 密度用 Archimedes 排水法原理测定，抗压强度在 HS--3001B 试 验 机 上 测 定，试 样 尺 寸 5 mm × 15 mm，抗弯强度采用三点弯曲试验在 ＲG3000A 电 子万能试验机上测定，试 样 尺 寸 2 mm × 4 mm × 36 mm． 1 "SiC 颗粒; 2 "模具; 3 "从缝隙分离出的滤液 图 2 伪半固态触变成形示意图 Fig． 2 Schematic diagram of semi-solid thixoforming 3 实验结果 3. 1 复合材料显微组织 图 3( a) 为 30% SiCp /Al 原始坯料仅热压不过 滤的组织． 从图中可以看出，SiC 颗粒弥散分布在 Al 基体中，但 SiC 颗粒在基体中并非完全均匀分布 且存在颗粒的团聚现象． ·491·

·492· 北京科技大学学报 第36卷 Ganguly和Pol、Tszeng及Mishnaevsky 44.2%、60.1%和66.9% 等切的研究表明，在颗粒的团簇区有较大的内 图3(d)中的黑色部分为孔隙，主要存在于碳 应力，容易引起复合材料的破坏，颗粒的团簇会 化硅颗粒的团聚区.烧结坯在760℃伪半固态触变 降低复合材料的失效应变，所以应尽量避免颗粒 时，碳化硅还是固相，起骨架的作用：而铝已经熔化， 的团聚现象.一般来说，颗粒分布越均匀，材料的 挤压过程可使铝液渗到碳化硅骨架中并与之结合 失效应变也越高，为使SiC颗粒在基体中分布均 在碳化硅颗粒的团聚区，颗粒的间隙很小，铝液很难 匀并提高其含量，还需后道工序一伪半固态触 渗透其中，因而出现了个别孔隙 变成形. 图4为SiC体积分数分别为40%、56%、63%的 经伪半固态触变后，获得不同SC含量的电子 SiCp/Al电子封装材料经三点弯曲试验断裂后的断 封装材料，其组织典型形貌如图3(b)~(d)所示. 口形貌.从图中可以看出，断口中存在A1基体断裂 可见SiC颗粒均匀、分散分布在Al基体中.采用定时引起的韧窝和SiC断裂时产生的解离台阶，其主 量金相法测定SiC颗粒的体积分数分别达40%、 要断裂方式为SiC颗粒的穿晶脆性断裂，同时伴随 56%和63%，能谱测定SiC的质量分数分别为 有A!基体的韧性断裂 图4SiCp/A1复合材料断口组织形貌.SiC体积分数：(a)40%:(b)56%:(c)63%:(d)图(b)局部放大 Fig.4 Fractographs of SiCp/Al composites with the different volume fraction SiC:(a)40%(b)56%:(c)63%:(d)enlargement of Fig.4(b) 3.2复合材料性能 表3SiCp/A1复合材料的实测密度和相对密度 Table 3 Practical density and relative density of SiCp/Al composites 从电子封装材料上取样进行性能测定 SiC体积 实测密度/ 理论密度/ 用Archimedes排水法原理测定复合材料的密 致密度 分数/% (g"em-3) (g"cm-3) 度，由复合法计算出其理论密度见表3.随着SiC体 40 2.89 2.900 0.997 积分数的增加，复合材料的密度逐渐增加，致密度基 56 2.94 2.980 0.987 本不变(99%). 63 2.97 3.015 0.985 测得复合材料的抗压强度和抗弯强度见图5. 随着SC颗粒体积分数的增加，复合材料室温下的 用R-3激光导热仪测得室温下热扩散系数， 抗压强度和抗弯强度逐渐增加.颗粒形状对材料的 然后计算出其热导率，材料的热导率入与密度P、比 力学性能有着重要影响图，材料制备前，SiC颗粒应 热容c,和热扩散系数a的关系为入=cp. 钝化处理 采用复合法则得出该复合材料的比热容，并计

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 Ganguly 和 Pool ［15］、Tszeng ［16］ 及 Mishnaevsky 等［17］的研究 表 明，在颗粒的团簇区有较大的内 应力，容易引起复合材料的破坏，颗粒的团簇会 降低复合材料的失效应变，所以应尽量避免颗粒 的团聚现象． 一般来说，颗粒分布越均匀，材料的 失效应变也越高，为使 SiC 颗粒在基体中分布均 匀并提高其含量，还需后道工序———伪半固态触 变成形． 经伪半固态触变后，获得不同 SiC 含量的电子 封装材料，其组织典型形貌如图 3( b) ～ ( d) 所示． 可见 SiC 颗粒均匀、分散分布在 Al 基体中． 采用定 量金相法测定 SiC 颗粒的体积分数分别达 40% 、 56% 和 63% ，能 谱 测 定 SiC 的 质 量 分 数 分 别 为 44. 2% 、60. 1% 和 66. 9% ． 图 3( d) 中的黑色部分为孔隙，主要存在于碳 化硅颗粒的团聚区． 烧结坯在 760 ℃ 伪半固态触变 时，碳化硅还是固相，起骨架的作用; 而铝已经熔化， 挤压过程可使铝液渗到碳化硅骨架中并与之结合． 在碳化硅颗粒的团聚区，颗粒的间隙很小，铝液很难 渗透其中，因而出现了个别孔隙． 图 4 为 SiC 体积分数分别为 40% 、56% 、63% 的 SiCp /Al 电子封装材料经三点弯曲试验断裂后的断 口形貌． 从图中可以看出，断口中存在 Al 基体断裂 时引起的韧窝和 SiC 断裂时产生的解离台阶，其主 要断裂方式为 SiC 颗粒的穿晶脆性断裂，同时伴随 有 Al 基体的韧性断裂． 图 4 SiCp /Al 复合材料断口组织形貌． SiC 体积分数: ( a) 40% ; ( b) 56% ; ( c) 63% ; ( d) 图( b) 局部放大 Fig． 4 Fractographs of SiCp /Al composites with the different volume fraction SiC: ( a) 40% ; ( b) 56% ; ( c) 63% ; ( d) enlargement of Fig． 4( b) 3. 2 复合材料性能 从电子封装材料上取样进行性能测定． 用 Archimedes 排水法原理测定复合材料的密 度，由复合法计算出其理论密度见表 3． 随着 SiC 体 积分数的增加，复合材料的密度逐渐增加，致密度基 本不变( 99% ) ． 测得复合材料的抗压强度和抗弯强度见图 5． 随着 SiC 颗粒体积分数的增加，复合材料室温下的 抗压强度和抗弯强度逐渐增加． 颗粒形状对材料的 力学性能有着重要影响［18］，材料制备前，SiC 颗粒应 钝化处理． 表 3 SiCp /Al 复合材料的实测密度和相对密度 Table 3 Practical density and relative density of SiCp /Al composites SiC 体积 分数/% 实测密度/ ( g·cm － 3 ) 理论密度/ ( g·cm － 3 ) 致密度 40 2. 89 2. 900 0. 997 56 2. 94 2. 980 0. 987 63 2. 97 3. 015 0. 985 用 JＲ--3 激光导热仪测得室温下热扩散系数， 然后计算出其热导率，材料的热导率 λ 与密度 ρ、比 热容 cp 和热扩散系数 α 的关系为 λ = cpαρ． 采用复合法则得出该复合材料的比热容，并计 ·492·

第4期 郭明海等：伪半固态触变成形制备SCp/A!电子封装材料的组织与性能 ·493· 700 685.1 热导率降低.因此，降低孔隙率可以有效提高其热 ·一抗压强度 650 ·一抗弯强度 导率. 600 不规则形态的颗粒，在相同体积分数下其表面 美50 496.2 积大于规则形态的颗粒，不利于导热.近球形的颗 粒与之相比具有较小的表面积，有助于热导率的提 450 470 401.6 400 高四.采用SiC颗粒A粉末混合、冷压制坯、高温 350.1 350 345 烧结和伪半固态触变成形制备的SiCp/A复合材料 300 40 455055 60 65 中，SC颗粒消除了过小的尖角，均匀分布，降低了 SiC体积分数/% 界面热阻，使材料具有良好的导热性能 图5SiCp/A!复合材料的抗压和抗弯强度 伪半固态触变成形实验中，冷压坯质量不变，通 Fig.5 Compressive strength and bending strength of SiCp/Al com- 过改变滤液槽的大小，可得到不同SiC体积分数A! posites 基电子封装材料，其室温至200℃时热膨胀系数值 算得复合材料的热导率见图6.随着SiC颗粒体积 如表4所示.从表中可以看出，随着SiC颗粒体积 分数的增加，复合材料室温下的热导率逐渐增加. 分数的增加，材料热膨胀系数逐渐减小.伪半固态 这是由于SiC的热导率(280W·m1·K-1)高于A1 触变成形工艺制备的高SC体积分数电子封装材料 的热导率(237Wm1·K-),材料中加入导热性能 的热膨胀系数值与CPS公司采用Quickcast工艺 更好的SiC颗粒，提高了其导热性能.虽然在SiC体 制备的相同SC体积分数电子封装材料的热膨胀系 积分数提高的同时，材料内部带来了更多的界面和 相近，通过控制SiC的体积分数可得到不同的热膨 产生了更多的界面热阻，但更高体积分数的SiC颗 胀系数复合材料成品 粒加入到复合材料中，抵消了界面热阻增大对降低 表4SiCp/Al电子封装材料200℃时的热膨胀系数值 材料导热性能的负面影响，从而使材料的导热性能 Table 4 Coefficient of thermal expansion of SiCp/Al materials at 200 C 有所提高.这与Molina等g的研究结果是相符合 SiC体积 热膨胀系数/(10-6K1) 的.比Ceramics Process Systems(简称CPS)公司制 分数/% 伪半固态触变成形工艺 QuickeastT工艺 备的相同SiC体积分数复合材料的热导率(180W· 40 12.60 11.50 m1.K1)0稍低，但是已远超过100W·m1.K-1 56 9.25 10.56 电子封装材料的基本要求 63 8.21 8.75 180 178 178 电子封装材料的热膨胀系数首先应与Si等芯 176 片材料相匹配.图7为56%SiCp/Al电子封装材料 174 热膨胀系数和芯片材料硅回热膨胀系数及其比值 172 170 随温度的变化曲线。从图中可以看出：两种材料在 168 室温至400℃范围内的热膨胀系数变化趋势相同： 166 16 两种材料热膨胀系数比值随着温度的升高在1.8至 164 162 2.8的范围内变化.可见，所制备封装材料与硅芯片 40 455055 60 65 SiC体积分数/修 材料的热膨胀系数在该温度段相匹配，从而降低了 封装材料与芯片间的热应力，提高了半导体器件的 图6SiCp/Al复合材料的热导率 Fig.6 Thermal conductivity of SiCp/Al composites 安全性及其尺寸的稳定性. 固体材料的导热主要包括电子导热、声子导热 4结论 和光子导热，金属基复合材料中电子和声子的作用 (1)以SiC和Al混合冷压、高温烧结为坯料， 增强。碳化硅铝复合材料中，当热传导的载体电子 采用伪半固态触变成形工艺成功制备出不同SC体 和声子运动遇到SiC/A!界面或界面上的缺陷时，将 积分数A基电子封装材料，其致密度高，热膨胀系 会发生散射阻碍热传导的进行.界面面积、缺陷密 数可控. 度增加，均会加剧散射，阻碍热传导，使热导率降低， (2)通过伪半固态触变成形工艺制备的SiCp/ 材料中的孔隙也对声子会产生严重的散射，从而使 Al电子封装材料，其Al基体相互连接构成网状，SiC

第 4 期 郭明海等: 伪半固态触变成形制备 SiCp/Al 电子封装材料的组织与性能 图 5 SiCp /Al 复合材料的抗压和抗弯强度 Fig． 5 Compressive strength and bending strength of SiCp /Al com￾posites 算得复合材料的热导率见图 6． 随着 SiC 颗粒体积 分数的增加，复合材料室温下的热导率逐渐增加． 这是由于 SiC 的热导率( 280 W·m － 1 ·K － 1 ) 高于 Al 的热导率( 237 W·m － 1 ·K － 1 ) ，材料中加入导热性能 更好的 SiC 颗粒，提高了其导热性能． 虽然在 SiC 体 积分数提高的同时，材料内部带来了更多的界面和 产生了更多的界面热阻，但更高体积分数的 SiC 颗 粒加入到复合材料中，抵消了界面热阻增大对降低 材料导热性能的负面影响，从而使材料的导热性能 有所提高． 这与 Molina 等［19］的研究结果是相符合 的． 比 Ceramics Process Systems ( 简称 CPS) 公司制 备的相同 SiC 体积分数复合材料的热导率( 180 W· m － 1 ·K － 1 ) ［20］稍低，但是已远超过 100 W·m － 1 ·K － 1 电子封装材料的基本要求． 图 6 SiCp /Al 复合材料的热导率 Fig． 6 Thermal conductivity of SiCp /Al composites 固体材料的导热主要包括电子导热、声子导热 和光子导热，金属基复合材料中电子和声子的作用 增强． 碳化硅铝复合材料中，当热传导的载体电子 和声子运动遇到 SiC /Al 界面或界面上的缺陷时，将 会发生散射阻碍热传导的进行． 界面面积、缺陷密 度增加，均会加剧散射，阻碍热传导，使热导率降低， 材料中的孔隙也对声子会产生严重的散射，从而使 热导率降低． 因此，降低孔隙率可以有效提高其热 导率． 不规则形态的颗粒，在相同体积分数下其表面 积大于规则形态的颗粒，不利于导热． 近球形的颗 粒与之相比具有较小的表面积，有助于热导率的提 高［21］． 采用 SiC 颗粒 Al 粉末混合、冷压制坯、高温 烧结和伪半固态触变成形制备的 SiCp /Al 复合材料 中，SiC 颗粒消除了过小的尖角，均匀分布，降低了 界面热阻，使材料具有良好的导热性能． 伪半固态触变成形实验中，冷压坯质量不变，通 过改变滤液槽的大小，可得到不同 SiC 体积分数 Al 基电子封装材料，其室温至 200 ℃ 时热膨胀系数值 如表 4 所示． 从表中可以看出，随着 SiC 颗粒体积 分数的增加，材料热膨胀系数逐渐减小． 伪半固态 触变成形工艺制备的高 SiC 体积分数电子封装材料 的热膨胀系数值与 CPS 公司采用 Quickcast TM 工艺 制备的相同 SiC 体积分数电子封装材料的热膨胀系 相近，通过控制 SiC 的体积分数可得到不同的热膨 胀系数复合材料成品． 表 4 SiCp /Al 电子封装材料 200 ℃时的热膨胀系数值 Table 4 Coefficient of thermal expansion of SiCp /Al materials at 200 ℃ SiC 体积 分数/% 热膨胀系数/( 10 － 6 K － 1 ) 伪半固态触变成形工艺 Quickcast TM工艺 40 12. 60 11. 50 56 9. 25 10. 56 63 8. 21 8. 75 电子封装材料的热膨胀系数首先应与 Si 等芯 片材料相匹配． 图 7 为 56% SiCp /Al 电子封装材料 热膨胀系数和芯片材料硅［22］热膨胀系数及其比值 随温度的变化曲线． 从图中可以看出: 两种材料在 室温至 400 ℃范围内的热膨胀系数变化趋势相同; 两种材料热膨胀系数比值随着温度的升高在 1. 8 至 2. 8 的范围内变化． 可见，所制备封装材料与硅芯片 材料的热膨胀系数在该温度段相匹配，从而降低了 封装材料与芯片间的热应力，提高了半导体器件的 安全性及其尺寸的稳定性． 4 结论 ( 1) 以 SiC 和 Al 混合冷压、高温烧结为坯料， 采用伪半固态触变成形工艺成功制备出不同 SiC 体 积分数 Al 基电子封装材料，其致密度高，热膨胀系 数可控． ( 2) 通过伪半固态触变成形工艺制备的 SiCp / Al 电子封装材料，其 Al 基体相互连接构成网状，SiC ·493·