ATE: 基于液態金屬擠壓浸滲技術的A356/SiC熱擴散器開發及其電子器件高效散熱性能研究

論文信息：

Visakh Manoj, Akbar Shanu, A.G.Arsha, Vivek Bharti, V.Srinivasa Rao, V.Sajith, T.P.D.Rajan, Development of A356/SiC heat spreader by liquid metal squeeze infiltration for efficient heat removal from electronic devices, Applied Thermal Engineering 296 (2026) 130739

論文鏈接：

https://doi.org/10.1016/j.applthermaleng.2026.130739

Part.1

研究背景

高功率電子技術的顯著進步要求更好的散熱材料，這些材料需要具備高導熱系數（TC）和較低的熱膨脹系數（CTE）。

Al/SiC金屬基復合材料體系通常以其低熱膨脹系數值（6–10 ppm/K）、160–210 GPa的楊氏模量以及180至210 W/mK的高導熱系數而著稱。制備Al/SiC復合材料采用了不同的加工方法，例如固態加工和液態加工。固態加工包括擴散連接和粉末冶金，而液態加工包括攪拌鑄造、復合鑄造、離心鑄造和液態金屬浸滲。在所有這些方法中，液態金屬浸滲是一種制備Al/SiC復合材料，尤其是在熱管理應用方面，特別高效且先進的技術。值得注意的是，液態金屬擠壓浸滲技術通過精確控制浸滲參數，提供了一種生產具有顯著改善熱性能的Al/SiC復合材料的新方法。

論文采用馬赫-曾德爾干涉儀（MZI）作為一種非侵入式光學方法，通過檢測加熱表面上方的空氣折射率變化來測量瞬態對流傳熱。另外，論文選擇A356合金作為基體材料，是因為其良好的熱性能和力學性能，以及優異的流動性和鑄造性，以確保SiC預制件的有效浸滲。通過液態金屬擠壓浸滲制備了SiC體積分數從20%到65%的復合材料。論文對擠壓浸滲A356/SiC復合材料的加工、結構-性能關系進行了全面評估，并確立了它們作為先進熱擴散器材料的潛力，能夠滿足現代電子、汽車和航空航天應用中日益增長的熱管理需求。

Part.2

研究內容

將所得SiC粉末用丙酮清洗并超聲處理以去除雜質，然后進行干燥。將干燥后的SiC粉末與作為合適粘結劑的鋁粉充分混合。采用PEG作為造孔劑。將SiC、Al粉和PEG的均勻混合物放入預制件模具中。將混合物在室溫下以25 MPa的壓力進行液壓壓制。壓制后的生坯SiC預制件進一步進行熱處理，該熱處理工藝包括以2 °C/min的升溫速率加熱至750 °C并保溫1小時。熱處理后的預制件表現出足夠的機械完整性和良好連通的孔隙網絡。

圖1為SiC預制件制備過程的示意圖。圖2為65% SiC體積分數的多孔SiC預制件的照片。

圖 1多孔預制件制備工藝流程示意圖

圖 2熱處理后的65% SiC預制件

通過對熔融金屬施加60 MPa的壓力進行擠壓浸滲，使其能夠滲透過多孔預制件。保壓壓力為60 MPa，保壓時間為2-3分鐘以完成凝固過程。采用快速冷卻速率以抑制碳化鋁的形成。圖3為液態金屬擠壓浸滲過程的示意圖。

圖 3液態金屬擠壓滲流工藝示意圖

采用MZI（馬赫-曾德爾干涉儀）裝置，對T6熱處理后的A356合金和A356/65% SiC復合材料（具有更高的熱導率TC）進行了對流換熱研究。光學配置和數據處理流程遵循了作者在其前期工作[33,37]中所采用的方法。光學裝置的示意圖和實驗裝置的照片分別如圖4a和圖4b所示。

圖 4MZI實驗裝置 (a) 示意圖 (b) 實驗裝置照片

采用紅外熱成像技術來繪制從底部均勻加熱的試樣表面溫度分布圖。為了進行研究，試樣被制成圓形，直徑為20 mm，厚度為5 mm。為了減少與發射率相關的不確定性，兩個表面均噴涂了薄而均勻的石墨涂層（KONTAKT CHEMIE – GRAPHIT 33，比利時）。將試樣置于平板加熱器上，通過自耦變壓器提供10 W的恒定輸入功率。實驗裝置的示意圖如圖5所示。

圖 5用于底部均勻加熱條件下表面溫度測量的紅外熱成像裝置示意圖

圖6顯示了用作增強體的原始α-SiC顆粒的SEM圖像。可以觀察到SiC顆粒具有不規則的形貌。EDS分析證實了硅（Si）、碳（C）和少量氧（O）的存在。

圖7顯示了經熱處理的65% SiC多孔SiC預制件的SEM圖像。由于造孔劑（PEG）被去除而形成的相互連通的孔洞有利于熔融A356的順利浸滲。從SEM圖像可以明顯看出，添加的鋁粉熔化并部分鋪展在SiC表面，將它們結合在一起，并為預制件提供了足夠的強度。EDS分析顯示了碳（C）、氧（O）、鋁（Al）和硅（Si）的存在。

圖 6綠色α-SiC顆粒的SEM/EDS分析結果

圖 7多孔SiC預制件的 (a) 和 (b) SEM圖像，(c) EDS能譜分析

圖8顯示了A356/SiC復合材料（圖8a、8b）及其界面（圖8c、8d）的SEM/EDS結果。表明顆粒分布均勻，無任何團聚現象，且顆粒之間的浸滲得到了改善。圖8c描繪了A356/SiC界面，顯示出A356和SiC之間強的界面結合，這主要歸因于有效的浸滲和增強的冶金結合。界面顯得清晰、潔凈，沒有裂紋、缺陷或有害的反應層。圖8e-8j則顯示了界面區域的元素面分布圖。

圖 8(a) 和 (b) A356/SiC復合材料的SEM圖像及EDS能譜分析(c) 和 (d) A356/SiC界面區域的SEM圖像及EDS能譜分析(e-j) A356/SiC界面區域的元素面分布圖

界面附近的線EDS（圖9a-f）顯示了元素沿水平掃描路徑的分布情況。硅的線掃描結果顯示，在A356/SiC界面附近存在硅富集。這可以歸因于凝固過程中共晶硅在SiC顆粒上的形核。

另外，圖10（a-h）顯示了A356合金和擠壓浸滲A356/SiC復合材料的光學顯微組織，其中白色區域為Al基體，深色不規則圖案代表增強的SiC。在凝固過程接近結束時，A356的枝晶間相和共晶相在所開發的復合材料中的SiC顆粒上聚集（圖9a和9c）。此外，圖10（c-h）顯示了SiC顆粒在Al基體中的均勻分散，在Al-SiC復合材料中，每個顆粒都被Al晶粒所包圍。

圖 9(a-f) A356/SiC界面區域的線掃描EDS分析

圖 10(a) A356合金（鑄態）(b) A356合金（T6熱處理態）(c) A356 + 20% SiC(d) A356 + 30% SiC(e) A356 + 40% SiC(f) A356 + 50% SiC(g) A356 + 60% SiC(h) A356 + 65% SiC 的光學顯微照片

在圖11中，展示了A356合金和不同SiC體積分數（20–65%）的A356/SiC復合材料的XRD圖譜。顯示復合材料中除Al、Si和SiC外不存在其他組分。在A356/SiC復合材料的XRD譜圖中未觀察到氧化物的形成。這些發現表明，在整個燒結和浸滲過程中，Al和SiC之間保持了穩定的界面，幾乎沒有固態反應的證據。這對導熱系數有著重要影響。且由于受控的工藝參數和方法，沒有發生界面反應。

圖 11A356合金及不同SiC體積分數A356/SiC復合材料的XRD圖譜

如圖12，測量了不同SiC體積分數（20–65%）的A356合金和A356/SiC復合材料的布氏硬度。隨著SiC體積百分比的增加，觀察到硬度明顯上升。隨著SiC加入到A356合金中，復合材料的位錯密度也增加了。此外，增強材料（SiC）與基體（A356）之間的熱膨脹系數差異導致界面附近產生應變硬化，這阻止了壓入過程中的位錯運動，從而提高了復合材料的硬度。記錄到的最高硬度為A356/65% SiC的208 BHN，而T6熱處理后A356合金的硬度為102 BHN。這種增加歸因于T6熱處理后較軟的基體區域發生沉淀硬化

圖 12鑄態和T6熱處理狀態下A356合金及A356/SiC復合材料的布氏硬度

如圖13和圖14，對多孔SiC預制件、A356合金以及鑄態和T6熱處理狀態下的A356/SiC復合材料進行了抗壓強度測量（ASTM E9-89a）。SiC體積分數的增加導致預制件具有更高的抗壓強度。在較低體積分數下抗壓強度的降低是由于預制件具有較高的孔隙率。在較高體積分數下，致密堆積的增強體與Al粘結劑改善的結合效果的共同作用，使預制件能夠承受更高的壓縮載荷。

圖 13不同SiC體積分數下SiC預制件的抗壓強度

圖 14鑄態和T6熱處理狀態下A356合金及A356/SiC復合材料的抗壓強度

圖15顯示了A356/SiC復合材料在壓縮載荷下的SEM斷口形貌。樣品呈現出一種以韌性和脆性斷裂相結合的斷裂模式。斷裂始于SiC顆粒或A356/SiC界面處的應力集中，導致顆粒斷裂或界面脫粘。在這些位置萌生的裂紋穿過脆性SiC擴展，然后要么被止住，要么繼續穿過發生韌窩形成的韌性基體（圖15b）。在斷口表面還觀察到了顆粒破碎（黃色圓圈）、界面脫粘（綠色箭頭）以及由高剪切引起的河流花樣（圖15a）。

圖 15A356/SiC復合材料壓縮斷口的SEM圖像

采用阿基米德原理（ASTM D792）計算了A356合金和A356/SiC復合材料的相對密度。如圖16所示，將SiC增強體（密度：3.21 g/cm3）加入到基體合金中導致密度增加。SiC體積分數的增加，因其具有更高的密度，對復合材料的密度產生更大的影響，從而導致整體密度的增加。

圖 16A356/SiC金屬基復合材料（MMC）的密度——實驗值與理論值

清洗后的SiC顆粒在空氣氣氛中進行了最高1000 °C的TGA分析。從圖17可以觀察到，SiC顆粒在高達1000 °C時仍是熱穩定的。因此，預制件可以在任何低于1000 °C的溫度下進行預熱。

A356合金和A356/SiC復合材料的TGA曲線（室溫至1000 °C，空氣氣氛）如圖18所示。觀察到A356/SiC復合材料和A356合金在700 °C以上均有輕微的質量增加，這歸因于A356在空氣氣氛中的氧化。A356合金發生了最大程度的氧化，導致材料重量增加了4.52%。由于存在熱穩定的SiC顆粒，所有其他復合材料表現出較小的增重。

圖 17SiC粉末的熱重分析（TGA）曲線

圖 18A356合金及A356/SiC復合材料的熱重分析（TGA）曲線

不同SiC顆粒體積分數的A356/SiC復合材料以及A356合金在鑄態和T6熱處理狀態下的導熱系數測量結果如圖19所示。復合材料導熱系數的增加可直接歸因于SiC體積分數的提高。

圖20展示了A356/SiC復合材料在熱處理前后從室溫到250 °C范圍內的平均CTE變化；并將相應的CTE值與擠壓鑄造A356合金的CTE值進行了比較。與A356基體合金相比，加入A356基體中的SiC顆粒具有較低的CTE值。所有復合材料的CTE值均低于基體合金。

圖 19鑄態和T6熱處理狀態下A356合金及A356/SiC復合材料在室溫（RT）下的熱導率

圖 20鑄態和T6熱處理狀態下A356合金及A356/SiC復合材料的熱膨脹系數（CTE）

在10 W恒定輸入功率下，作為時間的函數進行了馬赫-曾德爾干涉測量，以捕捉試樣在相同熱邊界條件下的瞬態散熱行為，而不是依賴于固定表面溫度下的比較。

圖21a–d顯示了使用馬赫-曾德爾干涉儀在A356和A356/65% SiC復合材料自然對流傳熱實驗中采集的干涉圖。圖21a顯示了干涉圖的初始狀態，具有與加熱表面成90°角的筆直、平行條紋。這表明環境空氣是均勻的，并且沒有溫度引起的折射率變化。圖21b顯示了A356試樣的干涉圖，對應于100 °C的表面溫度，顯示出靠近表面處平均條紋偏轉為85°。如圖21c所示，表明熱量向表面的傳輸更快。圖21d顯示了在430秒結束時A356/SiC復合材料試樣獲得的條紋圖案，其平均條紋偏轉為82.3°，而A356試樣為85°。盡管平均條紋偏轉角差異不大，但干涉測量技術對溫度引起的折射率微小變化非常敏感，這些變化直接影響計算得到的傳熱參數。

根據干涉圖估算條紋偏轉角，并使用Naylor方程來確定對流傳熱通量（q）和有效傳熱系數（h）。圖22顯示了在相同條件下，A356和A356/SiC復合材料試樣的傳熱系數和熱通量的比較。

圖 21底部均勻加熱條件下的馬赫-曾德爾干涉圖：(a) 初始狀態(b) A356在100°C時（t = 430 s）(c) A356/65% SiC在100°C時（t = 330 s）(d) A356/65% SiC在430 s結束時

圖 22A356與A356-65% SiC板材換熱性能的比較

圖23a-f展示了一系列紅外熱成像圖，說明了A356和A356/65% SiC復合材料樣品的熱行為。這些圖像在相同的均勻加熱條件下，以相等的時間間隔采集。如圖23a所示，實驗開始時兩個樣品均處于室溫，呈現一致的藍色，從而確認了相同的初始條件。

在初始階段，A356/SiC復合材料樣品中觀察到的向黃色和紅色的強烈顏色變化（圖23b-f）表明，與A356樣品相比，其具有持續更高的平均表面溫度。在A356/SiC復合材料表面觀察到的均勻顏色分布，證明了其在面內和面外方向上均具有優異的導熱性，驗證了其在恒定熱負荷下具有更高的散熱能力。

圖 23a-f在相同的底部均勻加熱條件下，A356（左側）與A356/65% SiC復合材料（右側）樣品的時序紅外熱像圖

圖24展示了所開發復合材料中一種合理的導熱機理。熱載流子（自由電子和聲子）的散射可能發生在A356基體的晶界、A356/SiC界面以及金屬間相處。在A356/SiC界面處以及由界面缺陷引起的電子-聲子散射阻礙了A356/SiC復合材料中的熱傳導。這種散射隨著界面面積、缺陷密度的增加以及熱阻的增大而加劇；其結果是導熱系數降低。

圖 24A356/SiC復合材料在T6熱處理前(a)和熱處理后(b)的熱傳導機理示意圖

Part.3

研究總結

已證明，采用液態金屬擠壓滲流技術可以制備A356/SiC復合材料。論文研究了SiC體積分數（20%-65%）對A356/SiC復合材料熱學性能和力學性能的影響。本研究得出以下結論：

1. A356/65% SiC復合材料經T6熱處理后，其硬度和抗壓強度分別提高至208 BHN和496 MPa。

2. 將高導熱性的SiC顆粒引入A356基體中，增強了復合材料內部的熱傳輸，使得經T6熱處理后，A356/65% SiC復合材料的熱導率相比A356合金提高了19%。

3. 由A356基體與SiC顆粒之間的熱膨脹系數（CTE）失配產生的殘余應力，連同良好的界面結合，共同影響了材料的熱膨脹行為，導致A356/65% SiC復合材料經T6熱處理后的CTE降低了54%。

4. 干涉測量分析表明，在相同的熱邊界條件下，A356/65% SiC復合材料表現出更高的換熱系數和熱流密度。

5. 紅外熱成像進一步證明了該復合材料更快速、更均勻的表面溫度變化過程，證實了A356/65% SiC復合材料具有更優的熱分布能力。

綜上，通過液態金屬擠壓滲流技術開發的近凈成形A356/65% SiC復合材料，兼具低CTE和高熱導率，為現代熱管理提供了一種可行的解決方案，適用于航空電子、雷達、國防電源模塊以及高功率工業和電動汽車電力電子領域中的導熱基板、均熱片和結構式散熱器等應用。

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