ATE: 基于液态金属挤压浸渗技术的A356/SiC热扩散器开发及其电子器件高效散热性能研究

论文信息：

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

论文链接：

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

Part.1

研究背景

高功率电子技术的显著进步要求更好的散热材料，这些材料需要具备高导热系数（TC）和较低的热膨胀系数（CTE）。

Al/SiC金属基复合材料体系通常以其低热膨胀系数值（6–10 ppm/K）、160–210 GPa的杨氏模量以及180至210 W/mK的高导热系数而著称。制备Al/SiC复合材料采用了不同的加工方法，例如固态加工和液态加工。固态加工包括扩散连接和粉末冶金，而液态加工包括搅拌铸造、复合铸造、离心铸造和液态金属浸渗。在所有这些方法中，液态金属浸渗是一种制备Al/SiC复合材料，尤其是在热管理应用方面，特别高效且先进的技术。值得注意的是，液态金属挤压浸渗技术通过精确控制浸渗参数，提供了一种生产具有显著改善热性能的Al/SiC复合材料的新方法。

论文采用马赫-曾德尔干涉仪（MZI）作为一种非侵入式光学方法，通过检测加热表面上方的空气折射率变化来测量瞬态对流传热。另外，论文选择A356合金作为基体材料，是因为其良好的热性能和力学性能，以及优异的流动性和铸造性，以确保SiC预制件的有效浸渗。通过液态金属挤压浸渗制备了SiC体积分数从20%到65%的复合材料。论文对挤压浸渗A356/SiC复合材料的加工、结构-性能关系进行了全面评估，并确立了它们作为先进热扩散器材料的潜力，能够满足现代电子、汽车和航空航天应用中日益增长的热管理需求。

Part.2

研究内容

将所得SiC粉末用丙酮清洗并超声处理以去除杂质，然后进行干燥。将干燥后的SiC粉末与作为合适粘结剂的铝粉充分混合。采用PEG作为造孔剂。将SiC、Al粉和PEG的均匀混合物放入预制件模具中。将混合物在室温下以25 MPa的压力进行液压压制。压制后的生坯SiC预制件进一步进行热处理，该热处理工艺包括以2 °C/min的升温速率加热至750 °C并保温1小时。热处理后的预制件表现出足够的机械完整性和良好连通的孔隙网络。

图1为SiC预制件制备过程的示意图。图2为65% SiC体积分数的多孔SiC预制件的照片。

图 1多孔预制件制备工艺流程示意图

图 2热处理后的65% SiC预制件

通过对熔融金属施加60 MPa的压力进行挤压浸渗，使其能够渗透过多孔预制件。保压压力为60 MPa，保压时间为2-3分钟以完成凝固过程。采用快速冷却速率以抑制碳化铝的形成。图3为液态金属挤压浸渗过程的示意图。

图 3液态金属挤压渗流工艺示意图

采用MZI（马赫-曾德尔干涉仪）装置，对T6热处理后的A356合金和A356/65% SiC复合材料（具有更高的热导率TC）进行了对流换热研究。光学配置和数据处理流程遵循了作者在其前期工作[33,37]中所采用的方法。光学装置的示意图和实验装置的照片分别如图4a和图4b所示。

图 4MZI实验装置 (a) 示意图 (b) 实验装置照片

采用红外热成像技术来绘制从底部均匀加热的试样表面温度分布图。为了进行研究，试样被制成圆形，直径为20 mm，厚度为5 mm。为了减少与发射率相关的不确定性，两个表面均喷涂了薄而均匀的石墨涂层（KONTAKT CHEMIE – GRAPHIT 33，比利时）。将试样置于平板加热器上，通过自耦变压器提供10 W的恒定输入功率。实验装置的示意图如图5所示。

图 5用于底部均匀加热条件下表面温度测量的红外热成像装置示意图

图6显示了用作增强体的原始α-SiC颗粒的SEM图像。可以观察到SiC颗粒具有不规则的形貌。EDS分析证实了硅（Si）、碳（C）和少量氧（O）的存在。

图7显示了经热处理的65% SiC多孔SiC预制件的SEM图像。由于造孔剂（PEG）被去除而形成的相互连通的孔洞有利于熔融A356的顺利浸渗。从SEM图像可以明显看出，添加的铝粉熔化并部分铺展在SiC表面，将它们结合在一起，并为预制件提供了足够的强度。EDS分析显示了碳（C）、氧（O）、铝（Al）和硅（Si）的存在。

图 6绿色α-SiC颗粒的SEM/EDS分析结果

图 7多孔SiC预制件的 (a) 和 (b) SEM图像，(c) EDS能谱分析

图8显示了A356/SiC复合材料（图8a、8b）及其界面（图8c、8d）的SEM/EDS结果。表明颗粒分布均匀，无任何团聚现象，且颗粒之间的浸渗得到了改善。图8c描绘了A356/SiC界面，显示出A356和SiC之间强的界面结合，这主要归因于有效的浸渗和增强的冶金结合。界面显得清晰、洁净，没有裂纹、缺陷或有害的反应层。图8e-8j则显示了界面区域的元素面分布图。

图 8(a) 和 (b) A356/SiC复合材料的SEM图像及EDS能谱分析(c) 和 (d) A356/SiC界面区域的SEM图像及EDS能谱分析(e-j) A356/SiC界面区域的元素面分布图

界面附近的线EDS（图9a-f）显示了元素沿水平扫描路径的分布情况。硅的线扫描结果显示，在A356/SiC界面附近存在硅富集。这可以归因于凝固过程中共晶硅在SiC颗粒上的形核。

另外，图10（a-h）显示了A356合金和挤压浸渗A356/SiC复合材料的光学显微组织，其中白色区域为Al基体，深色不规则图案代表增强的SiC。在凝固过程接近结束时，A356的枝晶间相和共晶相在所开发的复合材料中的SiC颗粒上聚集（图9a和9c）。此外，图10（c-h）显示了SiC颗粒在Al基体中的均匀分散，在Al-SiC复合材料中，每个颗粒都被Al晶粒所包围。

图 9(a-f) A356/SiC界面区域的线扫描EDS分析

图 10(a) A356合金（铸态）(b) A356合金（T6热处理态）(c) A356 + 20% SiC(d) A356 + 30% SiC(e) A356 + 40% SiC(f) A356 + 50% SiC(g) A356 + 60% SiC(h) A356 + 65% SiC 的光学显微照片

在图11中，展示了A356合金和不同SiC体积分数（20–65%）的A356/SiC复合材料的XRD图谱。显示复合材料中除Al、Si和SiC外不存在其他组分。在A356/SiC复合材料的XRD谱图中未观察到氧化物的形成。这些发现表明，在整个烧结和浸渗过程中，Al和SiC之间保持了稳定的界面，几乎没有固态反应的证据。这对导热系数有着重要影响。且由于受控的工艺参数和方法，没有发生界面反应。

图 11A356合金及不同SiC体积分数A356/SiC复合材料的XRD图谱

如图12，测量了不同SiC体积分数（20–65%）的A356合金和A356/SiC复合材料的布氏硬度。随着SiC体积百分比的增加，观察到硬度明显上升。随着SiC加入到A356合金中，复合材料的位错密度也增加了。此外，增强材料（SiC）与基体（A356）之间的热膨胀系数差异导致界面附近产生应变硬化，这阻止了压入过程中的位错运动，从而提高了复合材料的硬度。记录到的最高硬度为A356/65% SiC的208 BHN，而T6热处理后A356合金的硬度为102 BHN。这种增加归因于T6热处理后较软的基体区域发生沉淀硬化

图 12铸态和T6热处理状态下A356合金及A356/SiC复合材料的布氏硬度

如图13和图14，对多孔SiC预制件、A356合金以及铸态和T6热处理状态下的A356/SiC复合材料进行了抗压强度测量（ASTM E9-89a）。SiC体积分数的增加导致预制件具有更高的抗压强度。在较低体积分数下抗压强度的降低是由于预制件具有较高的孔隙率。在较高体积分数下，致密堆积的增强体与Al粘结剂改善的结合效果的共同作用，使预制件能够承受更高的压缩载荷。

图 13不同SiC体积分数下SiC预制件的抗压强度

图 14铸态和T6热处理状态下A356合金及A356/SiC复合材料的抗压强度

图15显示了A356/SiC复合材料在压缩载荷下的SEM断口形貌。样品呈现出一种以韧性和脆性断裂相结合的断裂模式。断裂始于SiC颗粒或A356/SiC界面处的应力集中，导致颗粒断裂或界面脱粘。在这些位置萌生的裂纹穿过脆性SiC扩展，然后要么被止住，要么继续穿过发生韧窝形成的韧性基体（图15b）。在断口表面还观察到了颗粒破碎（黄色圆圈）、界面脱粘（绿色箭头）以及由高剪切引起的河流花样（图15a）。

图 15A356/SiC复合材料压缩断口的SEM图像

采用阿基米德原理（ASTM D792）计算了A356合金和A356/SiC复合材料的相对密度。如图16所示，将SiC增强体（密度：3.21 g/cm³）加入到基体合金中导致密度增加。SiC体积分数的增加，因其具有更高的密度，对复合材料的密度产生更大的影响，从而导致整体密度的增加。

图 16A356/SiC金属基复合材料（MMC）的密度——实验值与理论值

清洗后的SiC颗粒在空气气氛中进行了最高1000 °C的TGA分析。从图17可以观察到，SiC颗粒在高达1000 °C时仍是热稳定的。因此，预制件可以在任何低于1000 °C的温度下进行预热。

A356合金和A356/SiC复合材料的TGA曲线（室温至1000 °C，空气气氛）如图18所示。观察到A356/SiC复合材料和A356合金在700 °C以上均有轻微的质量增加，这归因于A356在空气气氛中的氧化。A356合金发生了最大程度的氧化，导致材料重量增加了4.52%。由于存在热稳定的SiC颗粒，所有其他复合材料表现出较小的增重。

图 17SiC粉末的热重分析（TGA）曲线

图 18A356合金及A356/SiC复合材料的热重分析（TGA）曲线

不同SiC颗粒体积分数的A356/SiC复合材料以及A356合金在铸态和T6热处理状态下的导热系数测量结果如图19所示。复合材料导热系数的增加可直接归因于SiC体积分数的提高。

图20展示了A356/SiC复合材料在热处理前后从室温到250 °C范围内的平均CTE变化；并将相应的CTE值与挤压铸造A356合金的CTE值进行了比较。与A356基体合金相比，加入A356基体中的SiC颗粒具有较低的CTE值。所有复合材料的CTE值均低于基体合金。

图 19铸态和T6热处理状态下A356合金及A356/SiC复合材料在室温（RT）下的热导率

图 20铸态和T6热处理状态下A356合金及A356/SiC复合材料的热膨胀系数（CTE）

在10 W恒定输入功率下，作为时间的函数进行了马赫-曾德尔干涉测量，以捕捉试样在相同热边界条件下的瞬态散热行为，而不是依赖于固定表面温度下的比较。

图21a–d显示了使用马赫-曾德尔干涉仪在A356和A356/65% SiC复合材料自然对流传热实验中采集的干涉图。图21a显示了干涉图的初始状态，具有与加热表面成90°角的笔直、平行条纹。这表明环境空气是均匀的，并且没有温度引起的折射率变化。图21b显示了A356试样的干涉图，对应于100 °C的表面温度，显示出靠近表面处平均条纹偏转为85°。如图21c所示，表明热量向表面的传输更快。图21d显示了在430秒结束时A356/SiC复合材料试样获得的条纹图案，其平均条纹偏转为82.3°，而A356试样为85°。尽管平均条纹偏转角差异不大，但干涉测量技术对温度引起的折射率微小变化非常敏感，这些变化直接影响计算得到的传热参数。

根据干涉图估算条纹偏转角，并使用Naylor方程来确定对流传热通量（q）和有效传热系数（h）。图22显示了在相同条件下，A356和A356/SiC复合材料试样的传热系数和热通量的比较。

图 21底部均匀加热条件下的马赫-曾德尔干涉图：(a) 初始状态(b) A356在100°C时（t = 430 s）(c) A356/65% SiC在100°C时（t = 330 s）(d) A356/65% SiC在430 s结束时

图 22A356与A356-65% SiC板材换热性能的比较

图23a-f展示了一系列红外热成像图，说明了A356和A356/65% SiC复合材料样品的热行为。这些图像在相同的均匀加热条件下，以相等的时间间隔采集。如图23a所示，实验开始时两个样品均处于室温，呈现一致的蓝色，从而确认了相同的初始条件。

在初始阶段，A356/SiC复合材料样品中观察到的向黄色和红色的强烈颜色变化（图23b-f）表明，与A356样品相比，其具有持续更高的平均表面温度。在A356/SiC复合材料表面观察到的均匀颜色分布，证明了其在面内和面外方向上均具有优异的导热性，验证了其在恒定热负荷下具有更高的散热能力。

图 23a-f在相同的底部均匀加热条件下，A356（左侧）与A356/65% SiC复合材料（右侧）样品的时序红外热像图

图24展示了所开发复合材料中一种合理的导热机理。热载流子（自由电子和声子）的散射可能发生在A356基体的晶界、A356/SiC界面以及金属间相处。在A356/SiC界面处以及由界面缺陷引起的电子-声子散射阻碍了A356/SiC复合材料中的热传导。这种散射随着界面面积、缺陷密度的增加以及热阻的增大而加剧；其结果是导热系数降低。

图 24A356/SiC复合材料在T6热处理前(a)和热处理后(b)的热传导机理示意图

Part.3

研究总结

已证明，采用液态金属挤压渗流技术可以制备A356/SiC复合材料。论文研究了SiC体积分数（20%-65%）对A356/SiC复合材料热学性能和力学性能的影响。本研究得出以下结论：

1. A356/65% SiC复合材料经T6热处理后，其硬度和抗压强度分别提高至208 BHN和496 MPa。

2. 将高导热性的SiC颗粒引入A356基体中，增强了复合材料内部的热传输，使得经T6热处理后，A356/65% SiC复合材料的热导率相比A356合金提高了19%。

3. 由A356基体与SiC颗粒之间的热膨胀系数（CTE）失配产生的残余应力，连同良好的界面结合，共同影响了材料的热膨胀行为，导致A356/65% SiC复合材料经T6热处理后的CTE降低了54%。

4. 干涉测量分析表明，在相同的热边界条件下，A356/65% SiC复合材料表现出更高的换热系数和热流密度。

5. 红外热成像进一步证明了该复合材料更快速、更均匀的表面温度变化过程，证实了A356/65% SiC复合材料具有更优的热分布能力。

综上，通过液态金属挤压渗流技术开发的近净成形A356/65% SiC复合材料，兼具低CTE和高热导率，为现代热管理提供了一种可行的解决方案，适用于航空电子、雷达、国防电源模块以及高功率工业和电动汽车电力电子领域中的导热基板、均热片和结构式散热器等应用。

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