一种制备三维互穿结构3D-SiC/Al复合材料的方法

摘要

本发明涉及一种制备三维互穿结构3D‑SiC/Al复合材料的方法，包括3D‑SiC预制件制备及后续无压熔渗制备3D‑SiC/Al复合材料过程。其中，3D‑SiC预制件应用在后续的无压熔渗3D‑SiC/A复合材料时，根据所用的铝合金成分可对其进行或不进行氧化预处理。本发明的复合材料中SiC含量在50～73vol％，复合材料的密度可达2.90～3.1g/cm

说明书

技术领域

本发明涉及SiC/Al复合材料的制备方法，具体地说是一种SiC陶瓷和铝合金均呈连续相的三维互穿结构3D-SiC/Al复合材料的无压熔渗制备方法。

背景技术

SiC/Al复合材料可以通过改变其中的铝合金相和SiC陶瓷相的特性、含量、分布等使其具有可剪裁的热物理性能(如热膨胀性能、导热性能)和力学性能(强度等)，从而满足电子封装材料结构(支撑)和功能(散热)双重用途需要。而且SiC/Al复合材料尺寸稳定性好，比强度和比弹性模量高，原材料价格不到目前使用的高导热材料钨铜合金的l/10，重量也不及其1/5，这使得其在电子封装材料领域具有不可替代的优势，在航空、航天结构件、汽车构件等方面也将有着广阔的应用空间。常用的制备SiC/Al复合材料的方法主要有：搅拌铸造法、喷射沉积法、粉末冶金法、气压浸渗法和无压熔渗法等。其中无压熔渗制备的SiC/Al复合材料能获得近净成形，制备工艺简单，不需要高压或真空设备，具有显著的低成本优势。然而采用这种方法制备的SiC/Al复合材料的热导率普遍偏低，一般介于120～170W/(m·℃)。这主要是因为SiC/Al复合材料的热导率除与SiC陶瓷相和铝合金相有关，还与SiC/Al复合材料的界面热阻和一些结构缺陷有关。因此，降低界面热阻和提高界面结合强度是制备高导热SiC/Al复合材料的关 键。

无压熔渗法制备SiC/Al复合材料有两个主要环节构成，即有一定开孔隙率的SiC预制件坯体的制备和液态铝合金自发渗入预制件坯体孔隙形成接近全致密的复合材料。一方面由于Al液和SiC颗粒之间浸润性差，另一方面SiC颗粒在高温下容易和熔融铝液发生反应，反应生成的Al₄C₃虽然促进润湿，但会造成增强相SiC的质量损失，而且在材料服役过程中会缓慢水解而粉化，弱化了复合材料的界面结合，这些对复合材料的稳定性和热导都不利。为促进浸润和有效控制有害界面反应的发生，抑制Al₄C₃的生成，通常会在预制件的制备过程中对原料SiC颗粒进行表面处理。常用措施是对SiC表面进行氧化处理，在SiC表面生成适当厚度的SiO₂反应产物层，这不仅能够有效阻止液态Al液与SiC的直接接触从而避免有害反应的发生，而且能够改善复合材料制备过程中SiC与Al液固液两相之间润湿性，提高界面结合。文献一般都采用在SiC预制件坯体形成之前对SiC颗粒进行氧化预处理或对模压成形的SiC素坯在空气中烧结的方式同时达到SiC预制件坯体的形成和表面氧化处理的目的。这种氧化烧结方式制备的SiC预制件坯体，应用在后续的无压熔渗制备SiC/Al复合材料中，最终形成的一般都是颗粒增强SiCp/Al复合材料(铝合金相连续，SiC相呈颗粒弥散分布)，复合材料中界面热阻较大，导热性能受到影响。而三维互穿3D-SiC/Al复合材料由于其中的SiC陶瓷相和铝合金相都各自呈三维连续结构分布，SiC陶瓷和铝合金两相间的界面面积比同等体积分数的颗粒SiCp/Al复合材料要小得多，因而减小了界面面积，降低了 界面热阻。这种连续的SiC陶瓷相和铝合金相能提供各自的导热通道，所以会有更高的导热性能。Shun>-6/℃的热膨胀系数。但是该工艺具有工艺较复杂，成本较高，成形件形状简单等缺点。

发明内容

本发明旨在：提供一种采用较低烧结温度制备SiC呈连续相分布的三维互穿结构的3D-SiC预制件并采用低成本无压熔渗技术制备较高性能3D-SiC/Al复合材料，所制备3D-SiC/Al复合材料中SiC陶瓷相和铝合金相均匀分布在复合材料中，并各自形成三维互穿连续相结构,且成本较低，性能满足电子封装材料必须具有的低膨胀系数、高热导率和足够的抗弯强度等技术性能要求。所要解决的技术问题是

本发明解决技术问题采用如下技术方案：

一种制备三维互穿结构3D-SiC/Al复合材料的方法，其特征在于：具体步骤如下：

a、将SiC微粉和聚碳硅烷的二甲苯溶液混合搅拌均匀，待二甲苯自然挥发后可得到表面涂有聚碳硅烷的SiC粉末，然后压制成SiC素坯；

b、将步骤a制备的SiC素坯放置于管式气氛炉中在氮气保护下升温至500～1100℃保温1～2h，随炉冷至室温后取样；

c、将经b步骤处理SiC素坯试样置于高温烧结炉中在氩气保护下 升温至1600～2100℃保温1～5h后冷至常温取样，得到SiC呈连续相分布的3D-SiC预制件；

d、将步骤c制备的3D-SiC预制件放置于箱式电阻炉中升温至800～1400℃保温1～4h，随炉冷至室温，得到表面氧化预处理的三维互穿的3D-SiC预制件；

e、将步骤d制备的3D-SiC预制件放置在装有铝合金的陶瓷方舟内，3D-SiC预制件置于铝合金上方，然后将陶瓷方舟推入管式气氛炉中，在氮气气氛下升温至800～1200℃，保温1～3h完成无压熔渗过程，然后随炉冷却至600℃以下出炉，即可得到SiC陶瓷相和铝合金相呈连续相均匀分布并各自形成三维互穿结构的3D-SiC/Al复合材料；

其中，当铝合金中的Si含量高于Al与SiC反应体系的平衡Si含量时，步骤c制备的3D-SiC预制件可以进行步骤d处理，也可以不进行步骤d处理，直接进行步骤e的处理；当铝合金中的Si含量低于Al与SiC反应体系的平衡Si含量时，步骤c制备的3D-SiC预制件则必须进行步骤d处理。

优选地，步骤a中采用陶瓷压片机压制，压制的压力为100～300Mpa。

优选地，步骤a中聚碳硅烷质量占聚碳硅烷与SiC微粉质量之和的1～15％。

优选地，步骤b中升温速率为1～5℃/min。

优选地，步骤c中升温速率为3～15℃/min。

优选地，步骤d中的升温速率为3～10℃/min。

优选地，步骤e中的升温速率为120～300℃/h。

优选地，步骤e制备的三维互穿结构3D-SiC/Al复合材料可再进行T6处理。

优选地，所述的T6处理的具体过程为：首先在温度为460～520℃的条件下保温4～24h的固溶处理，然后在温度为120～220℃的条件下保温6～24h的人工时效处理。

与已有技术相比，本发明的有益效果体现在：

1、本发明首先制备出SiC呈连续相分布的3D-SiC预制件，随后再根据后续无压熔渗所用的铝合金成分对其进行或不进行氧化预处理。3D-SiC预制件中连续的SiC陶瓷相分布减小了后续无压熔渗制备的复合材料中SiC与铝合金之间的界面面积，降低界面热阻；采用抑制界面反应4Al(l)+3SiC(s)＝Al₄C₃(s)+3Si(l)发生的高硅铝合金熔渗时可以不对制备出的3D-SiC预制件进行氧化处理；采用低硅铝合金熔渗时，对3D-SiC预制件进行氧化处理改善了后续无压熔渗制备复合材料过程中Al液与SiC之间的浸润性，同时避免了易水解的脆性相Al₄C₃的形成。

2、本发明采用低成本无压熔渗法制备了具有三维互穿结构的SiC陶瓷相和铝合金相呈连续相均匀分布的3D-SiC/Al复合材料。复合材料中SiC含量在50～73vol％，复合材料的密度可达2.90～3.1g/cm²，热导率达到232W/(m·℃)，热膨胀系数低至5.72×10^-6/℃，抗弯强度达到330Pa，综合性能满足电子封装材料必须具有的低膨胀系数、高 热导率和足够的抗弯强度等技术性能要求。

附图说明

图1是实施例1制备的3D-SiC/Al复合材料的金相显微组织照片；

图2是实施例1制备的3D-SiC/Al复合材料的断口扫描电镜照片SEM；

图3是实施例2制备的3D-SiC/Al复合材料的金相显微组织照片。

具体实施方式

以下通过具体实施方式对本发明作进一步说明，非限定实施例如下。

实施例1：

本实施例中3D-SiC/Al复合材料是以SiC粉末和铝合金(Al-15Si-10Mg)为主要原料，采用聚碳硅烷作为粘接剂和助烧剂制得。

本实施例中3D-SiC/Al复合材料是按以下方法制备得到的：

a、将预处理后(预处理的过程参考：专利号为201610292864.4专利名称为一种纯化SiC粉料晶体结构与改善其圆整度的方法的专利)的F220(D50＝47μm)SiC微粉与聚碳硅烷(PCS)的二甲苯溶液混合搅拌均匀，其中PCS质量占PCS与SiC微粉质量之和的8％，待二甲苯挥发后可得到表面涂有PCS的碳化硅粉末。然后在陶瓷压片机上以260MPa的压力压制成SiC素坯；

b、将步骤a制备的SiC素坯放置于管式气氛炉中氮气保护下缓慢升温(升温速率2℃/min)至700保温2h，随炉冷至室温后取样；

c、将经b步骤处理SiC素坯试样置于高温烧结炉在氩气保护下升温至2000℃保温3h后冷至常温取样，得到SiC呈连续相分布的3D-SiC预制件。

d、将步骤c制备的3D-SiC预制件放置在装有铝合金的陶瓷方舟内，3D-SiC预制件置于铝合金上方(铝合金与SiC颗粒没有固定配比要求，只需铝合金体积大于3D-SiC预制件的孔隙体积即可)，然后将整个装置推入管式气氛炉中，在氮气气氛下以200℃/h的速率升温至980℃，保温2h时间后右完成浸渗过程，然后随炉冷却至室温出炉，得到3D-SiC/Al复合材料。

本实施例的性能参数：复合材料中SiC体积百分比为66vol％，复合材料的密度为3.09g/cm²，室温抗拉强度为288Mpa，导热率为232w/(m>-6/℃。将本实施例制备的3D-Si/Al复合材料在光学金相显微镜和抗弯强度测试后的断口在SEM电镜下进行观察，发现所制备3D-SiC/Al复合材料中SiC相和铝合金相均匀分布在复合材料中，并各自形成三维互穿连续结构。如图1所示。SEM断口形貌观察到3D-SiC/Al复合材料中SiC与铝合金界面界面过渡自然，没有出现明显的结合层，没有观察到在界面处形成裂纹或SiC颗粒从基体中拔出、脱落或界面脱黏的现象，这表明SiC与铝基体界面结合状况非常理想。如图2所示。

实施例2：

本实施例中3D-SiC/Al复合材料是以SiC粉末和和铝合金(Al-15Si-10Mg)为主要原料，采用聚碳硅烷作为粘接剂和助烧剂制 得。

本实施例中3D-SiC/Al复合材料是按以下方法制备得到的：

a、将预处理后的F220(D50＝47μm)SiC微粉、F800(D50＝7.2μm)SiC微粉和聚碳硅烷(PCS)的二甲苯溶液混合搅拌均匀，其中PCS质量占PCS与SiC微粉质量之和的百分数5％。待二甲苯挥发后可得到表面涂有PCS的SiC粉末。然后在陶瓷压片机上以200MPa的压力压制成SiC素坯；

b、将步骤a制备的SiC素坯放置于管式气氛炉中氮气保护下缓慢升温(升温速率2℃/min)至1100保温1h，随炉冷至室温后取样；

c、将经b步骤处理SiC素坯试样置于高温烧结炉中在氩气保护下升温至1950℃保温3h后冷至常温取样，得到SiC呈连续相分布的3D-SiC预制件。

d、将步骤c制备的3D-SiC预制件放置在装有铝合金的陶瓷方舟内，3D-SiC预制件置于铝合金上方(铝合金与SiC颗粒没有固定配比要求，只需铝合金体积大于3D-SiC预制件的孔隙体积即可)，然后将整个装置推入管式气氛炉中，在氮气气氛下以200℃/h的速率升温至930℃，保温2h时间后右完成浸渗过程，然后随炉冷却至室温出炉，得到3D-SiC/Al复合材料。

本实施例的性能参数：复合材料中SiC体积百分比为71vol％，复合材料的密度为3.10g/cm²，室温抗拉强度为310Mpa，导热率为226.6w/(m>-6/℃。

实施例3：

本实施例中3D-SiC/Al复合材料是以SiC粉末和铝合金(Al-6Si-8Mg)为主要原料，采用聚碳硅烷作为粘接剂和助烧剂制得。

本实施例中3D-SiC/Al复合材料是按以下方法制备得到的：

a、将预处理后的F220(D50＝47μm)SiC微粉和聚碳硅烷(PCS)的二甲苯溶液按设计比例混合搅拌均匀，其中PCS质量占PCS与SiC微粉质量之和的5％。待二甲苯挥发后可得到表面涂有PCS微粉的碳化硅粉末。然后在陶瓷压片机上以220MPa的压力压制成SiC素坯；

b、将步骤a制备的SiC素坯放置于管式气氛炉中氮气保护下缓慢升温(升温速率2℃/min)至600保温2h，随炉冷至室温后取样；

c、将经b步骤处理SiC素坯试样置于高温烧结炉中(氩气保护)升温至1900℃保温3h后冷至常温取样，得到SiC呈连续相分布的3D-SiC预制件。

d、将步骤c制备的3D-SiC预制件置于箱式电阻炉中以5℃/min的升温速率升温至1200℃保温2h，随炉冷至室温后取样，得到表面氧化处理的3D-SiC预制件。

e、将步骤d制备的3D-SiC预制件放置在装有铝合金的陶瓷方舟内，3D-SiC预制件置于铝合金上方(铝合金与SiC颗粒没有固定配比要求，只需铝合金体积大于3D-SiC预制件的孔隙体积即可)，然后将整个装置推入管式气氛炉中，在氮气气氛下以200℃/h的速率升温至900℃，保温2h时间后右完成浸渗过程，然后随炉冷却至室温出炉，得到3D-SiC/Al复合材料。

本实施例的性能参数：复合材料中SiC体积百分比为63vol％，复 合材料的密度为2.98g/cm²，室温抗拉强度为330Mpa，导热率为197.8w/(m>-6/℃。

以上详细描述了本发明的较佳具体实施例。应当理解，本领域的普通技术无需创造性劳动就可以根据本发明的构思作出诸多修改和变化。因此，凡本技术领域中技术人员依本发明的构思在现有技术的基础上通过逻辑分析、推理或者有限的实验可以得到的技术方案，皆应在由权利要求书所确定的保护范围内。