高体积分数粒子型铝基复合材料热膨胀性能的研究

第2期　

1998年5月

复　合　材　料　学　报

ACTAMATERIAECOMPOSITAESINICA

Vol.15　No.2May　1998

高体积分数粒子型铝基复合材料热膨胀性能的研究喇培清3　　许广济　　丁雨田(3中科院兰州化物所固体润滑开放研究实验室,兰州730000)　(甘肃工业大学,兰州730050)

摘　要　测定了真空气压渗流法制备的三种高体积分数SiCP󰃗～400℃间的热循Al复合材料在0环曲线及其在此温度区间的线膨胀系数值。测试结果表明复合材料的线膨胀系数值约为其基体的一半,其值与Kerner模型的计算值相接近;复合材料的热循环曲线的特征明显不同于其基体,三种基体复合材料的热循环曲线的特征也存在差异。对此应用塑性变形理论进行了解释。发现通过改变合金基体可改变热循环曲线的封闭性。

关键词　热循环曲线,线膨胀系数,塑性变形,SiCP󰃗Al复合材料,高体积分数,电子封装中图分类号　TB331

　　具有高体积分数增强体的金属基复合材料是理想的候选电子封装材料。电子封装材料的使用温度经常发生变化[1,2],它的尺寸稳定性是一个重要性能指标,否则,材料尺寸热稳定性差,导致较大热应力产生,使封装壳体开裂,损坏芯片[3,6]。影响尺寸热稳定性的因素主要有两个,其一是线膨胀系数的大小,线膨胀系数越小,尺寸稳定程度越高;其二是热循环曲线的形状,当升温和降温曲线重合时,这种情况的尺寸热稳定性最好。国内外对高体积分数的纤维增强金属基复合材料的热膨胀性能研究较多。而对高体积分数的粒子增强复合材料的研究很少见[3,7～9]本文作者想通过对高体积分数粒子型铝基复合材料的热膨胀性能及影响该性能的微观机理的研究,为其作为电子封装材料的应用及性能的进一步完善提供理论依据。

1　实验方法

1.1　实验材料

表1　基体合金及SiC粒子的物理性能参数值

Table1　Physicalparametersofalloyingmatrixandsiliconcarbide

10-6K-Α󰃗

Al2Si基体Al2Mg基体Al2Cu基体SiC粒子

18.823.220.54.7

1

　　实验所用的三种基体合金及

SiC粒子的物理性能如表1所示[8]。SiC粒子的平均粒径为10Λm。　　所用复合材料是用真空气压渗流法制备的[4]。此方法在以前片。

k󰃗GPaG󰃗GPa%V󰃗50505050

42.939.040.0221

14.314.313.073.7

的文章中已详细叙述过,这里不再重复。图1、图2分别为复合材料在光学及SEM下的组织照

　　收修改稿、初稿日期:1996—08—30,1996—05—16

第　2　期喇培清等:高体积分数粒子型铝基复合材料热膨胀性能的研究7

图1　Al2Mg基复合材料的光学照片(放大400倍)

Fig.1　OMmicrographofAl2Mgmatrixcomposite

图2　Al2Mg基复合材料的SEM照片

Fig.2　SEMmicrographofAl2Mgmatrixcomposite

1.2　实验过程

　　将所制得的不同基体复合材料的铸态圆胚及其铸态基体线切割加工成58×10mm的试样。在FUJI富士电波工机株式会社生产的热模拟检测仪上测定了不同复合材料及其基体的热循环曲线。升温及降温速度均为5℃󰃗min,探头压力12g,最高温度400℃。此温度范围包括了复合材料在实际应用中可能工作的温度范围。

2　实验结果

2.1　线膨胀系数

　　非匀质材料(如多晶,多相材料和复合材料)的热膨胀行为极为复杂[5]。热膨胀将使材料内部产生复杂的应力,反过来这些复杂的应力分布又将约束和抑制进一步的热膨胀,并有可能使材料发生一定的弹塑性变形。Turner[7]考虑到复合材料在加热过程中每个均匀的区域中在相邻相间作用着均匀应力的前提下,得出复合材料的线膨胀系数为

Αc=

Αm󰃖Vm󰃖Km+Αr󰃖Vr󰃖KrVm󰃖Km+Vr󰃖Kr

(1)

式中:K——压缩模量,V——体积分数,Α——线膨胀系数。

　　Kerner[8]考虑到复合材料内部晶界或相界之间的切变效应,提出了另一个计算复合材料线膨胀系数的经验方程

Αc=Αm󰃖Vm+Αr󰃖Vr-(Αm-1󰃗Km-1󰃗KrVm󰃗Kr+Vm󰃗Km+3Gm󰃗4

Αr)󰃖

(2)

式中:Gm为基体金属的剪切模量。

(2)式进行计算的线膨胀系数的结果及根据在热模拟试验机上实测的曲线,按式　　按(1)、

(3)计算所得的结果列于表2中[5]。

Α=

∃LL󰃖∃T

(3)

式中:L——试样的原始长度(mm),∃T——温度间隔(℃),∃L——材料在∃T温度区间的变形量(mm)。

8复　合　材　料　学　报第15卷

表2　复合材料的Α实验值与理论值的比较

Table2　TheoreticalandexperimentalvalueofΑforcomposites　　10-6K-复合材料

Al2SiAl2CuAl2Mg

1

ΑKernerπs

6.997.487.04

ΑTurnerπs

11.7313.9612.57

Α实验值

12.712.011.9

2.2　热循环曲线

　　10Λ～400℃间的热循环曲mSiC粒子增强的三种复合材料及其对应的三种基体合金在0

线如图3及图4所示。由图可见:　　(1)基体合金的热循环过程中加热阶段曲线始终位于冷却阶段曲线的上部,经过一次热循环后,试棒产生了收缩,加热曲线上无明显的拐点出现。

　　(2)对于复合材料而言则相反,加热阶段的曲线始终位于冷却阶段曲线的下部,即经过一次热循环后试棒有不同程度的伸长。此结果与Vaidya等人对低体积分数粒子增强复合材料的研究结果是不一致的[7]。

　　(3)复合材料的加热阶段的曲线均出现了拐点,说明在加热时,不同的温度区间有不同的线膨胀系数值,而冷却阶段的曲线无此现象。　　(4)经一次热循环后Al2Mg基复合材料的伸长量最小,热循环曲线的封闭性最好;而Al2Si基复合材料经一次热循环后的伸长量最大,热循环曲线的封闭性最差。

图3　三种基体复合材料的热循环曲线

Fig.3　Thermalcyclingcurvesofthreekinds

ofmatrixcomposites

图4　三种基体的热循环曲线

Fig.4　Thermalcyclingcurvesofthreekindsofmatrixes

3　实验结果分析与讨论

3.1　复合材料中热应力及引起塑性变形条件

　　当复合材料的温度有-∃t的变化时基体中某点受力状态分析如图5所示[7]。

3

(1-Vp)Ρr=P󰃖[(a󰃗r)-Vp]󰃗

3

(1-Vp)ΡΗ=P󰃖[0.5(a󰃗r)+Vp]󰃗

(4)(5)

第　2　期喇培清等:高体积分数粒子型铝基复合材料热膨胀性能的研究9

其中:Ρr为径向力;ΡΗ为环向力;Vp为粒子的体积分数;a为粒子半径:r为基体受力点到粒子中心的径向距离:P为界面压力。

(ΑΑm-p)󰃖∃t(6)P=

(1-2Μ[0.5(ΜEm(1-Μ2ΜEpm+1)+m)]󰃗p)+Μp(1-p)󰃗式中:Αm为基体的线膨胀系数;Αp为粒子的线

膨胀系数;∃t为温度差;Μm为基体的泊松比;Μp为粒子的泊松比;Em为基体的弹性模量;Ep为粒子的弹性模量。

(5)式可看出Ρr、　　从(4)、ΡΗ随着r的减小而迅速增大,在界面处达到最大,当r远远大于a

时,Ρr、ΡΗ将为常数。　　根据Crook等人[7]的研究表明,当粒子附近基体某点的应力满足󰃜Ρr-ΡΗ󰃜>2k=Ρy时此处基体将产生塑性变形。k为简单切应力状态下基体的屈服强度,Ρy为基体的抗拉强度。3.2　复合材料热循环曲线分析

　　从不同基体复合材料的加热曲线可以看出,在0～200℃范围内,膨胀曲线可视为一直线。在200～400℃范围内,膨胀曲线也可视为

图5　粒子附近基体中热应力简图

Fig.5　Schematicdiagramofthermalstressesin

thematrixnearparticle

一直线。但两直线的斜率有差异,这说明两温度区间的线膨胀系数是不相同的,也就是说在200℃附近曲线出现了明显的拐点。曲线出现拐点的温度与Vaidya等人的研究结果相一致[7]。　　复合材料在制备过程中由高温冷却至室温时,由于基体金属的收缩系数远大于SiC粒子的收缩系数及结合界面的约束作用,使基体金属不能自由收缩,故在室温下,复合材料中粒子近邻的基体金属承受着残余拉应力的作用。

　　处于加热阶段的复合材料在200℃以下时,随着基体的膨胀,基体中存在的残余拉应力将逐渐释放,这一应力有助于膨胀的进行。当残余拉应力释放完后,基体金属中将出现新的应力状态,此时基体将受到压应力的作用。由于低温时基体的强度较高,所以作用于其上的应力可能还不能满足󰃜Ρr-ΡΗ󰃜>2k的条件,基体中无塑性变形。此温度范围内虽然基体中有应力存在,但应力对膨胀量的增大或减小的影响并不显著,因而应力状态的变化未能引起线膨胀系数的明显变化,线膨胀系数近似为一常数,即复合材料的变形主要来源于基体与陶瓷粒子的膨胀,∃L=∃L1(t)。在这里由于热应力引起的弹性变形在随后的冷却过程中可得到恢复,所以进行了忽略。

　　当温度超过200℃时,随着应力的增加及基体强度的下降,粒子附近区域基体中存在的应力可能将满足󰃜Ρr-ΡΗ󰃜>2k的条件,基体中产生了塑性变形。此时,复合材料的变形量将等于基体与陶瓷粒子产生的热膨胀量与基体的塑性变形量之和,∃L=∃L1(t)+∃L2(t),压应力对膨胀的阻碍作用引起的膨胀量的减小可能远小于其所引起的基体的塑性变形量,因而最终导致了此阶段复合材料变形的突然增加。从而使热循环曲线出现拐点,线膨胀系数增加。随着温度的升高,应力将进一步增加而基体强度将进一步降低,参与塑性变形的基体将增加,即∃L2(t)随温度的升高而增加。在400℃时基体的塑性变形将达到最大值,此时材料的变形量为∃L=∃L1(t)+∃L

2max

。

10复　合　材　料　学　报第15卷

　　当材料均匀冷却时,由于基体的收缩,粒子附近基体中的压应力将逐步得到释放,当压应力释放完后,基体中将出现新的拉应力状态。拉应力的存在将对基体的热收缩产生阻碍作用。加热过程中粒子附近区域参与塑性变形的基体,由于发生塑性变形而得到了应变强化,所以在相同的应力作用下这些基体中此时不会再产生塑性变形。热拉应力对基体收缩的影响不显著,所以应力状态的变化也不会对线膨胀系数值有明显的影响,冷却曲线上无拐点出现,曲线在整个温度区间具有线性特性。复合材料在冷却时的热收缩量可近似认为等于其在加热时的热膨胀量,而在加热时基体所发生的塑性变形被保留,从而使复合材料在各个温度点无法回复到原来的尺寸。

　　200℃以上时,在各个温度点加热阶段与冷却阶段复合材料的变形量之差∃∃L=[∃L1(t)+∃L

2max

]-[∃L1(t)+∃L2(t)]=∃L

2max

-∃L2(t)>0。即冷却到各个温度点时复合材料有一伸

-∃L1(t)=∃L

,即在各个温度点

长量∃L

2max

-∃L2(t),∃L2(t)随温度的下降而降低,则温度越低∃∃L越大,这与热循环曲线的

2max

2max

特征是相一致的。在200℃以下时,∃∃L=∃L1(t)+∃L复合材料的伸长量为一定值∃L合及复合材料的室温伸长。

2max

。此值为升温时基体在最高温度累积的塑性变形。这也与热

循环曲线的特征相符很好。由此可见,热循环中基体中产生的塑性变形最终导致了曲线的不闭　　Vaidya[7]等人对低体积分数复合材料的研究结果表明,此种复合材料将会产生一残余收缩量。这与我们对高体积分数粒子型复合材料的研究结果相反。我们认为这可能是在高体积分数的复合材料中粒子之间的距离较近,某一粒子附近基体中的应力状态是其周围最近邻的粒子共同作用的结果。这种差异可能最终导致了热应力在宏观表现上的变化,从而最终使具有不同含量粒子的复合材料具有相反的残余应变。3.3　不同基体复合材料热循环曲线差异分析

　　不同基体的复合材料具有不同的热循环特性,这是由以下方面原因造成的。首先当复合材料中粒子、基体界面附近的基体发生塑性变形时,其变形必将受到粒子的约束。粒子、基体间的结合越紧密,则这种约束将越强烈,基体的塑性变形量将越小,热循环曲线的封闭性增加。对复合材料中存在的界面现象的研究可知[10]Al2Mg、Al2Cu基复合材料界面处有不同程度的界面反应存在,其界面结合为反应结合,而Al2Si基复合材料中无界面反应,界面结合为机械结合,所以在热应力作用下Al2Si基复合材料中基体的塑性变形量大于其它两种复合材料。这将使其在各个温度点的伸长量最大,最终导致了热循环曲线的封闭性最差。

　　其次,从对不同复合材料基体的力学性能的测定可知[10],Al2Si基体的室温强度最低,因而在同样的热应力作用下其塑性变形量最大,这也将增加复合材料热循环曲线的不封闭。　　由此可见,通过选择复合材料的基体或在基体中加入合适的合金元素(例如Mg)就能获得性能优越的高体积分数粒子型金属基电子封装材料。　　

4　结　　论

　　(1)经一次热循环后复合材料在室温的伸长及热循环曲线的不封闭是由于在热循环过程中形成的热应力引起基体的塑性变形造成的。

　　(2)通过选择合适的基体及加入一定的合金元素可获得具有良好热膨胀性能的高体积分数粒子型复合材料。

第　2　期喇培清等:高体积分数粒子型铝基复合材料热膨胀性能的研究11

参　考　文　献

1　喻学斌,吴人洁,张国定.金属基电子封装复合材料的研究现状及发展.材料导报,1994(3):64～662　武金有.电子技术领域的金属基复合材料.电子工艺技术,1992(6):11～12

3　喻学斌,张国定,吴人洁.电子封装铝基复合材料循环曲线的研究.航空材料学报,1995(3):16～21

4　喇培清,丁雨田,许广济.合金元素及工艺参数对真空气压渗流过程的影响研究.见:第九届全国复合材料学术会议论文集.北京:世界图书出版社,1996

5　中国金属学会,中国有色金属学会.金属物理性能及测试方法.北京:冶金工业出版社,19906　万群,钟俊辉.电子信息材料.北京:冶金工业出版社,19907　RajendraUVaidya,ChairlaKK.Thermalexpansioninparticlereinforcedmetal2matrixcomposite.In:KomleshwarU2padhyaed.Developmentsinceramicandmetal2matrixcomposite.TheMinerals,Metals&MaterialsSociety,1991.253

～273

8　AlanLGeiger,MichaelTackson.Low2ExpansionMMCsBoostAvionics.ADVANCEDMATERIALSPROCESSES,

1989(7):23～30

9　IshikawaT,NagashimaA,KandoriK.Thermalcyclingstudiesofacross2piledP100graphitefibre2reinforced6061alu2

～6230miniumcompositelaminate.JOURNALOFMATERIALSCIENCE,1991,26:6223

10　喇培清.真空气压渗流法制备高体积分数粒子型铝基复合材料的研究:[硕士论文].甘肃工业大学,1996

STUDYOFTHERMALEXPANSIONPROPERTYFORHIGHVOLUMEFRACTION

PARTICULATEREINFORCEDALUMINIUMMATRIXCOMPOSITES

LaPeiqing

(LanzhouInstituteofChemicalPhysics,ChineseAcademyofSciences,Lanzhou730000)

XuGuangji　　DingYutian

(GansuUniversityofTechnology,Lanzhou730050)

Abstract　　Inthispaper,thelinearexpansioncoefficientandthermalcyclingcurveofthreekindsofhighvolumefractionSiCP󰃗Almatrixcompositesfabricatedbyvacuum2assistedgas

～400℃temperatureinterval.Theresultsshowpressureinfiltrationcastingweretestedat0

thatthelinearexpansioncoefficientofcompositesisabouthalfthevalueofitsmatrix.Thecomposites’thermalcyclingcurveisobviouslydifferentfromthatofitsmatrix.Thermalcy2clingcurvesofthreecompositesarealsodifferentfromeachother.Itisexplainedbythethe2oryofplasticstraininmatrix.

Itwasfoundthatclosingcharacteristicofthermalcycling

curveforcompositecanbeoptimizedbychangingitsmatrix.

Keywords　　thermalcyclingcurve,linearexpansioncoefficient,plasticstrain,SiCP󰃗Alcomposite,high2volumefraction