热等静压制备电子封装用6063Al-SiC/Al与6063Al-Si/Al异种连接接头：显微组织与力学性能对比研究

《Materials》：Hot Isostatic Pressing of Dissimilar 6063Al-SiC/Al and 6063Al-Si/Al Joints for Electronic Packaging: A Comparative Study of Microstructure and Mechanical Properties

　　

功能梯度铝基接头在电子封装领域具有应用前景，但实现可靠的异种层间结合仍面临挑战。本研究采用热等静压（HIP）制备了6063Al-SiC/Al与6063Al-Si/Al接头并进行对比。尽管两者均实现了无缺陷结合，但SiC/Al接头的抗拉强度高达253 MPa、界面剪切强度达203 MPa，远高于Si/Al接头的155 MPa和48 MPa。这一差异源于不同的界面演化：SiC/Al接头具有原子级结合界面和高应变屏蔽效率，将热失配应变限制在邻近界面约15 μm的狭窄区域内，从而保护了6063Al基体。相反，Si/Al接头中Si颗粒碎裂、界面不完整及应变屏蔽效率低，促进了应力集中和大范围基体变形，导致以脆性解理模式发生早期失效。研究结果表明，复合材料中增强相的结构稳定性和应变屏蔽效率对于电子封装用梯度铝接头的可靠性至关重要。

随着电子信息技术快速发展，电子系统与设备日益向大规模集成化、小型化、高效化和高可靠性方向发展，对高性能电子封装材料尤其是热管理材料提出了迫切需求。理想热管理材料应具备与GaAs或Si相匹配的热膨胀系数（CTE，7–9 × 10^?6 K^?1）、高热导率（>100 W/(m·K)）和低密度（<3 g·cm^?3）。高体积分数SiC或Si增强的铝基复合材料能够满足上述严格要求，且CTE可调，是电子封装领域最具吸引力的候选材料。然而，高Si/Al存在脆性大、可加工性差、激光焊接热应力大等问题，高SiC/Al则硬度过高、加工成本高且因脆性Al₄C₃相导致激光焊接气密性不佳。虽然梯度结构可重新分配热应力并改善热力相容性，但并不能改变SiC/Al复合材料固有的脆性，也不能抑制熔化焊过程中Al–SiC反应生成脆性Al₄C₃的热力学后果。为此，研究人员提出了功能梯度铝基复合材料（FGAMCs），通过将铝合金与晶格类型和原子特征相似但物理性能不同的材料结合，获得具有连续微观界面和区域变化成分的宏观一体化复合材料。然而，此类梯度结构的成功实现关键在于异种材料层的可靠连接。当铝合金与Si/Al或SiC/Al复合层结合时，界面处热膨胀和力学行为差异可能导致严重的应力集中和界面失效。因此，理解接头的界面结合特征和力学性能对于开发适用于高密度封装的稳健FGAMCs至关重要。在制备技术方面，传统粉末冶金（PM）虽成本效益高且通用性强，但在完全致密化、残余应力管理和复杂连续梯度构建方面存在局限。热等静压（HIP）具有优异的致密化能力，可实现固态扩散连接，有效消除界面孔隙并促进原子互扩散。然而，关于铝合金与SiC/Al复合材料直接连接的系统研究仍然缺乏。本研究聚焦于接头的制备、界面表征和力学评估，这对于实现下一代电子封装壳体用可靠高性能梯度结构具有重要意义。

研究人员采用两步HIP工艺制备了6063Al-SiC/Al和6063Al-Si/Al异种接头。首先将亚微米Si或SiC颗粒（平均尺寸15 μm，体积分数约50 vol.%）与纯Al粉（平均尺寸10 μm）机械混合，在560 °C/1 h后经585–590 °C/3 h、等静压≥120 MPa条件下 Consolidation为复合坯料。随后将6063Al板与复合层组装为三明治结构（60 mm × 40 mm，中间复合层约3 mm厚），在530 °C/1 h后经556–560 °C/3 h、等静压≥120 MPa条件下进行二次HIP扩散连接。接头经530 °C/1.5 h固溶处理和170 °C/8 h时效处理。主要表征技术方法包括：扫描电子显微镜（SEM）观察界面和断口形貌；电子背散射衍射（EBSD）分析晶粒取向、晶粒尺寸分布和局部应变状态（KAM）；透射电子显微镜（TEM）和高分辨透射电子显微镜（HRTEM）观察纳米级界面特征和相界；阿基米德法测密度；显微硬度测试（0.98 N，15 s）；剪切试验（3 mm/min）和室温拉伸试验（0.1 mm/min）。

3.1 显微组织：SiC/Al复合材料相对密度达99.13%，SiC颗粒呈等轴块状均匀分布，与Al基体紧密结合，Al基体为完全等轴晶（平均晶粒尺寸2.1 μm），KAM值低（0.15°），应变分布均匀。Si/Al复合材料相对密度99.34%，但Si颗粒从初始角块状转变为不规则板状，EBSD显示强择优取向（极图峰值强度300×随机），KAM值较高（0.63°），Al基体中出现广泛的位错塞积和应变局部化。两种HIP接头均无孔洞和界面缺陷。SiC/Al接头KAM峰值精确局域于界面，高位错密度区仅延伸约15 μm进入6063Al侧；Si/Al接头则呈现弥散广泛的高应变分布，6063Al侧整个区域KAM值升高。TEM观察表明，SiC/Al界面致密连续、无孔洞，Al基体邻近SiC颗粒处存在高密度平行位错线，HRTEM显示Al与SiC晶格条纹直接原子接触，实现强冶金结合。Si/Al界面则显示Si颗粒局部碎裂（主要限于界面邻近区域），Al基体渗入碎片之间，HRTEM显示裂纹尖端和碎片边缘附近Si晶体存在局部晶格畸变。Si颗粒在HIP过程中经历严重碎裂，归因于HIP循环独特的热力条件：585–590 °C等温保持和≥120 MPa静水压力下，Si虽以脆性为主但位错塑性边际活跃，高压通过软蠕变铝基体传递至Si颗粒，沿{111}解理面引发裂纹并碎裂为不规则板状碎片；同时高温高压促进Si颗粒间接触，形成较大团聚体或连续Si网络，进一步加剧局部应力集中。

3.2 接头硬度：沿复合层向6063Al方向，显微硬度从200~270 HV平滑降至约80 HV。SiC/Al复合层平均硬度约235 ± 50 HV，Si/Al复合层约195 ± 40 HV。界面过渡区SiC接头平均显微硬度约105 HV，高于Si接头（约95 HV），归因于SiC颗粒本征硬度更高、无Si颗粒碎裂以及SiC/Al界面残余应变集中引起的应变硬化。

3.3 接头剪切与拉伸强度：SiC/Al接头平均界面剪切强度为203 ± 8 MPa，达6063Al母材强度（157 ± 3 MPa）的约130%；Si/Al接头仅48 ± 5 MPa，约为母材强度的35%。SiC/Al接头平均极限抗拉强度253 ± 4 MPa，断后伸长率7.8%，总伸长率7.7%；Si/Al接头分别为155 ± 3 MPa、6.7%和3.5%。断口观察显示，SiC/Al接头Al基体中存在大量细密韧窝，SiC颗粒碎裂而非干净拔出，表明载荷有效传递；Si/Al接头呈现平坦的解理主导形貌，暴露大量Si刻面，Al基体塑性流动可忽略，为脆性失效模式。

讨论部分：研究人员将应变分配概念扩展至宏观尺度，定义了宏观应变分配系数η以量化复合侧与邻近6063Al基体之间的塑性应变积累差异。SiC/Al复合材料具有更高的η值：虽然其CTE失配更大（Δα ≈ 16 × 10^?6 K^?1 vs. Si/Al的约12 × 10^?6 K^?1），但屈服强度更高（约240 MPa vs. 约182 MPa），两者基本抵消，且等轴块状SiC颗粒的应力集中因子较低。因此SiC/Al复合材料具有高应变屏蔽效率，将大部分热失配应变吸收在界面附近局部区域，仅向6063Al侧传递少量应力，形成约15 μm的狭窄高应变区。Si/Al复合材料则因较大的Δα产生更高热应力、较低的σ_y,comp限制局部应变容纳能力、各向异性板状Si颗粒作为强应力集中源（高K_t），η值低，无法屏蔽6063Al基体，迫使其在大范围（>200 μm）内发生塑性变形。η值不仅合理解释了KAM分布差异，还作为统一指标将微观应变分配与宏观拉伸性能和断裂行为联系起来，表明复合层的应变屏蔽效率可能是决定接头强度和失效模式的关键因素之一。

结论部分翻译：(1) 通过HIP成功制备了两种功能梯度接头。在6063Al–SiC/Al接头中，SiC颗粒保持等轴块状形貌，与Al基体形成洁净的原子级结合界面。相反，6063Al–Si/Al接头中初始角块状Si颗粒在HIP过程中经历严重碎裂，转变为沿界面分散的不规则板状碎片，伴随Si晶体内的局部晶格畸变。(2) SiC/Al接头将应变局部化限制在邻近界面的狭窄区域（约15 μm），而Si/Al接头在6063Al基体中呈现超过200 μm的大范围应变局部化。这一对比揭示增强相控制复合层的应变屏蔽效率，从而决定接头的变形协调性。(3) SiC/Al接头极限抗拉强度达253 MPa、界面剪切强度达203 MPa，断口呈细密韧窝的韧性断裂形貌。相反，Si/Al接头分别仅为155 MPa和48 MPa，呈脆性解理失效模式。结果表明，增强相的结构稳定性决定界面结合质量和复合层的应变屏蔽效率，从而决定梯度铝接头的力学可靠性。