氣壓熔滲法制備高導(dǎo)熱金剛石/Cu-B合金復(fù)合材料＊

康翱龍， 康惠元， 焦增凱， 王 熹， 周科朝， 馬 莉， 鄧澤軍， 王一佳， 余志明， 魏秋平,

（1.中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 長沙410083）

（2.中南大學(xué), 粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 長沙410083）

（3.中南大學(xué), 高等研究中心, 長沙410083）

傳統(tǒng)的電子封裝材料經(jīng)歷了漫長發(fā)展過程。初代電子封裝材料中的銅和鋁具有高導(dǎo)熱性，但熱膨脹系數(shù)較大；Invar合金[1]和Kovar合金[2]熱膨脹系數(shù)與半導(dǎo)體較為匹配，但其導(dǎo)熱性能差。第二代的鎢銅合金、鉬銅合金的導(dǎo)熱性能和熱膨脹系數(shù)均有所改善，但其密度較大。后來研究的導(dǎo)熱陶瓷顆粒（硅和碳化硅等）增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料[3]的熱導(dǎo)率達(dá)到300 W/(m·K)左右，同時(shí)保證了材料的密度和熱膨脹系數(shù)等；但這類復(fù)合材料仍然難以滿足當(dāng)今高功率密度電子元器件的散熱需求。新興的第四代電子封裝材料Cu(Al)/Diamond因其高熱導(dǎo)率（400～900 W/(m·K)）、低熱膨脹系數(shù)和低密度的特點(diǎn)，具有極大地發(fā)展?jié)摿4-5]。

由于金剛石[6]具有優(yōu)異的導(dǎo)熱性能、低密度及低熱膨脹系數(shù)等特性，且其目前已實(shí)現(xiàn)工業(yè)化批量生產(chǎn)，成本低廉，是極佳的增強(qiáng)體材料；金屬銅易加工，成本低廉，熱導(dǎo)率高，是理想的金屬基體。將金剛石和銅結(jié)合，充分發(fā)揮各自單相的優(yōu)勢(shì)，制備高熱導(dǎo)率和低熱膨脹系數(shù)的金剛石/銅復(fù)合材料，是新一代熱管理材料的重點(diǎn)發(fā)展方向。然而，金剛石與銅之間的潤濕性極差[4]（1 150 ℃下，潤濕角仍大于110°）且不發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，兩者復(fù)合時(shí)界面處會(huì)出現(xiàn)空隙。此外，金剛石與銅的振動(dòng)頻率相差較大[7]（金剛石的聲子頻率集中在100～246 THz，銅的振動(dòng)頻率基本上不超過58 THz），熱傳導(dǎo)時(shí)界面處會(huì)產(chǎn)生嚴(yán)重的聲子散射現(xiàn)象，這對(duì)聲子電子的耦合效應(yīng)產(chǎn)生嚴(yán)重影響[8]，進(jìn)而影響復(fù)合材料的導(dǎo)熱性能。為了克服這些問題，研究者們通常在金剛石表面鍍覆W[9]、Cr[10]、Ti[11]等過渡層。這些過渡層可有效改善金剛石與銅基體界面間潤濕性差及聲子散射嚴(yán)重的問題，但在鍍覆鍍層時(shí)有可能會(huì)對(duì)金剛石質(zhì)量產(chǎn)生影響，同時(shí)鍍層過厚也會(huì)影響復(fù)合材料的導(dǎo)熱性能；另一種解決方式是在金屬基體中添加合適的活性元素如B[12]、Zr[13]等，與金剛石反應(yīng)生成碳化物，改善金剛石與銅基體的界面結(jié)合效果。此外，也有部分研究者添加稀土元素Nd[14]或者稀土氧化物Sc2O3[15]等，以改善反應(yīng)界面碳化物的形貌和結(jié)合能力，提高復(fù)合材料的導(dǎo)熱性能。

此外，合適的制備工藝也有利于提高復(fù)合材料的導(dǎo)熱性能。熱壓燒結(jié)法[16]、放電等離子體燒結(jié)法[17]等是較為常見的固相燒結(jié)工藝。這些方法通常采用高壓和低于基體金屬熔點(diǎn)的溫度將銅基體和金剛石復(fù)合，復(fù)合時(shí)燒結(jié)溫度低、燒結(jié)時(shí)間短、燒結(jié)效率高。但由于燒結(jié)溫度低于金屬基體的熔點(diǎn)，制備出的復(fù)合材料的致密度較低，影響復(fù)合材料的導(dǎo)熱性能。還有部分研究者采用高溫高壓法[18-19]將金剛石和銅基體復(fù)合，制備出性能更好的金剛石/銅復(fù)合材料，但這種工藝需要的壓力為2～10 GPa，對(duì)設(shè)備要求非常高，且難以實(shí)現(xiàn)產(chǎn)業(yè)化生產(chǎn)。與上述幾種方法相比，氣壓熔滲法[20]是一種極具潛力的復(fù)合材料制備方法，其通過加熱使金屬基體變成液態(tài)，隨后通過氣體提供的壓力將液態(tài)銅擠壓至金剛石顆粒間隙中，制備出高性能的金剛石/銅復(fù)合材料。該工藝需求壓力小，成本低，且可與近凈成形技術(shù)結(jié)合，適合產(chǎn)業(yè)化生產(chǎn)。

然而，大部分學(xué)者采用氣壓熔滲工藝制備復(fù)合材料時(shí)，側(cè)重于研究銅基體中的合金化元素含量變化或金剛石表面鍍層的調(diào)控及其對(duì)熱導(dǎo)率的影響，而對(duì)于高溫下金剛石和銅之間的潤濕行為觀測(cè)及研究較少，且對(duì)氣壓熔滲工藝中不同壓力對(duì)復(fù)合材料微觀結(jié)構(gòu)及性能影響的研究也不足。為此，通過對(duì)不同溫度下的純銅和Cu-B合金與金剛石的潤濕角進(jìn)行測(cè)量，對(duì)比不同潤濕角下界面處的結(jié)合情況，探究硼元素的添加對(duì)金剛石和銅基體之間潤濕性及結(jié)合性能的影響；再通過氣壓熔滲法將金剛石顆粒與Cu-B合金復(fù)合，探究氣體壓力對(duì)復(fù)合材料微觀結(jié)構(gòu)、熱膨脹系數(shù)及熱導(dǎo)率的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 主要原料

試驗(yàn)采用的Cu-B合金中的硼質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%，是將純度為99.99%的無氧銅和純度為99.9%的硼粒在真空磁懸浮熔煉爐中熔煉而成，熔煉溫度為1 100 ℃，熔煉時(shí)間為30 min。采用的金剛石型號(hào)為HSD 90，其D50為 500 μm。

1.2 金剛石的預(yù)處理

金剛石顆粒清洗的預(yù)處理步驟為：（1）放入丙酮溶液（純度≥99.5%）中超聲振蕩10 min，清除金剛石表面可能存在的有機(jī)物雜質(zhì)；（2）放入無水乙醇中超聲振蕩10 min，洗去金剛石表面殘存的丙酮溶液；（3）放入烘箱中干燥，獲得干凈的金剛石顆粒。

1.3 金剛石和Cu-B合金及純銅的高溫潤濕行為觀測(cè)

將清洗后的金剛石顆粒填充至2個(gè)石墨孔中，分別將Cu-B合金和純銅置于石墨模具上方，其接觸圖如圖1所示。隨后將石墨模具置于SDC-1500型高溫接觸角測(cè)量儀中，抽取真空至10 Pa以下，開啟加熱程序，升溫速率為8 ℃/min，升溫至1 100 ℃。此處理過程中，通過測(cè)量儀記錄Cu-B合金及銅對(duì)金剛石的高溫潤濕情況，保溫30 min后關(guān)閉加熱程序，隨爐冷卻至室溫，取出樣品。

圖1 顆粒金剛石與金屬接觸示意圖Fig.1 Schematic diagram of contact between granular diamond and metal

1.4 金剛石/Cu-B合金復(fù)合材料制備

將干凈的金剛石顆粒填充至石墨模具中（每次填充的金剛石質(zhì)量相同），在石墨模具上部放置Cu-B合金，隨后將其置入自主搭建的氣體壓力輔助浸滲設(shè)備中；開啟真空閥及真空泵將氣壓抽至800 Pa，再開啟羅茨泵將爐內(nèi)真空抽至50 Pa以下；隨后以8 ℃/min的升溫速率升至1 100 ℃，保溫30 min；再通入高純N2提供壓力，保持壓力30 min，保證液態(tài)Cu-B合金浸入金剛石顆粒間隙中；關(guān)閉加熱系統(tǒng)，隨爐冷卻至室溫，取出樣品。隨后通過電火花切割金剛石/Cu-B合金復(fù)合材料樣品，并采用拋光機(jī)拋光其表面直至金剛石顆粒露出。

1.5 樣品性能表征

采用SDC-1500型高溫接觸角測(cè)量儀對(duì)樣品的高溫潤濕性進(jìn)行表征。采用掃描電子顯微鏡（Nova Nano SEM 230型，F(xiàn)EI）對(duì)樣品表面形貌進(jìn)行表征。采用激光拉曼光譜儀（Lab RAM HR 800，HORIBA）對(duì)樣品成分進(jìn)行分析，其中拉曼光譜波長為532 nm，檢測(cè)范圍為200～2 000 cm-1。采用X射線衍射儀（D/max 2550型，Rigaku）對(duì)樣品表面的物相組成進(jìn)行分析，測(cè)試時(shí)使用Cu靶激發(fā)X射線，在光管電壓為40 kV、電流為250 mA下產(chǎn)生的X射線波長為0.154 178 nm。用阿基米德排水法測(cè)量樣品的密度。采用激光導(dǎo)熱儀（德國耐馳 LFA 467型）測(cè)試樣品的熱擴(kuò)散系數(shù)，再根據(jù)下式計(jì)算樣品熱導(dǎo)率 λ：

其中：ρ為樣品密度，c為樣品比熱容，α為樣品熱擴(kuò)散系數(shù)。

復(fù)合材料的比熱容Cp則根據(jù)復(fù)合材料混合法則計(jì)算，其計(jì)算式為：

其中：WD為金剛石質(zhì)量分?jǐn)?shù)；CD為金剛石比熱容，取0.512 J/(g·K)；WCu為 銅基體質(zhì)量分?jǐn)?shù)；CCu為銅比熱容，取 0.386 J/(g·K)。

用熱膨脹儀（德國耐馳 DIL 402C型）對(duì)樣品的熱膨脹系數(shù)進(jìn)行測(cè)試，測(cè)試時(shí)升溫速率為5 ℃/min。

2 結(jié)果分析和討論

2.1 金剛石和純銅及Cu-B合金在高溫下的潤濕情況

通過對(duì)比純銅及Cu-B合金在高溫下對(duì)金剛石的潤濕情況，研究硼元素的添加對(duì)銅/金剛石潤濕性的影響。圖2是通過高溫接觸角測(cè)量儀記錄的純銅和Cu-B合金在高溫下逐漸浸滲金剛石顆粒間隙的過程，每個(gè)圖的左側(cè)液珠是Cu-B合金的，右側(cè)液珠是純銅的。由圖2可以看出：隨著溫度升高，純銅和Cu-B合金會(huì)逐漸變成球狀液滴，然后慢慢滲透到金剛石顆粒間隙中，但在此觀察不到兩者潤濕性的差異。

圖3是金剛石被Cu-B合金及純銅高溫浸潤后的微觀形貌。從圖3可以看出：2種情況下的金剛石表面都較為光滑，并沒有明顯的氧化反應(yīng)跡象。但純銅表面更光滑，Cu-B合金表面則凹凸不平。這是因?yàn)榕鹪卦阢~基體中固溶度極低，高溫下會(huì)朝著合金表面擴(kuò)散，形成粗糙的表面，且擴(kuò)散到合金表面的B元素可與金剛石反應(yīng)，其界面結(jié)合方式為化學(xué)反應(yīng)結(jié)合，結(jié)合強(qiáng)度較高；而純銅和金剛石之間的界面結(jié)合方式為機(jī)械結(jié)合，其結(jié)合強(qiáng)度不如化學(xué)反應(yīng)的結(jié)合強(qiáng)度高，所以Cu-B合金表面的金剛石不易脫落，純銅表面的金剛石有脫落。此外，Cu-B合金球?qū)⒉糠纸饎偸玻兘饎偸瘍H黏附在純銅球表面，這表明B元素的添加可以改善金剛石和金屬基體的潤濕性。但由于合金中B元素含量較少，其潤濕性改善效果不明顯，合金熔體無法完全滲入到金剛石顆粒中，因而使圖2中的純銅及Cu-B合金熔體浸潤金剛石顆粒情況相似，兩者都以球狀的方式陷入堆積的金剛石顆粒中。

圖2 不同溫度下銅及Cu-B合金浸潤金剛石的情況Fig.2 Infiltration of copper and Cu-B alloy into diamond at different temperatures

2.2 氣壓對(duì)金剛石/Cu-B合金復(fù)合材料微觀結(jié)構(gòu)及物相的影響

圖4是不同氣壓下制備的金剛石/Cu-B復(fù)合材料樣品微觀形貌。從圖4可看出：6 MPa下的樣品中金剛石表面和Cu-B合金接觸的并不充分，彼此間存在孔隙，不過孔隙較??；而氣壓升高至10 MPa時(shí)，金剛石表面和Cu-B合金基本上已充分接觸，并無明顯的孔隙，但在Cu-B合金基體中存在少量裂紋。

圖4 不同氣壓下制備的復(fù)合材料樣品微觀形貌Fig.4 Microstructures of composite samples prepared at different gas pressures

為了進(jìn)一步了解復(fù)合后金剛石表面物相組成，將樣品放入CuSO4溶液中，通過電化學(xué)腐蝕方式將樣品表面的Cu-B合金腐蝕，得到不同氣體壓力下樣品電化學(xué)腐蝕后的表面形貌及10 MPa時(shí)樣品腐蝕后的EDS能譜圖，如圖5所示。從圖5中可看出：電化學(xué)腐蝕后，10 MPa氣壓下制備的金剛石樣品表面存在一層連續(xù)完整的物相層，該物相層凹凸不平；而6 MPa下金剛石表面的物相層并不連續(xù)，可看到裸露的金剛石。對(duì)10 MPa下的金剛石樣品表面的物相層進(jìn)行EDS能譜分析（圖5f），發(fā)現(xiàn)電化學(xué)腐蝕后金剛石表面殘存的元素為B、C和Cu，除Cu-B合金本身的元素外，存在的C元素應(yīng)該是形成了某種類型的碳化物，而覆蓋在金剛石表面。因而可以認(rèn)為：當(dāng)制備氣壓較低時(shí)，金剛石表面形成的碳化物較少，使得金剛石和Cu-B合金之間的結(jié)合力較小，在冷卻時(shí)液態(tài)合金收縮，較小的界面結(jié)合力不能抵消合金冷卻時(shí)收縮產(chǎn)生的力，金剛石和Cu-B合金就會(huì)分離，從而產(chǎn)生圖4b中的空隙；而10 MPa氣壓下制備的樣品中，金剛石表面覆蓋的碳化物較多，金剛石和Cu-B合金之間的界面結(jié)合強(qiáng)度較大，合金冷卻收縮時(shí)產(chǎn)生的力僅使基體出現(xiàn)輕微裂紋，如圖4e所示。

圖5 不同氣壓下樣品電化學(xué)腐蝕后的表面形貌及能譜圖Fig.5 Surface morphologies and EDS of samples after electrochemical corrosion at different pressures

圖6是不同氣壓下制備的復(fù)合材料樣品表面的X射線衍射圖譜，在進(jìn)行X射線衍射表征前，先將樣品放入無水乙醇中超聲5 min，以去除其表面吸附的灰塵。從圖6中可明顯看到金剛石和銅的衍射峰，但并未觀察到與B元素相關(guān)的衍射峰。這是因?yàn)闃悠分蠦相比銅和金剛石的含量過少，其衍射峰較弱所致。隨后，對(duì)復(fù)合材料樣品電化學(xué)腐蝕后脫落的金剛石顆粒進(jìn)行XRD表征，圖7是電化學(xué)腐蝕后金剛石顆粒的XRD圖譜。如圖7所示：在金剛石表面有單質(zhì)B和B4C物相，同時(shí)在金剛石表面還有少量基體中殘留的Cu。

圖6 不同氣壓下制備的樣品X射線衍射圖譜Fig.6 XRD patterns of samples prepared at different pressures

圖7 不同氣壓下制備的樣品電化學(xué)腐蝕后的金剛石顆粒X射線衍射圖譜Fig.7 XRD patterns of diamond particles after electrochemical corrosion of samples prepared at different pressures

圖8為原始金剛石、1 100 ℃下熱處理后的原始金剛石以及不同氣壓下與Cu-B合金復(fù)合后的4種金剛石顆粒表面的Raman光譜。由圖8可知：與原始金剛石表面相比，與Cu-B合金復(fù)合后的金剛石顆粒表面有B和B4C的拉曼峰，且10 MPa氣壓下制備的樣品中這2種物相的拉曼峰比6 MPa樣品中的相應(yīng)峰更強(qiáng)。結(jié)合樣品的形貌圖及X射線衍射圖可發(fā)現(xiàn)：氣壓增大使金剛石和Cu-B合金的接觸更為緊密，Cu-B合金中的B元素更好地?cái)U(kuò)散到金剛石表面，部分生成了B4C，部分以單質(zhì)B的形式存在。此外，還可發(fā)現(xiàn)純金剛石在1 100 ℃下熱處理后會(huì)出現(xiàn)少量的石墨相（在1 580 cm-1處）。但當(dāng)金剛石與Cu-B合金復(fù)合后，該石墨相消失，可能是金屬基體中的B元素與金剛石表面的石墨相反應(yīng)生成了B4C，又或者是B元素向金剛石表面的擴(kuò)散抑制了高溫下金剛石中石墨相的產(chǎn)生。

圖8 4種金剛石顆粒表面的Raman光譜Fig.8 Raman spectra of four kinds of diamond particle surfaces

2.3 氣壓對(duì)復(fù)合材料熱性能的影響

圖9反映了不同氣壓下制備的復(fù)合材料的熱膨脹系數(shù)，測(cè)試時(shí)初始溫度為298 K。圖9中：當(dāng)溫度范圍

圖9 不同氣壓下制備的樣品熱膨脹系數(shù)Fig.9 Thermal expansion coefficients of samples prepared at different pressures

從373 K升至773 K時(shí)，6 MPa氣壓下制備的樣品熱膨脹系數(shù)從 5.404 × 10-6K-1增長至 7.812 × 10-6K-1，10 MPa氣壓下制備的樣品熱膨脹系數(shù)從5.038 × 10-6K-1增長至7.139 × 10-6K-1，都遠(yuǎn)低于銅基體的熱膨脹系數(shù)[21]（17.700 × 10-6K-1），滿足了電子封裝材料的熱膨脹系數(shù)要求。且10 MPa氣壓下制備的樣品的熱膨脹系數(shù)始終小于6 MPa下制備的樣品的熱膨脹系數(shù)。這是因?yàn)閺?fù)合材料的熱膨脹系數(shù)受其界面結(jié)構(gòu)的影響，而更大的氣壓促進(jìn)了金剛石和Cu-B合金的緊密接觸，使得更多的B元素?cái)U(kuò)散到金剛石表面，參與界面反應(yīng)，改善了界面結(jié)合力。

同時(shí)，在圖5c的電化學(xué)腐蝕形貌中也可發(fā)現(xiàn)：10 MPa時(shí)的樣品中金剛石表面的碳化物層凹凸不平，其形貌結(jié)構(gòu)也有利于改善界面結(jié)合力。當(dāng)金剛石和Cu-B合金之間的界面結(jié)合力更強(qiáng)時(shí)，升溫時(shí)銅基體的內(nèi)應(yīng)力可通過界面有效轉(zhuǎn)移到金剛石顆粒中，而金剛石具有極高的彈性模量來抵消這種內(nèi)應(yīng)力[22]，可在很大程度上抑制銅基體的膨脹。因此，界面結(jié)合越好的樣品熱膨脹系數(shù)越低。

紅外熱成像儀是一種可直觀、便捷表征樣品導(dǎo)熱能力的設(shè)備，其主要由光學(xué)器件和探測(cè)器兩部分組成，其中的光學(xué)器件將物體發(fā)出的紅外輻射聚集到探測(cè)器上，探測(cè)器再把入射的輻射轉(zhuǎn)換成電信號(hào)，進(jìn)而被處理成可見圖像。圖10為紅外熱成像原理示意圖。在表征過程中，樣品表面的紅外熱輻射發(fā)射率會(huì)受樣品表面粗糙度等因素的影響，而噴碳可以保證樣品表面具有較高且相似的熱輻射發(fā)射率。因此，在進(jìn)行紅外熱成像表征或激光閃光法測(cè)試熱擴(kuò)散系數(shù)時(shí)，通常會(huì)對(duì)樣品表面進(jìn)行噴碳處理。

圖10 紅外熱成像原理示意圖Fig.10 Schematic diagram of infrared thermal imaging principle

為評(píng)估復(fù)合材料樣品的導(dǎo)熱性能，比較不同樣品的紅外熱成像效果，選用與樣品厚度一致的Cu-B合金及其熔滲樣品，并將其正反面都做噴碳處理，隨后將其置于140 ℃的固定加熱臺(tái)上，通過紅外熱成像儀記錄樣品表面的溫度變化。相較于對(duì)比樣品的熱導(dǎo)率數(shù)值，該方法可更直觀地比較樣品的導(dǎo)熱性能。

Cu-B合金、6 MPa及10 MPa下復(fù)合材料樣品的紅外熱成像效果如圖11所示。從圖11中可以看出：10 MPa樣品的熱響應(yīng)效果最好，其次是6 MPa樣品的，兩者的導(dǎo)熱性能都優(yōu)于純Cu-B合金的導(dǎo)熱性能。

圖11 Cu-B合金、6 MPa及10 MPa下樣品的紅外熱成像圖譜Fig.11 Infrared thermographies of Cu-B alloy and samples at 6 MPa and 10 MPa

圖12中的曲線則反映各樣品表面溫度隨時(shí)間的變化。由圖12可知：樣品表面溫度從室溫（25 ℃）到達(dá)100 ℃時(shí)，10 MPa下的樣品所需時(shí)間為15.78 s，升溫速率為4.75 ℃/s；6 MPa下的樣品所需時(shí)間為23.78 s，升溫速率為3.15 ℃/s；Cu-B合金所需時(shí)間為31.40 s，升溫速率為2.39 ℃/s。這意味著金剛石和Cu-B合金復(fù)合后，導(dǎo)熱性能得到了極大提升，且10 MPa氣壓下制備的樣品導(dǎo)熱效果最好。

圖12 不同樣品的表面溫度與時(shí)間關(guān)系曲線Fig.12 Surface temperature versus time curves of different samples

表1是100 ℃時(shí)不同氣壓下制備的復(fù)合材料樣品的性能參數(shù)，試驗(yàn)中2種樣品的金剛石體積分?jǐn)?shù)接近。復(fù)合材料的密度越大，其內(nèi)部的空隙越少、致密度越高，而復(fù)合材料的熱擴(kuò)散系數(shù)與金剛石增強(qiáng)體的體積分?jǐn)?shù)、增強(qiáng)體和金屬基體的種類及兩者的界面結(jié)合情況有關(guān)。當(dāng)金剛石粒徑一定時(shí)，氣壓增大會(huì)使復(fù)合材料的致密度提高，內(nèi)部空隙減少，界面處碳化物增多，因而復(fù)合材料熱擴(kuò)散系數(shù)增大。最終，根據(jù)式（1）計(jì)算出復(fù)合材料樣品的熱導(dǎo)率 λ。表1中，10 MPa氣壓下制備的樣品的熱導(dǎo)率為680.3 W/(m·K)，6 MPa氣壓下制備的樣品熱導(dǎo)率為648.2 W/(m·K)。

表1 金剛石/Cu-B復(fù)合材料樣品的性能參數(shù)Tab.1 Performance parameters of diamond/Cu-B composite samples

由于金剛石/Cu-B合金復(fù)合材料的熱導(dǎo)率主要與金剛石含量、Cu-B合金含量及兩者間的界面結(jié)合情況有關(guān)。且試驗(yàn)中制備復(fù)合材料時(shí)控制添加的金剛石體積分?jǐn)?shù)在53.0%左右，因此2種樣品的熱導(dǎo)率差異主要來自其不同的界面結(jié)合狀態(tài)。通過前面的微觀結(jié)構(gòu)及物相表征可以看出：10 MPa樣品中的金剛石表面被B4C層完全包覆，此時(shí)金剛石與B4C之間的結(jié)合屬于化學(xué)反應(yīng)結(jié)合，這種結(jié)合方式主要通過兩相間反應(yīng)的化學(xué)鍵提供結(jié)合力；而6 MPa樣品中的金剛石表面并未被B4C層完全包覆，暴露的金剛石與銅基體間的結(jié)合屬于機(jī)械結(jié)合，這種結(jié)合方式對(duì)復(fù)合材料性能的提升遠(yuǎn)不如化學(xué)結(jié)合時(shí)的[23]。同時(shí)，良好的界面結(jié)合狀態(tài)可以保證界面處孔隙更少，大大減少傳熱過程中的聲子散射，提高復(fù)合材料的導(dǎo)熱性能。因此，10 MPa樣品的導(dǎo)熱性能要優(yōu)于6 MPa樣品的導(dǎo)熱性能。

3 結(jié)論

以硼質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5%的Cu-B合金為金屬基體，以平均粒徑為500 μm的金剛石顆粒為增強(qiáng)體，采用氣壓熔滲法制備金剛石/Cu-B合金復(fù)合材料，研究不同氣壓對(duì)金剛石/Cu-B合金復(fù)合材料界面形貌、熱膨脹系數(shù)和熱導(dǎo)率的影響，得出如下結(jié)論：

（1）硼元素的添加有利于改善金剛石和銅基體之間的Cu-B界面結(jié)合情況，當(dāng)Cu-B合金中硼元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.5 %時(shí)，部分金剛石浸沒在Cu-B合金熔體中，且金剛石和Cu-B合金的結(jié)合狀況明顯優(yōu)于金剛石與純銅的結(jié)合狀況。

（2）通過氣壓熔滲法制備金剛石/Cu-B合金復(fù)合材料時(shí)，較大的氣壓可以保證金剛石和Cu-B合金充分接觸，促進(jìn)其界面反應(yīng)。6 MPa氣壓下的金剛石表面形成的是不連續(xù)的碳化物層；當(dāng)氣壓提升至10 MPa時(shí)，金剛石表面形成連續(xù)的碳化物層，界面結(jié)合效果最優(yōu)。

（3）氣壓大小對(duì)制備出的金剛石/Cu-B合金復(fù)合材料熱膨脹系數(shù)有影響。當(dāng)溫度從373 K升至773 K時(shí)，6 MPa氣壓下制備樣品熱膨脹系數(shù)從5.404 × 10-6K-1增長至7.812 × 10-6K-1；10 MPa氣壓下制備的樣品熱膨脹系數(shù)從 5.038 × 10-6K-1增長至 7.139 × 10-6K-1。均滿足電子封裝材料熱膨脹系數(shù)的需求。

（4）氣壓大小對(duì)金剛石和Cu-B合金復(fù)合樣品的導(dǎo)熱性能有影響。樣品表面溫度從室溫（25 ℃）到達(dá)100 ℃時(shí)，10 MPa氣壓下制備的樣品的升溫速率為4.75 ℃/s，熱導(dǎo)率為 680.3 W/(m·K)，優(yōu)于 6 MPa氣壓下制備樣品的升溫速率3.15 ℃/s和熱導(dǎo)率648.2 W/(m·K)。