CC BY
35
УДК 669.018.95 DOI : 10.18577/2071-9140-2014-0-s6-28-34
А.Н. Няфкин1, О.И. Гришина1, А.А. Шавнев1, Ю.В. Лощинин1, С.И. Пахомкин1
ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ СОСТАВА ГЕТЕРОГЕННЫХ СИСТЕМ С ВЫСОКИМ СОДЕРЖАНИЕМ КАРБИДНОЙ ФАЗЫ НА ТЕПЛОФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
Показаны теоретические аспекты факторов, определяющих плотность упаковки частиц карбида кремния в объеме композиционного материала. Проведены исследования по определению комплекса теплофизиче-ских свойств: удельной теплоемкости, температуро- и теплопроводности, температурного коэффициента линейного расширения металлических композиционных материалов (МКМ) на основе алюминиевого сплава, армированного частицами карбида кремния, - в широком диапазоне температур. Установлена закономерность изменения теплофизических свойств в зависимости от состава МКМ для использования при создании новых многофункциональных гетерогенных систем.
Ключевые слова: теплофизические свойства, температуропроводность, удельная теплоемкость, теплопроводность, температурный коэффициент линейного расширения (ТКЛР), металлический композиционный материал (МКМ), алюминиевый сплав, частицы карбида кремния.
This article shows the theoretical aspects of the factors that determine the stacking density of silicon carbide particles in the volume of the composite material. Studies were carried out to determine the complex of thermo-physical properties (thermal conductivity, thermal expansion coefficient, specific heat), including a wide range of temperatures of aluminum composite materials reinforced with silicon carbide particles. Also in the article is presented the study of variance regularities of thermo-physical properties depending of the composition in order to create new multifunctional heterogeneous systems.
Keywords: thermo-physical properties, thermal conductivity, specific heat, thermal conductivity, thermal expansion coefficient, metal matrix composite (MMC), aluminum alloy, silicon carbide particles.
"'Федеральное государственное унитарное предприятие «Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов» Государственный научный центр Российской Федерации
[Federal state unitary enterprise «All-Russian scientific research institute of aviation materials» State research center of the Russian Federation] E-mail: admin@viam.ru
Введение
Рост производственных мощностей обуславливает быстрорастущий спрос на силовую электронику. Силовая электроника позволяет сделать потребление электроэнергии более эффективным, экономить электроэнергию, потребляемую большим количеством различного оборудования, такого как промышленное оборудование, транспорт, в том числе гибридные и электроприводные транспортные средства. Требования к компонентам изделий силовой электроники, обеспечивающим их надежную работу, таким как основания, корпуса, теплоотводящие и охлаждающие элементы, постоянно растут, поэтому разработчики повышают качество и надежность этих изделий путем совершенствования технологий их получения
[1-5].
С точки зрения тепловых процессов бесперебойное функционирование силовых модулей возможно при условии эффективного отвода тепла. В связи с постоянно растущей концентрацией энергии в электронных системах, высокая теплопроводность и низкий температурный коэффициент линейного расширения (ТКЛР) теплоотводящих оснований становятся решающими критериями для проектирования высокомощных модулей.
Основным фактором обеспечения максимальной удельной мощности полупроводниковых приборов является эффективность передачи тепла от кристалла к теплоносителю, характеризуемая тепловым сопротивлением. Чем ниже тепловое сопротивление, тем лучше отвод тепла [6-8].
Используемые в настоящее время теплоотво-дящие основания на основе меди и ее сплавов уже не соответствуют постоянно возрастающим требованиям к новым приборам силовой электроники в силу их высоких ТКЛР, плотности и стоимости. Как показывает практика, при пайке металлокерамики (DBC-плат) на основание ухудшается качество поверхности медного основания, появляются местные напряжения и изгибы [9, 10].
После определенного числа термоциклов из-за постепенного разрушения припоя ухудшается тепловой контакт между металлокерамической платой и медным основанием, что влечет за собой увеличение значений градиента температуры, перегрев и тепловое разрушение полупроводникового элемента.
Проблема устраняется благодаря применению конструкции модуля с металлическим композиционным материалом (МКМ) на основе алюминиевого сплава, армированного частицами карбида
кремния (Al-SiC), в качестве теплоотводящего основания [11-18]. Данный материал обладает уникальными свойствами, такими как высокая теплопроводность, низкие ТКЛР и плотность, высокая механическая прочность. Уникальная совокупность свойств позволяет минимизировать термические напряжения в конструкции силовых модулей. Этим достигается высочайшая надежность и ресурс при циклических нагрузках силовых модулей с применением МКМ состава М^Ю [12-14].
Материалы и методы
Как известно, увеличения объемного содержания частиц карбида кремния в МКМ можно достичь за счет более плотной упаковки заготовки под прессом высокого давления либо используя полифракционные порошковые смеси, либо применяя оба указанных приема [19-24].
Кроме того, можно предположить, что плотность материала изделия зависит не столько от типа временного связующего формовочной смеси, сколько от объемной концентрации карбида кремния, которая определяется в первую очередь плотностью упаковки зерен порошков карбида кремния еще на стадии формования пористой заготовки.
Рассмотрим некоторые теоретические аспекты факторов, определяющих плотность упаковки частиц в объеме. Вначале рассмотрим упаковку частиц совершенной формы, которую исследовал Мак Гирри [19] и показал, что максимальная объемная концентрация сферических частиц монофракционного состава достигает величины 0,625, пористость соответственно равна 0,375, а для бинарной порошковой смеси стремится к максимуму заполнения объема, равному 0,84 (рис. 1).
Рис. 1. Влияние соотношения размеров зерен в бинарной смеси фракций порошка d2 - размер зерна) на объемную концентрацию их упаковки в объеме
Аналогичные исследования в этом направлении проводили также Ю.П. Дыбань и его коллеги,
исследуя влияние фракционного состава и парциальных долей порошков в формовочных смесях на свойства самосвязанного карбида кремния [20, 21]. Утверждалось, что для получения высокоплотного материала достаточно ограничиться двумя фракциями карбида кремния, отличающимися размерами зерен в d2/dl=7-Ш раз.
Как известно, увеличение плотности упаковки шихты в заготовках достигается за счет заполнения пустот между твердыми частицами порошка частицами более мелких фракций (рис. 2).
Фундаментальные теоретические исследования предельной плотности упаковки полифракционных смесей порошков различной зернистости и формы, выполненные за последние годы [22-28], показывают, что на плотность заполнения объема оказывают существенное влияние не только соотношение размеров частиц фракций или их форм, но и соотношение их долей. Так, Ш. Лиу и Ж. Ха [22] экспериментально определили, что максимальные объемные концентрации бинарных смесей сферических частиц достигали значений 0,720,78 (при 30%-ной доле мелкодисперсной фазы); кубовидной формы: 0,61 (при 30%-ной доле мелкодисперсной фазы) и цилиндров: 0,60 (при 40%-ной доле мелкодисперсной фазы) соответственно. Исходя из этого, максимальные объемные концентрации бинарной смеси частиц различной формы (сферы, цилиндры и кубы) наблюдаются, когда парциальная доля второй фракции (меньшего размера) находится в диапазоне от 30 до 40%. В результате компьютерного моделирования влияния парциального соотношения долей фракций бинарной смеси порошка У2/У\ для различных отношений размеров частиц 1^2^<100, в работе [27] было установлено, что максимум объемной концентрации достигается при соотношении долей фракций ^/^=3:7=0,429.
Результаты
Оценку теплопроводности и удельной теплоемкости МКМ с различным составом гетерогенных систем и высоким содержанием карбидной фазы осуществляли с использованием метода лазерной вспышки [28]. При проведении измерений температуропроводности и теплоемкости использовано оборудование ТС-3000Н^ (фирма SINKU-RIKO, Япония) с твердотельным рубиновым лазером с энергией излучения 2 Дж и длительностью импульса 300 мкс.
Исследования проводили на образцах 010 мм и толщиной от 2,5 до 3 мм при увеличении температуры в диапазоне от -80 до +100°С с применением криостата и хромель-алюмелевой термопары в качестве датчика регистрации подъема температуры на образце после облучения лазерным импульсом и в диапазоне от 100 до 200°С с применением печи сопротивления и бесконтактного оптического полупроводникового датчика темпе-
Рис. 2. Заполнение пустот между твердыми частицами порошка SiC более крупной фракции частицами более мелких фракций SiC
Рис. 3. Результаты измерений температуропроводности образца из МКМ состава А1^С с применением термопары (о) и оптического датчика (•)
Рис. 4. Температурная зависимость температуропроводности образцов из МКМ на основе А1^С: АК12 (♦), А99 (о), А99+АК5 (•), АК7 (▲) и АК5 (■)
Рис. 5. Результаты измерений удельной теплоемкости в среде аргона образцов из МКМ на основе А1-ЗЮ: АК5 (о), АК7 (•), А99 (□), АК12 (▲); аппроксимационная кривая
Рис. 6. Теплопроводность образцов из МКМ на основе А1—ЗЮ: АК12 (♦), А99 (о), А99+АК5 (•), АК7 (▲) и АК5 (■)
Рис. 7. Средний температурный коэффициент линейного расширения а образцов из МКМ на основе А1—ЗЮ: АК12 (♦), А99 (о), А99+АК5 (•), АК7 (▲) и АК5 (■)
Таблица 1
Аппроксимированные значения результатов измерения температуропроводности образцов из МКМ на основе А!^С
Температура, °С Температуропроводность а, см2/с, МКМ
АК12 А99 А99+АК5 АК7 АК5
-80 1,050 0,942 1,006 1,069 1,008
-60 0,948 0,870 0,913 0,961 0,920
-40 0,859 0,803 0,830 0,867 0,841
-20 0,782 0,742 0,757 0,785 0,771
0 0,716 0,686 0,693 0,715 0,708
+20 0,660 0,636 0,636 0,656 0,654
+40 0,612 0,590 0,588 0,606 0,606
+60 0,571 0,550 0,546 0,564 0,565
+80 0,537 0,514 0,510 0,530 0,529
+100 0,507 0,483 0,480 0,502 0,499
+120 0,481 0,457 0,454 0,478 0,474
+140 0,457 0,435 0,433 0,459 0,453
+160 0,445 0,425 0,424 0,450 0,436
+180 0,411 0,404 0,400 0,428 0,421
+200 0,387 0,394 0,387 0,414 0,409
Таблица 2
Аппроксимированные значения (см. выражение (3)) результатов измерений удельной теплоемкости ср образцов из МКМ на основе А!^С
Температура, °С -80 -60 -40 -20 0 +20 +40 +60
ср, кДж/(кг-К) 0,521 0,560 0,599 0,637 0,674 0,709 0,744 0,777
Температура, °С +80 +100 +120 +140 +160 +180 +200
ср, кДж/(кг-К) 0,809 0,841 0,871 0,900 0,928 0,955 0,980
Таблица 3
Теплопроводность образцов из МКМ на основе Л1—8Ю
Температура, °С Теплопроводность X, Вт/(м-К), МКМ
АК12 А99 А99+АК5 АК7 АК5
-80 161 145 154 164 155
-60 157 144 151 159 152
-40 152 142 147 153 149
-20 147 139 142 148 145
0 142 136 138 142 141
+20 138 133 133 137 137
+40 134 129 129 133 133
+60 131 126 125 129 129
+80 128 123 122 127 126
+100 126 120 119 124 124
+120 123 117 117 123 122
+140 121 115 115 122 120
+160 120 114 114 121 119
+180 116 113 113 120 118
+200 112 112 112 119 117
ратуры.
Температуропроводность определяли из выражения (1), полученного из решения нестационарного уравнения распределения температуры в термически изолированной твердой пластине равномерной толщины L [28]: т2
а=0,1388-
Т1/2 , (1)
где х1/2 - время достижения температуры Ттах на задней поверхности образца от половины своего максимального значения (0,5АТшах), с; L - толщина образца, м.
Температуропроводность образца может быть измерена в широком диапазоне температур при повторении измерений при любой заданной температуре.
Удельную теплоемкость определяют по измеренным величинам максимального увеличения температуры образца и энергии поглощенного теплового импульса, которую определяют с помощью предварительных сравнительных измерений стандартного образца из сапфира с известной теплоемкостью с использованием графитового покрытия, нанесенного на образцы для создания идентичных условий теплообмена [29].
Результаты измерений температуропроводности м2/с), теплоемкости при постоянном давлении (ср, Дж/(кгК)) и плотности (р, кг/м3) используют для определения теплопроводности (X, Вт/(м К)) из известного термодинамического соотношения:
1=асрр. (2)
При сопоставлении данных температуропроводности, полученных с применением термопары и оптического датчика, регистрирующих подъем температуры на задней поверхности образцов, установлено, что значения температуропроводности образца из МКМ состава А1-8Ю толщиной 2,345 мм описываются одной аппроксимирующей зависимостью с отклонением, не превышающим погрешности измерений 3% (рис. 3).
Аппроксимированные значения средних результатов измерения температуропроводности не менее трех образцов МКМ с матрицей из различных алюминиевых сплавов с одинаковым объемным содержанием и размером частиц 8Ю представлены в табл. 1 и на рис. 4.
Измерение теплоемкости методом лазерной вспышки основано на предположении о квазиадиабатическом нагреве образца импульсом лазерного излучения на достаточно малое увеличение температуры по отношению к температуре окружающей среды (несколько °С). Потери тепла за время подъема температуры учитываются при регистрации температуры на этапе охлаждения образца после воздействия лазерного импульса. Энергия лазерного импульса считается постоянной при всех измерениях при других температу-
рах и калибруется по стандартному образцу (например, из сапфира), теплоемкость которого хорошо известна. Энергия, поглощаемая образцом, будет зависеть только от степени черноты поверхности образца. При достаточно стабильной и большой величине степени черноты, погрешность измерения теплоемкости не превышает 5%. Обычно используют аэрозольное покрытие из диспергированного графита.
Далее представлены результаты измерений удельной теплоемкости образцов из МКМ (рис. 5, табл. 2).
Теплопроводность рассчитывали по выражению (2). В расчет принимали объемную плотность, равную 2,95 г/см3. Результаты определения теплопроводности представлены в табл. 3 и на рис. 6.
Измерения характеристик теплового расширения относительного удлинения и ТКЛР выполнены на относительном горизонтальном дилатометре DIL 402 C (фирма NETZSCH) с толкателем и опорой из кварцевого стекла с погрешностью не более 2,5%.
Из результатов измерения относительного удлинения при тепловом расширении образцов МКМ рассчитали средний температурный коэффициент линейного расширения а в диапазоне температур от 20 до Tt (рис. 7 и табл. 4).
Обсуждение и заключения
Проведены исследования влияния состава гетерогенных систем с высоким содержанием карбидной фазы на теплофизические свойства. Установлено, что температуропроводность и теплопроводность изученных материалов МКМ имеет близкие значения и уменьшается с ростом температуры от -80 до +20о°С, что характерно для температурной зависимости карбида кремния.
Теплоемкость исследованных материалов в общем случае подчиняется правилу аддитивности (правило Неймана и Коппа) и увеличивается с ростом температуры, что характерно для алюминиевых сплавов. Отклонение измеренных значений удельной теплоемкости, которое не превышает погрешности измерений 5%, т. е. практически не зависит от выбранного состава исследованных образцов из МКМ, от температуры представлено усредненной зависимостью:
ср=0,674+1,805-10"3-Т+1,360- 10"6-Т2, (3) где Т - температура, °С.
Характеристики теплового расширения изученных материалов близки по своим значениям к характеристикам теплового расширения изделий из горячепрессованного карбида кремния [30], что согласуется с теоретическим законом Грюнайзена о пропорциональности ТКЛР и теплоемкости, которая подчиняется закону аддитивности о взаимосвязи «состав-свойства».
Таблица 4
Средний температурный коэффициент линейного расширения а в диапазоне температур от 20°С до Т образцов из МКМ на основе Л1—8Ю
Температура Т, °С а106, К-1, МКМ
АК12 A99 А99+АК5 АК7 АК5
-60 5,54 4,78 5,42 5,09 5,75
-50 5,60 4,84 5,49 5,15 5,80
-40 5,66 4,89 5,55 5,21 5,85
-30 5,72 4,95 5,62 5,27 5,90
-20 5,79 5,00 5,68 5,33 5,97
-10 5,87 5,06 5,73 5,39 6,03
0 5,95 5,13 5,79 5,45 6,10
+10 6,03 5,20 5,85 5,52 6,18
+20 6,10 5,28 5,92 5,58 6,28
+30 6,17 5,36 6,02 5,64 6,38
+40 6,24 5,43 6,06 5,70 6,49
+50 6,31 5,49 6,18 5,75 6,61
+60 6,37 5,54 6,23 5,80 6,71
+70 6,45 5,61 6,33 5,86 6,80
+80 6,51 5,66 6,39 5,91 6,87
+90 6,58 5,74 6,46 5,96 6,93
+100 6,66 5,80 6,52 6,01 7,01
+110 6,73 5,86 6,60 6,09 7,09
+120 6,82 5,93 6,68 6,17 7,16
+130 6,90 5,98 6,75 6,24 7,24
+140 6,97 6,03 6,83 6,30 7,31
+150 7,06 6,10 6,90 6,37 7,40
+160 7,15 6,18 6,99 6,44 7,48
+170 7,23 6,24 7,06 6,53 7,58
+180 7,34 6,30 7,18 6,62 7,67
+190 7,38 6,39 7,23 6,69 7,75
+200 7,47 6,43 7,33 6,81 7,82
Таким образом, на основе проведенных исследований можно подобрать МКМ, обладающий необходимым комплексом теплофизических свойств в зависимости от требований к конкретным изделиям, эксплуатируемым в определенном диапазоне температур.
Работа выполнена при поддержке Российского фонда фундаментальных исследований -Проект НК13-08-12126.
ЛИТЕРАТУРА
1. Singh Sarabjot, Junior B. Tech, Ryssel Heiner. Lifetime
of power modules /In: 7 Indo-German winter academy. Proceedings. Germany. 2008.
2. Gilleo K. MEMS/MOEMS Packaging Concepts, Designs, Materials, and Processes /In: Nanoscience and Technology Series. USA. NY-Chicago: McGraw-Hill. 2005. 239 p.
3. Каблов Е.Н. Стратегические направления развития
материалов и технологий их переработки на период до 2030 года //Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 7-17.
4. Каблов Е.Н. Современные материалы - основа инно-
вационной модернизации России //Металлы Евразии. 2012. №3. С. 10-15.
5. Тарасов Ю.М., Антипов В.В. Новые материалы ВИАМ - для перспективной авиационной техники производства ОАО «ОАК» //Авиационные материа-
лы и технологии. 2012. №2. С. 5-6.
6. Каблов Е.Н. Химия в авиационном материаловеде-
нии //Российский химический журнал. 2010. Т. LIV. №1. С. 3-4.
7. Манохин А.И., Ениколопов Н.С., Фридляндер И.Н. и
др. Композиционные материалы. М.: Наука. 1981. C. 92-98.
8. Occhionero M.A., Adams R.W., Saums D. AlSiC for Optoelectronic Thermal Management and Packaging Designs. 2001. http://www.alsic.com.
9. Occhionero M.A., Fennessy K.P., Sundberg G.J. AlSiC
Baseplates for Power IGBT Modules: Design, Performance and Reliability, Ceramics Process Systems. 2003. http://www.alsic.com.
10. Аксенов А. А. Металлические композиционные материалы, получаемые жидкофазными методами
//Известия вузов. Цветная металлургия. 1996. №2. C. 34-46.
11. Ллюминиевые сплавы /В кн. История авиационного материаловедения. ВИЛМ - 80 лет: годы и люди; Под общ. ред. E.H. Каблова. М.: ВИЛМ. 2012. С. 143-156.
12. Каблов E.H., Щетанов Б.В., Гращенков Д.В., Шавнев Л.Л., Шфкин Л.К Металломатричные композиционные материалы на основе Al-SiC //Лвиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 373-380.
13. Каблов E.H., Гращенков Д.В., Щетанов Б.В., Шавнев Л.Л., Шфкин Л.К, Вдовин С.М., Ш-щев KH., Чибиркин В.В., Eлисеев В.В., Эмих Л.Л. Металлические композиционные материалы на основе Al-SiC для силовой электроники //Механика композиционных материалов и конструкций. 2012. Т. 2. №3. С. 359-368.
14. Каблов E.H., Чибиркин В.В., Вдовин С.М. Изготовление, свойства и применение теплоотводящих оснований из ММК Al-SiC в силовой электронике и преобразовательной технике //Лвиационные материалы и технологии. 2012. №2. С. 20-22.
15. Eрaсов В.С., Гриневич Л.В., Сеник В.Я., Коновалов В.В., Трунин Ю.П., ^стережо Г.И. Расчетные значения характеристик прочности авиационных материалов //Лвиационные материалы и технологии. 2012. №2. С. 14-16.
16. Гриневич Л.В., Луценко Л.К, Каримова С.Л. Расчетные характеристики металлических материалов с учетом влажности //Труды ВИЛМ. 2014. №7. От. 10 (viam-works.ru).
17. Гончаренко E.Q, Трапезников Л.В., Огородов Д.В. Литейные алюминиевые сплавы (к 100-летию со дня рождения М.Б. Лльтмана) //Труды ВИЛМ. 2014. №4. От. 02 (viam-works.ru).
18. Kumai S., King J.E., Knott J.F. Fatigue in SiC-parti-culate-reinforced aluminum alloy composites //Mater. Sci. and Eng. A. 1991. V. 146. P. 317-326.
19. McGeary R.K. Mechanical packing of spherical particles //J. Amer. Ceram. Soc. 1961. V. 44. №10. P. 513-522.
20. Дыбань Ю.П., Сичкарь З.В., Шипилова Л.А. Влияние фракционного состава формовочных смесей на свойства самосвязанного карбида кремния //Порошковая металлургия. 1982. №6. С. 16-23.
21. Дыбань Ю.П. Структурно-технологические аспекты прочности самосвязанного карбида кремния (СКК) /Препр. НАН Украины. 98-1. К.: ИПМ им. И.Н. Францевича НАН Украины. 1998. 64 с.
22. Ха Shijie Liu, Zhanyao Ha. Prediction of random packing limit for multimodal particle mixture //Powder Technology. 2002. №126. P. 283-296.
23. Takashi I., Yoshimoto W., Hiroshi S. Relation between Packing Density and Particle Size Distribution in Random Packing Models of Powders //J. of the Institute of Metals. 1986. V. 50. №8. P. 740-746.
24. Kansal A.R., Torquato S., Stillinger F.H. Computer generation of dense polydisperse sphеre packings //J. Chemical Physics. 2002. V. 117. №18. P. 8212-8218.
25. Hari Babu N., Zhongyun Fan, Eskin D.G. Application of external fields to technology of metalmatrixcompo-site materials //TMS-2013 Annual Meeting Supplemental Proceedings. 2013. P. 1037-1044.
26. Милейко С.Т. Композиты и наноструктуры //Композиты и наноструктуры. 2009. №1. С. 6-37.
27. Kablov E.N., Grashchenkov D.V., Isaeva N.V., Solnt-sev S.St. Perspective high-temperature ceramic composite materials //Russian Journal of General Chemistry. 2011. Т. 81. №5. P. 986-991.
28. Saini V.K., Khan Z.A., Siddiquee A.N. Advancements in non-conventional machining of aluminum metal matrix composite materials //International Journal of Engineering Research & Technology. 2012. V. 1. №3. P. 2-13.
29. ASTM E 1461-01. Standard Test Method for Thermal Diffusivity by the Flash Method. 2001. P. 1-13.
30. Гаршин А.П., Гропянов В.М., Зайцев Г.П., Семенов С.С. Керамика для машиностроения. М.: Научтехлитиздат. 2003. С. 8-34.
