高导热金属基复合材料的制备与研究进展

陈贞睿 ，刘 超 ，谢炎崇 ，潘志忠 ，任淑彬 ✉，曲选辉

1) 北京科技大学新材料技术研究院，北京 100083 2) 厦门钨业股份有限公司，厦门 361000 3) 洛阳金鹭硬质合金工具有限公司，洛阳 471000

随着微电子和半导体技术的不断发展，电子器件中芯片的功率和集成度越来越高，对热管理材料的要求也不断提高。如表1所示，传统的应用于电子封装领域的导热材料主要包括Al2O3、W/Cu、Mo/Cu、Invar合金、Kovar合金和AlN等，这些材料由于热导率低或热膨胀系数高等原因已不能满足应用要求。选择具有较高热导率的金属基体和低热膨胀系数的增强相，通过合理的成分设计和制备手段，可以合成具有高热物理性能的金属基复合材料，其不仅具有高热导率（thermal conductivity，TC），可高效传导热量，帮助零件散热，且热膨胀系数（coefficient of thermal expansion，CTE）可调，能够显著提高电子器件的可靠性和寿命[1−3]，是理想的散热材料。

表1 常用电子封装材料的热物理性能[4−5]Table 1 Thermophysical properties of the common electronic packaging materials[4−5]

纵观近年来高导热金属基复合材料的发展，铝和铜由于具有较高的热导率，常用作复合材料的基体，常用的增强相主要包括Sip、SiCp、碳纳米管、金刚石、石墨等。本文重点综述了国内外在高导热铜基和铝基复合材料性能研究和制备方法的相关进展，并对未来的发展进行了展望。

1 高导热金属基复合材料的性能

1.1 铝基复合材料

铝基复合材料的研究开始于20世纪50年代，近年来无论从理论上还是技术上都取得了较大进步。各国在研发上都投入了大量的人力物力，是目前金属基复合材料中被研究最多和最成熟的复合材料。目前开发的铝基复合材料主要有硅/铝复合材料（Sip/Al）、碳化硅/铝复合材料（SiCp/Al）、金刚石/铝复合材料（Diamond/Al）等，几种常用高导热铝基复合材料性能如表2所示。硅/铝复合材料和碳化硅/铝复合材料也被称为第二代热管理材料。

表2 几种常用高导热铝基复合材料性能Table 2 Properties of the common high thermal conductivityaluminum matrix composites

导热用铝基复合材料的性能特点有：（1）具有较高的热导率，如SiCp/Al复合材料的热导率为150～200 W·m−1·K−1，金刚石/铝复合材料热导率可达 400 W·m−1·K−1；（2）具有较低的热膨胀系数，如金刚石/铝复合材料热膨胀系数为 6×10−6～8×10−6K−1；（3）具有较小的密度；（4）具有较高的比刚度、减震性能等。由此，高导热铝基复合材料在航空航天、汽车、电子封装等领域受到越来越多的关注[10]。

1.1.1 Sip/Al复合材料

Sip/Al复合材料以硅颗粒为陶瓷增强相，金属铝为基体。硅具有较低的热膨胀系数（4.1×10−6K−1）[4]，可以显著降低复合材料的热膨胀系数；金属铝具有良好的热导率，约为 238 W·m−1·K−1。通过铝硅复合可以制备出密度低、热膨胀系数可调和热导率高的复合材料。

英国的Osprey Metal公司和GEC-Marconi公司首先开展了关于Sip/Al复合材料的研究，采用喷射沉积的方法制备出高硅铝基电子封装材料，被称为线膨胀系数可控（controlled expansion，CE）合金。CE合金系列材料的成分范围为12%Si/Al～70%Si/Al（原子数分数），一方面，60%Si/Al和70%Si/Al两种复合材料与GaAs材料的热膨胀系数匹配度较高，在使用中不会由于应力失配导致材料出现断裂，影响材料寿命；另一方面，Si/Al复合材料还易于电镀金属化，适合熔焊，被应用于微波电路封装和航空航天飞行器电子系统中[11]。日本住友电工公司首次采用粉末冶金技术生产Si质量分数为40%的Si/Al复合材料，以满足基板和器件封装的要求，其产品被命名为CMSHA-40。与喷射沉积法制备的Si/Al复合材料相比，粉末冶金法制备的铝基复合材料可以通过调节粉末参数控制粉末致密和固结过程，在组织和性能上是可控的，因此粉末冶金法制备的Si/Al复合材料具有更好的热力学性能[12]。

近年来，国内对Si/Al复合材料也展开了大量的研究，主要集中在中南大学、北京有色金属研究总院、哈尔滨工业大学、合肥工业大学等科研院所，已取得了一定的成果。合肥工业大学的Liu和Zhou[6]采用真空热压烧结的方法制备了Si质量分数为50%～70%的Si/Al基复合材料，制备的50%Si/Al、60%Si/Al和70%Si/Al热导率分别达到140、136 和 120 W·m−1·K−1，表明实验制备的 Si/Al复合材料具有良好的导热性能。图1所示为Si/Al复合材料的热膨胀系数。由图可知，复合材料热膨胀系数随着Si质量分数的增加而降低；Si质量分数不变时，热膨胀系数随温度的升高而增大，在达到最高点后逐渐降低，原因可能是在最高点以外的温度，颗粒表面的Si固溶体进入Al基体。张志麒[13]采用常压烧结法制备Si质量分数为30%和50%的Si/Al复合材料，研究了制备工艺对于材料热力学性能的影响。研究发现，30%Si/Al复合材料的烧结相对密度可达98.2%，热导率为139.9 W·m−1·K−1，热膨胀系数为 15.1×10−6K−1，抗弯强度为244.6 MPa；50%Si/A1复合材料的烧结相对密度可达 97.3%，热导率为 130.4 W·m−1·K−1，热膨胀系数为 10.4×10−6K−1，抗弯强度为 214.9 MPa。

图1 Si/Al复合材料热膨胀系数变化[6]Fig.1 Thermal expansion coefficient of the Si/Al composites[6]

1.1.2 SiCp/Al复合材料

SiCp/Al复合材料由于具有高耐磨性、高耐腐蚀性、高比刚度、高热导率和低热膨胀系数等优异性能，已经成为研究较多、应用极广的铝基复合材料，被应用于飞机发动机风扇出口导叶、卫星结构材料（航空航天领域）[14]、汽车制动盘（汽车领域，具有质量更轻且摩擦散热快的优势）、电子器材衬装材料及散热片（电子封装领域）等领域。

SiCp/Al复合材料主要为体积分数30%～70%的SiC颗粒增强铝合金，热导率约为 150～200 W·m−1·K−1，平均热膨胀系数可被控制在 7×10−6K−1～12×10−6K−1之间[15−16]。所采用的制备方法有粉末冶金法、熔渗法、喷射沉积等[17]。复合材料的热力学性能可以通过改变增强相的体积分数和制备方法来进行调节，对于不同用途的复合材料，SiC的体积分数有所不同，制备方法也不同。一般来说，要满足电子封装领域对复合材料热导率和热膨胀系数性能的需求，通常SiC的体积分数要高于55%。熔渗法多用于制造高体积分数的SiCp/Al复合材料，能有效降低复合材料热膨胀系数。

20世纪80年代以来，先后有美国Alcoa、美国DWA Aluminum、美国Thermal Transfer Composites（TTC）、英国Aerospace Metal Composites、日本DENKA电化株氏会社等国外机构专注于高导热铝基复合材料的研究和发展，并投入应用。TTC公司基于无压浸渗技术开发了Primecool、Primeflo系列产品，已被应用于多个关键系统之中，如发电单元、平视显示器、电子对抗阵列等，日本新干线和摩托罗拉的铱星系统也采用了TTC公司的产品[18]。

90年代以来国内开始进行SiCp/Al复合材料的研究，北京有色金属研究总院、中科院金属研究所、哈尔滨工业大学、国防科技大学等国家重点科研单位对SiCp/Al复合材料制备工艺及相关理论进行了研究[19]。SiCp/Al复合材料的产业化也迅速发展起来，在北京、陕西、湖南出现了一批专业化的公司，如北京宝航新材料有限公司、西安明科微电子材料有限公司、湖南航天诚远精密机械有限公司等，产品主要用于航天装备、交通运输、新能源、通信系统及国防装备等领域[17]。

研究人员也在探究提高SiCp/Al复合材料热导率的新方法和新工艺，北京航空材料研究所的Cui等[7]采用无压浸渗工艺制备了高体积分数（55%～57%）SiC/Al复合材料，该复合材料不仅具有 235 W·m−1·K−1的高导热系数，使其热管理更加均匀，提高了光电元器件的工作稳定性，而且具有较低的热膨胀系数（8×10−6K−1），可将它应用于空间光电检测系统的结构中，在环境温度变化下具有尺寸稳定的优点。Chen等[20]采用真空热压工艺制备了SiC/Al复合材料，研究了界面演化对整体导热系数的影响。通过优化烧结温度和时间参数，形成了无粘结、扩散粘结和反应粘结三种不同的SiC/Al界面结构，如图2所示。研究发现，在655 ℃下烧结60 min得到的复合材料完全致密，SiC/Al界面在纳米尺度上仍紧密结合，是较为理想的扩散连接界面，有利于减小界面热阻，获得较高的热导率，热导率最高约为 270 W·m−1·K−1。

图2 SiCp/Al复合材料界面演化不同阶段及相应工艺参数[20]Fig.2 Different stages of the interface evolution in the SiCp/Al composites and the corresponding technical parameters[20]

1.1.3 金刚石/铝复合材料

近年来，金刚石颗粒增强金属基复合材料已成为新一代高性能导热复合材料研究的热点，金刚石具有极其优异的导热性能，热导率可达2000 W·m−1·K−1，线热膨胀系数可低至1.2×10−6K−1，密度为3.52 g·cm−3，且不存在各向异性[21]。随着人工合成金刚石技术的不断成熟，金刚石颗粒的成本大幅下降，金刚石/铝复合材料在电子封装等领域具有十分广阔的应用前景。国外金刚石/铝复合材料热管理产品生产企业主要集中在奥地利、美国和日本，即奥地利的RHP Technology、PLANSEE，美国 NMIC、ADS，以及日本DENKA电化株氏会社等[17]。

早期研究人员对于金刚石/铝复合材料的制备工艺仅限于传统方法，如无压溶渗法、粉末冶金法，由于无法实现对两相界面的有效控制和优化，传统制备条件下获得的热导率结果远低于理论预期值[21−23]。Ruch等[24]等采用气体压力熔渗法制备了金刚石/铝复合材料，所得复合材料的热导率可达670 W·m−1·K−1，也可低至 130 W·m−1·K−1，热导率变化较大可能与金刚石与金属基体界面的显微结构特征有关。研究人员尝试通过金刚石表面金属化来优化界面结合。冯号等[25]在金刚石颗粒上镀覆Ti层，采用气压浸渗法制备了的改性金刚石/铝复合材料，发现沉积的Ti镀层首先会与金刚石发生反应生成TiC，随后TiC会与Al基体发生扩散反应，使Ti元素渗入Al基体中，从而起到增强复合材料界面结合的作用，复合材料的热导率达到365 W·m−1·K−1。郭开金[8]通过磁控溅射在金刚石表面分别沉积Mo层和W层，得到的镀Mo和镀W金刚石/铝复合材料热导率分别为 322.24 W·m−1·K−1和 338.64 W·m−1·K−1，并通过 DEM 模型预测不同镀层厚度复合材料的热导率，结果如图3所示，当镀层厚度超过1 μm，W为最佳镀层，依次为W、Mo、Cu、Cr、Ti。

图3 DEM预测不同镀层厚度复合材料的热导率[8]Fig.3 Thermal conductivity of the composites with the different coating thicknesses predicted by DEM[8]

1.2 铜基复合材料

纯铜的热导率高，约为 397 W·m−1·K−1，为 Al的1.7倍，同时热膨胀系数比Al低，还具有良好的耐热、耐蚀与化学稳定性，将铜作为基体金属来制备金属基复合材料，可实现复合材料热物理性能的进一步提升，还可在更大程度上满足高温、腐蚀环境等极端服役条件的要求[26]。

1.2.1 金刚石/铜复合材料

近年来金刚石/铜（Diamond/Cu）复合材料已发展成为金属基复合材料的研究热点之一，1995年美国Lawrence Livermore国家实验室与Microsystems公司合作开发了金刚石/铜复合材料，该复合材料热物理性能优异，热导率达 420 W·m−1·K−1[26]。目前影响金刚石/铜复合材料热导率的因素主要是金刚石与Cu的润湿性，在1400 ℃时二者的接触角为128°[27]，严重阻碍了铜基复合材料导热性能的提升与热管理应用，目前研究者主要针对二者界面结合问题展开研究。

改善金刚石与铜的界面润湿性的方法主要有两种，一种为金刚石表面合金化，另一种为基体合金化。目前，金刚石表面金属化主要是在金刚石表面包覆Mo，W、Ti、Cr、Zr、Cu等金属元素，具体有磁控溅射法、盐浴镀、化学镀等方法。考虑到碳化物的导热性有限，包覆的金属层厚度一般最高为 35 μm[28]。Abyzov 等[29]在 400 μm 的金刚石表面包覆钨层，发现钨层厚度从110 nm增加到470 nm时，复合材料的热导率从 910 W·m−1·K−1下降到470 W·m−1·K−1，镀层结构为 WC、WC2、Ma 等[30]采用盐浴镀的方法制备了包覆Mo2C的金刚石颗粒（Mo2C@金刚石），并将其制成Mo2C@金刚石/铜复合材料，该复合材料热导率的测试结果如图4所示。研究表明，通过镀覆Mo2C，能够提高金刚石/铜复合材料的热导率，当引入500 nm厚的Mo2C层（样品2）时，金刚石/铜复合材料获得了较高的热导率（657 W·m−1·K−1），热导率提升了约 4 倍；当镀层厚度超过临界值（在本实验中为500 nm），材料热导率下降。

图4 Mo2C@金刚石/铜复合材料热导率[30]Fig.4 Thermal conductivity of the Mo2C@Diamond/Cu composites[30]

金刚石/铜复合材料的基体合金化是指在铜基体中添加适量的Cr、Zr、B、Ti、Si合金元素，这些元素在高温下与微量的金刚石反应形成碳化物，碳化物层和金属铜的润湿性发生改变，从而改变复合材料的界面结构，进而显著改变金刚石/铜复合材料的性能。Weber和Tavangar[31]选用200 μm的金刚石颗粒研究了在基体中添加Cr和B元素对金刚石/铜复合材料热导率的影响，结果如图5所示。研究表明，在基体中加入Cr和B后，材料的热导率有所上升，热膨胀系数则下降。当Cr原子数分数较高时，热导率达到 600 W·m−1·K−1，随后有轻微下降的趋势。铜中添加B也可以观察到类似的效果，当B原子数分数较高时，热导率上升和热膨胀系数下降。当基体中B原子数分数为2.5%时，复合材料的热导率最大（＞700 W·m−1·K−1），随后 B 原子数分数越高，复合材料的热导率越低。Fan等[32]通过添加少量B（0.1%、0.3%、0.5%，质量分数）对铜基体进行改性，采用压力浸渗法制备了热导率为 711 W·m−1·K−1、热膨胀系数约为 7.24×10−6K−1的金刚石/铜复合材料，如图6所示。研究认为，在金刚石−铜界面形成的B13C2层有利于增强界面结合和界面热传导，在其他文献[33]中也有相似结论。

图5 在基体添加合金元素的金刚石/铜复合材料热导率和热膨胀系数：（a）Cr；（b）B[31]Fig.5 Thermal conductivity and thermal expansion coefficient of the Diamond/Cu composites add by the different alloy elements in the matrix: (a) Cr; (b) B[31]

图6 在基体中添加B元素的金刚石/铜复合材料的导热系数[32]Fig.6 Thermal conductivity of the Diamond/Cu composites add by B element in the matrix[32]

研究人员也在探索来制备金刚石/铜复合材料的新方法，Jia等[34]用热轧法制备了金刚石体积分数为55%、Cr质量分数为1%～3%的Cu−Cr/金刚石复合材料（Cu−1Cr/55Dia、Cu−2Cr/55Dia、Cu−3Cr/55Dia)。如图7（a）所示，热锻后金刚石颗粒（黑色相）在铜基体中弥散均匀，随后在X射线衍射图谱中发现了铜、金刚石和Cr3C2的峰，这表明在热轧过程中材料中形成了Cr3C2相（图7（b））。通过高分辨透射电镜观察，认为在Cu−3Cr/55Dia复合材料中铜基体与金刚石颗粒之间形成了双层界面结构，该界面由160 nm厚的Cr3C2和2 nm厚的Cr23C6组成。这种界面结构的设计改善了金刚石与铜润湿性差的问题，因而获得了较高热导率，最高为 433 W·m−1·K−1。类似的，Lei等[35]分别在 800 ℃和1050 ℃下用热轧法制备了Cu−Ti/55Dia（800−Cu/55Dia 和1050−Cu/55Dia）。研究表明，在800−Cu/55Dia中，由于镀钛层的存在使金刚石与铜界面处形成了牢固结合（图8（a）），因此材料抗弯强度和热导率都有了大幅提升，分别达到418 MPa和550 W·m−1·K−1；1050−Cu/Dia 由于界面处结合较差，材料热导率反而低于纯铜（图8（b）和图8（c））。文献[34]和文献[35]中的复合材料的热性能优于已报道的大多数铜/金刚石复合材料（金刚石粒度相同的情况下），表明热轧技术是一种经济有效的工艺，可以生产出具有高力学和热物理性能的铜/金刚石复合材料，用于大功率热管理应用是可行的。

1.2.2 鳞片石墨/铜复合材料

天然鳞片石墨非常柔软，且具有良好的导电和导热性能，其自身具有的层状结构导致其具有明显的各向异性，包括热导率和热膨胀系数。鳞片石墨是由薄层碳原子通过范德华力构成的多层石墨结构，结构的各向异性导致了鳞片石墨性能的各向异性，即沿石墨层面具有较高的热导率，可将其作为散热器，而垂直层面则具有极低的导热性能。由于各向异性，需保持鳞片石墨在基体中有平行的取向，这也是目前研究的热点之一。Hutsch等[36]采用直径约100 μm、厚度约10 μm天然鳞片石墨，通过放电等离子烧结法制备了鳞片石墨/铜复合材料，分别测试了平行于压制方向和垂直于压制方向的热导率，结果如图9所示。研究表明，在与压制方向垂直的方向上，鳞片石墨/铜复合材料热导率随石墨含量的增加、取向一致程度的增大而增大。Yang等[37]等通过放电等离子烧结法制备鳞片石墨/铜复合材料，研究了石墨夹角对材料导热系数和热膨胀性能的影响，结果如图10所示。研究表明，鳞片石墨夹角越大，材料的热导率越低，且复合材料的热膨胀系数可通过调整石墨含量来控制。Chen等[38]采用化学镀镍的方法在鳞片石墨表面镀镍，通过放电等离子烧结法制备了鳞片石墨/铜复合材料。研究表明，当鳞片石墨体积分数在20%～60%之间时，复合材料的基面方向热导率在较窄的范围内变化（466 W·m−1·K−1～532 W·m−1·K−1）。镀镍鳞片石墨/铜复合材料具有在基面方向较高的热导率和垂直于基面方向的超低热膨胀系数，这两个优异性能分布在两个相互垂直的方向，使它成为了一种优异的二维散热电子封装材料。

图9 鳞片石墨/铜复合材料热导率[36]Fig.9 Thermal conductivity of the flake graphite/copper composites[36]

图10 鳞片石墨角度对铜复合材料热导率的影响（a）和鳞片石墨体积分数对铜复合材料热膨胀系数的影响（b）[37]Fig.10 Influence of the flake graphite angle on the thermal conductivity of the copper composites (a) and the effect of the flake graphite volume fraction on the thermal expansion coefficient of the copper composites (b)[37]

2 高导热金属基复合材料的制备

如前所述，增强相和基体材料的润湿性对于复合材料的热物性能有很大的影响。除此以外，增强相在基体中的取向及分布、复合材料相组成及显微组织等因素也会对材料的热导率有影响。为避免增强相分布不均匀、取向不一致和复合材料中出现不良相等问题所导致的材料热导率降低，在选择复合材料的制备方法时，要综合考虑各种方法的优缺点，并通过调整相关工艺参数，得到具有最佳性能的高导热金属基复合材料。

目前，铜基和铝基复合材料的制备工艺大致可分为两类：固相法与液相法。固相法包括热压烧结法、高温高压烧结法和等离子放电烧结法等，液相法有搅拌铸造法和熔渗法等。

2.1 热压烧结法

热压烧结法是较传统的复合材料制备方法，主要工艺是将基体与增强相粉末混合均匀后放入模具中冷压，除气后加热至固相线温度以下或固液两相区，在大气、真空或保护气氛中进行加压致密化，形成复合材料，工艺流程如图11所示，是金属基复合材料的主要制备方法。该方法的优点是工艺技术较为成熟，其中增强相与金属粉的比例可以调节；但缺点也很明显，烧结过程中需要模具，所以难以制备外形复杂、尺寸大的金属基复合材料，工艺成本较高。

图11 热压法工艺流程示意图[39]Fig.11 Schematic diagram of the hot pressing method[39]

Gorbatyuk[40]开发了一种用于电子组件基板制造的SiC/Al复合材料热压工艺，研究了保温时间和压制压力对SiC/Al复合材料的密度及热导率的影响，得到的最佳工艺参数为烧结温度700 ℃，烧结压力20 MPa，保温1 h，氮气气氛，在此工艺下得到的复合材料热导率为 240 W·m−1·K−1。Ren[41]通过热压法制备了片状石墨增强铜基复合材料（GFs/Cu），并通过在铜基体中添加铬（Cr）元素增强GFS/Cu基体之间的界面结合。研究发现，在向基体中添加质量分数2.0%Cr后，50%GFs/Cu复合材料（体积分数）的基面方向热导率由 560 W·m−1·K−1提高到628 W·m−1·K−1，弯曲强度从53.8 MPa 提高到93 MPa，垂直于基面方向的热膨胀系数降低（150 ℃时，约为 5×10−6K−1），为提高 GF/Cu 复合材料的性能提供了一种简单的方法。Zhang[9]首先将金刚石与钨粉在900 ℃下退火制得内钨涂层，再通过化学镀的方法沉积外铜层，最后在900 ℃、80 MPa、真空（1.0×10−3Pa）下热压烧结 30 min 制得金刚石/铜复合材料，结果表明金刚石体积分数为55%的复合材料的导热系数达到 721 W·m−1·K−1，接近理论值。薛晨[42]为抑制金刚石与铝之间界面反应，采用高温盐浴镀覆法在金刚石表面镀覆钛层，并利用高温热压烧结法制备了金刚石/铝复合材料，镀层增加了金刚石与铝基体之间的界面结合，并有效的降低了复合材料的热膨胀系数（图12（a）），增加了相对密度，提高了复合材料的热导率（图12（b））。

图12 镀钛对复合材料热膨胀系数（a）和热导率（b）的影响[42]Fig.12 Effect of titanium coating on thermal expansion coefficient (a) and thermal conductivity (b) of the composites[42]

2.2 高温高压法

在金属基复合材料的制备中，提高材料的相对密度和改善基体与增强体界面相的性能是提升综合性能的关键因素。研究表明，压力效应可以有效的提高材料相对密度以及改善材料的综合性能，高压条件下有可能制备出常压下难以制备的新材料。目前关于高温高压制备金刚石增强金属基复合材料的文献大部分是以铜基体为主[6,41−42]，该方法制备铜基复合材料具有相对密度高、时间短、效率高等优点，缺点是这种方法需要特殊的六面顶压机，成本较高，不利于大规模生产，且不能制备形状复杂的零件。

Ekimov等[43]采用高温高压烧结法制备的金刚石/铜复合材料的热导率在烧结温度2100 K、烧结压力8 GPa、金刚石粒径接近200 μm时达到最大值，为 900 W·m−1·K−1。但 8 GPa的超高制备压力目前无法实现工业化生产，国内六面顶压机能够达到的制备压力一般在5～6 GPa[44]。Yoshida和Morigami[45]将不同粒径的金刚石粉末与铜粉混合，采用高温高压制备出金刚石/铜复合材料，热导率最高达到 742 W·m−1·K−1，此时选用的热压工艺为 1150～1200 ℃，4.5 GPa，金刚石粒径为 90～110 μm、体积分数为70%。另外，研究发现在金刚石体积分数较大时，金刚石在高温高压过程中可能由于颗粒团聚，金刚石间直接成键，使得材料热导率进一步升高。胡美华等[46]以不同粒度的金刚石颗粒和铜粉为原料，利用高温高压烧结法制备了金刚石/铜复合材料，材料的相对密度得到了显著提高，最高达到了99.85%，但复合材料的热导率仅在 310～320 W·m−1·K−1，出现这种状况是由于金刚石与铜的相容性差，增加了界面热阻，导致复合材料的热导率低于纯铜热导率。在文献[47]中也有类似结论，在1200 ℃、2 GPa的烧结条件下，高温高压法制备的金刚石/铜复合材料致密性较好，但热导率低于预期值，为 426 W·m−1·K−1。

综上所述，采用高温高压条件制备的金刚石/铜复合材料热导率的差距很大，出现上述情况是因为高温高压的制备条件虽然能够在一定程度上提高材料的相对密度，但是并不能解决金刚石与铜结合困难的问题，界面间由于润湿性差而存在的孔隙会大大损害导热性能。未来，将金刚石/铜复合材料的界面改性方法与高温高压烧结技术相结合，有可能获得具有较高导热系数的金刚石/铜复合材料。

2.3 放电等离子烧结法

放电等离子烧结（spark plasma sintering，SPS）是新一代的烧结方法，结合了活化烧结和热压烧结的优点，该技术通过粉末之间放电产生的高温等离子体实现较低温度下的快速致密化[48]，该工艺如图13所示。放电等离子烧结工艺优势是加热均匀，升温速度快，烧结温度低，时间短，生产效率高，且由于烧结时具有较低的烧结温度和较快的升温速率，有利于抑制界面反应[37,49]，产品组织细小均匀，能保持原材料的自然状态，可以得到高相对密度的材料、烧结梯度材料以及大型工件等复杂材料。

图13 放电等离子烧结工艺流程示意图[50]Fig.13 Schematic diagram of the spark plasma sintering method[50]

Yang[37]等采用放电等离子烧结法制备了不同体积分数的石墨增强铜基复合材料并采用有限体积法从微观结构图像模拟复合材料的导热系数，通过观察微观结构发现石墨在基体中倾向于平行分布，如图14所示，与文献[51]中结论一致。利用有限体积法可由显微组织模拟复合材料的相变行为，虽然石墨具有不规则取向，但模拟结果与实测结果吻合较好。因此，该模拟方法可以用来计算二维各向异性材料增强复合材料的热转变温度，这对预测复合材料的热转变温度具有重要意义。

Mizuuchi等[52]采用放电等离子烧结法制备了金刚石颗粒弥散增强铝基复合材料，在金刚石体积分数为25.5%～45.5%的范围内，制备的金刚石/Al复合材料相对密度可达到97%以上；当金刚石体积分数为45.5%时，金刚石颗粒分散铝基复合材料的热导率达到 403 W·m−1·K−1。张昂昂[53]首先在碳纳米管（carbon nanotubes，CNTs）表面包覆SiC得到纳米CNTs-SiC颗粒，再通过放电等离子烧结的方法制备CNTs-SiC/Al复合材料，SiC层有效抑制了界面层Al4C3相的生成。在添加了较高体积分数（5%～15%）纳米增强相后，CNTs-SiC/Al复合材料仍具有较高的相对密度和导热导电性，且复合材料的热膨胀系数随增强相体积分数的增加逐渐降低。

2.4 铸造法

搅拌铸造法制备金属基复合材料是将预处理的增强相颗粒经送粉装置送入金属熔体，在保护气体氛围下，通过施加压力或搅拌的方法将增强相颗粒与熔体混合，最后冷却凝固得到铸造复合材料[54]，由铸造方式的不同又分为挤压铸造法、搅拌铸造法等。铸造法的优点是成本低、设备简单、工艺流程短，易于实现批量生产和可一次性铸造成形[55−56]，缺点是易产生气孔和夹杂，润湿性差[57−58]，不能制备增强相含量过高的金属基复合材料。以SiC/Al复合材料为例，一般使用铸造法制备含质量分数10%～40%SiC的铝基复合材料，若基体中加入的SiC颗粒较多，会导致固液混合体黏度增大，难以分散和混合均匀，不易成形。若无惰性气体保护或不在真空条件下制备，易混入气体和其他杂质，也会形成偏析和团聚现象，从而影响成形件的性能。

2.5 熔渗法

熔渗法是液相法制备金属基复合材料的典型代表，分为预制件的制备和金属基体的浸渗两部分。首先，将粉末或颗粒形态的增强相通过干压、烧结等成形方法制得一定形状的块体预制件；随后，将预制件放入模具中并加热至一定温度，将熔化的金属注入模具中，目的是使熔融态金属基体填充到增强体之间的空隙中，被称为金属基体的浸渗[59]。

Monje等[60]采用气压熔渗法制备金刚石/铝复合材料，通过精确控制浸渗温度和浸渗时间，制备的复合材料热导率达到了 670 W·m−1·K−1，但过程中会有Al4C3相的生成，Al4C3的存在会导致材料的导热性能和力学性能降低，且易潮解生成Al(OH)3和CH4，引起体积膨胀，导致材料失效[61]。洪庆楠等[62]采用熔渗法制备了金刚石/铜复合材料，通过在金刚石表面镀Co以改善界面结构，当Co质量分数为2%时，制备的复合材料热导率提高了57%，为 347 W·m−1·K−1。张永杰等[63]利用无压溶渗法制备了金刚石-Cr/铜复合材料，并利用有限元方法对金刚石/铜复合材料导热性能进行数值模拟。结果表明，复合材料热导率随金刚石颗粒体积分数及粒径的增加而增加，在金刚石体积分数为50%时，材料热导率达到最大值，约为 625 W·m−1·K−1。几种金属基复合材料的制备方法、热导率及热膨胀系数如表3所示。

表3 高导热用金属基复合材料制备方法及性能Table 3 Preparation methods and properties of the metal matrix composites for the high thermal conductivity

3 结语与展望

高导热用金属基复合材料具有热导率高、热膨胀系数可调的优点，在航空航天、汽车和电子封装等领域具有广阔的发展前景。目前，已经投入大规模使用的热管理材料的热导率仅为 200 W·m−1·K−1左右，以金刚石、鳞片石墨等为增强相的铜基或铝基复合材料的热导率可达到 600 W·m−1·K−1以上。这些热管理材料由于成本较高等原因尚未规模化生产，若能进行大规模生产，投入实际应用，将推动更大功率、更强性能的电子器件发展，在功率条件不变的情况下，大大提高设备的使用寿命。根据高导热金属基复合材料的制备及应用现状提出以下展望。

（1）对于目前研究较为广泛的铜基与铝基复合材料，关于导热理论模型、增强相与基体两相间的界面热阻问题尚在探索阶段，金刚石、鳞片石墨等增强相的表面合金化对复合材料界面微观组织及界面热传导机制影响的研究尚不充分。目前已有研究人员结合计算机软件，对材料的组织变化和性能进行评估和预测，这也是目前该领域的主要研究方向之一。

（2）航空航天、电子封装等领域对材料的尺寸精度和表面粗糙度提出了一定要求，而以SiC或金刚石为增强相的金属基复合材料仍存在产品机械加工性能不好，常规机械加工比较困难的问题。接下来可探索复合材料的近净成形技术，实现复杂形状的金属基复合材料制备。

（3）我国对于金属基复合材料制备工程应用起步较晚，尚不成熟，大规模应用不足，还需要加大研究力度。目前面临的问题主要有工艺复杂、生产成本较高，难以大规模生产等，总的来说，探索低成本、批量化生产方案是目前该领域研究的主要方向。