來源 | 無機材料學(xué)報

作者 | 付師1,2，楊增朝1，李江濤1,2

單位 | 1.中國科學(xué)院理化技術(shù)研究所 低溫重點實驗室; 2. 中國科學(xué)院大學(xué)材料與光電研究中心

摘要：隨著以 SiC 和 GaN 為代表的第三代寬禁帶半導(dǎo)體的崛起， 電力電子器件向高輸出功率和高功率密度的方向快速發(fā)展， 對用于功率模塊封裝的陶瓷基板材料提出更高的性能要求。傳統(tǒng)的 Al2O3 和 AlN 陶瓷由于熱導(dǎo)率較低或力學(xué)性能較差，均不能滿足新一代功率模塊封裝的應(yīng)用需求， 相較之下，新發(fā)展的 Si3N4 陶瓷因兼具高強度和高熱導(dǎo)率，成為最具潛力的絕緣性散熱基板材料。近年來， 研究人員通過篩選有效的燒結(jié)助劑體系，并對燒結(jié)工藝進行優(yōu)化，在制備高強度高熱導(dǎo)率Si3N4 陶瓷方面取得一系列突破性進展。另外，伴隨覆銅 Si3N4陶瓷基板工程應(yīng)用的推進，對其制成基板后的力、熱和電學(xué)性能的評價也成為研究熱點。本文從影響 Si3N4陶瓷熱導(dǎo)率的關(guān)鍵因素出發(fā)，重點對通過燒結(jié)助劑的選擇和燒結(jié)工藝的改進來提高Si3N4 陶瓷熱導(dǎo)率的國內(nèi)外工作進行綜述。此外，首次系統(tǒng)總結(jié)并介紹了 Si3N4陶瓷基板的介電擊穿強度以及覆銅后性能評價研究的最新進展，最后展望了高熱導(dǎo)率Si3N4陶瓷基板的未來發(fā)展方向。

關(guān)鍵詞：氮化硅；熱導(dǎo)率；力學(xué)性能；燒結(jié)助劑；燒結(jié)工藝；綜述

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引言

絕緣柵雙極型晶體管(Insulated gate bipolar transistor, IGBT)和金屬氧化物半導(dǎo)體場效應(yīng)晶體管(Metal-oxide-semiconductor field-effect transistor,MOSFET)等電力電子器件可以有效控制和轉(zhuǎn)換電能，在汽車工業(yè)、高鐵、智能電網(wǎng)和新能源等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用。隨著傳統(tǒng)的 Si 基半導(dǎo)體被寬禁帶的第三代半導(dǎo)體(如 SiC 和 GaN)逐步替代，電力電子器件向高電壓、大電流、小尺寸和高輸出功率方向快速發(fā)展。高功率密度對功率模塊封裝和封裝材料提出了更高的要求，特別是脆性的陶瓷基板材料。功率模塊的結(jié)構(gòu)如圖 1 所示，陶瓷基板位于裝配有半導(dǎo)體芯片的電路和散熱器(金屬)之間，起著絕緣、散熱和支持保護的作用。 

圖1.功率模塊和金屬化陶瓷基板示意圖。

Al2O3、 AlN 和Si3N4 是三種常用的陶瓷基板材料，表1總結(jié)了三種材料的性能。Al2O3 陶瓷價格便宜，工藝最成熟，但熱導(dǎo)率低和力學(xué)性能差使其無法滿足新一代功率模塊的要求。

表1.Al2O3、 AlN 和 Si3N4 三種陶瓷基板材料的性能。

AlN陶瓷的熱導(dǎo)率高(＞200 W·m^-1K^-1)，但力學(xué)性能較差，難以承受功率模塊運行過程中產(chǎn)生的熱應(yīng)力， 僅 7 次-40~250 ℃熱循環(huán)測試后陶瓷與覆銅金屬的界面處就產(chǎn)生裂紋，導(dǎo)致銅片脫落(圖 2)，嚴(yán)重影響功率模塊的可靠性。

圖2.(a)Si3N4覆銅基板 1000 次-40~250 ℃熱循環(huán)后的外觀，(b)AlN 覆銅基板 7 次-40~250 ℃熱循環(huán)后的外觀，(c)Cu 板分層脫落的側(cè)視圖((b)中白色圓圈內(nèi)。

與之形成鮮明對比的是，兼具優(yōu)異力學(xué)性能和高熱導(dǎo)率的 Si3N4 陶瓷，經(jīng)歷 1000 次熱循環(huán)測試后，仍與銅片結(jié)合良好。因此，Si3N4 陶瓷成為最具潛力的功率模塊封裝用陶瓷基板材料而備受關(guān)注。Si3N4 陶瓷是結(jié)構(gòu)陶瓷的典型代表， 但直到 1995年 Haggerty 和 Lightfoot 預(yù)測Si3N4 在室溫下的本征熱導(dǎo)率可達(dá) 200~320 W·m^-1K^-1，高熱導(dǎo)Si3N4 陶瓷的研究才得到快速發(fā)展。歷經(jīng)近 30 年的努力，Si3N4 陶瓷的實測熱導(dǎo)率達(dá)到了 90~182 W·m^-1K^-1，但距離其理論值仍有較大差距，主要是由于在 Si3N4陶瓷微結(jié)構(gòu)(圖 3)中， Si3N4 晶粒中的缺陷(雜質(zhì)原子、空穴和位錯等)和 Si3N4晶粒之間的低熱導(dǎo)率晶間相(約 1 W·m^-1K^-1)，對熱導(dǎo)率造成了嚴(yán)重危害。

圖3.影響Si3N4陶瓷熱導(dǎo)率的微結(jié)構(gòu)因素。

其中，O 固溶進入 Si3N4 晶格形成的 Si 空穴造成強烈的聲子散射(式(1))，是降低 Si3N4  陶瓷熱導(dǎo)率的主要外部因素。當(dāng)前提升 Si3N4 陶瓷熱導(dǎo)率的手段主要有：(1)選用高純Si3N4  粉或更低氧含量的 Si 粉為原料； (2)選擇有效的非氧化物燒結(jié)助劑； (3)優(yōu)化燒結(jié)工藝或在高溫下對樣品進行退火熱處理。然而，無論采用哪種方式，獲得熱導(dǎo)率＞ 100 W·m^-1K^-1的Si3N4 陶瓷往往需要在高溫下(如 1900 ℃)進行長時間的燒結(jié)， 異常長大的 β-Si3N4 晶粒雖可以提升熱導(dǎo)率， 但犧牲的力學(xué)性能會使 Si3N4 陶瓷喪失作為基板材料的優(yōu)勢。鑒于此，通過優(yōu)化組分配方和燒結(jié)工藝來制備兼顧熱學(xué)和力學(xué)性能的 Si3N4 陶瓷，成為研究者關(guān)注的重點。

 Si3N4 陶瓷用作基板材料， 除熱學(xué)和力學(xué)性能外，其介電擊穿強度(Dielectric breakdown strength, DBS)和覆銅后的性能評價最近也得到廣泛研究。Si3N4 陶瓷基板的 DBS 受基板厚度、孔隙率和微結(jié)構(gòu)等因素的影響；覆銅 Si3N4 基板的性能評價則包括測試 Si3N4 基板與銅片的結(jié)合強度，高溫?zé)嵫h(huán)后的界面結(jié)合情況以及基板的剩余強度等。作為功率模塊封裝材料的一部分，高強高熱導(dǎo) Si3N4 陶瓷只有完成上述一系列性能評價，才能最終實現(xiàn)從實驗室制備到商業(yè)化應(yīng)用的跨越。本文從影響 Si3N4陶瓷熱導(dǎo)率的因素入手，系統(tǒng)總結(jié)了制備高熱導(dǎo)率Si3N4 陶瓷的有效燒結(jié)助劑，以及新發(fā)展的反應(yīng)燒結(jié)-重?zé)Y(jié)(Sintering of reaction-bonded silicon nitride,SRBSN)和傳統(tǒng)的氣壓燒結(jié)(Gas pressure sintering,GPS)在制備高強高熱導(dǎo) Si3N4 陶瓷的最新研究進展，最后介紹了 Si3N4 陶瓷基板的介電擊穿強度和覆銅后的性能評價，并對未來的發(fā)展方向進行了展望。

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Si3N4 陶瓷熱導(dǎo)率的影響因素

高熱導(dǎo)的 SiC 和 AlN 陶瓷，在 1973 年被 Slack預(yù)測有高的理論熱導(dǎo)率后，僅僅 10 余年的研究熱導(dǎo)率就達(dá)到 270 W·m^-1K^-1。不同于這二者，高熱導(dǎo) Si3N4陶瓷的研究進展較為緩慢， 這一方面是因為 β-Si3N4 晶粒的棱柱狀形貌增加了研究微結(jié)構(gòu)因素對熱導(dǎo)率影響的難度；另一方面是因為，影響 Si3N4 陶瓷熱導(dǎo)率最關(guān)鍵的因素—晶格氧含量，在很長時間里都沒有準(zhǔn)確有效的測試方法, 直到 20世紀(jì)末，熱氣抽取技術(shù)的出現(xiàn)，才解決了這一難題， 使影響Si3N4陶瓷熱導(dǎo)率的多種因素得以澄清。下面將分別介紹微結(jié)構(gòu)、晶格氧含量、稀土氧化物、晶格雜質(zhì)和缺陷等因素對 Si3N4陶瓷熱導(dǎo)率的影響。

1.1 微結(jié)構(gòu)因素的影響

Si3N4 陶瓷的微結(jié)構(gòu)由 Si3N4 晶粒和顆粒間玻璃相組成，其中Si3N4晶粒又分為等軸狀的基質(zhì)晶粒和異常長大的長柱狀晶粒。顆粒間玻璃相的熱導(dǎo)率比 Si3N4晶粒低很多，對高熱導(dǎo)率的危害也更大。基于實驗結(jié)果， Hirosaki 等得出晶界膜的厚度與晶粒尺寸直接相關(guān)， 對 β-Si3N4的熱導(dǎo)率有重要影響。但由于 β-Si3N4的晶粒形貌各向異性， 相關(guān)研究一直缺少理論上的支持。Kitayama 等針對多種微結(jié)構(gòu)因素做了更為系統(tǒng)深入的工作， 采用亞微米的 β-Si3N4粉和另外兩種 α-Si3N4 粉為原料， Y2O3 為燒結(jié)助劑， 通過控制1800 ℃熱壓燒結(jié)和 1850 ℃退火熱處理的時間得到了不同微結(jié)構(gòu)的Si3N4陶瓷，結(jié)合修正的 Wiener 模型，從理論和實驗上研究了晶粒尺寸、玻璃相體積分?jǐn)?shù)和晶界薄膜厚度對Si3N4陶瓷熱導(dǎo)率的影響。當(dāng)晶界膜厚度在幾十納米范圍內(nèi)， β-Si3N4的熱導(dǎo)率隨晶界膜厚度的增加而快速下降，而玻璃相的體積
分?jǐn)?shù)(2%~10%)則對熱導(dǎo)率的影響較小。圖 4 所示為在不同晶界膜厚度條件下(晶界膜厚度 δ， δ=1, 10 和50 nm)， 晶粒尺寸對 β-Si3N4 熱導(dǎo)率的影響。

圖4.晶粒尺寸對不同晶界膜厚度β-Si3N4熱導(dǎo)率的影響規(guī)律。

隨著晶粒尺寸的增大， β-Si3N4 的熱導(dǎo)率起初急劇增加， 但當(dāng)晶粒尺寸超過一個臨界值后，熱導(dǎo)率也達(dá)到幾乎恒定的值，此臨界值由晶界膜厚度和玻璃相的量決定(如晶界膜厚度為 1 nm 時， 此臨界值為~1 μm)。該研究從理論和實驗上證明了 Si3N4 晶粒尺寸一旦超過特定的臨界值， 單獨依靠晶粒生長并不能提高β-Si3N4 的熱導(dǎo)率。

1.2 晶格氧含量的影響

Si3N4陶瓷的物相以 β-Si3N4為主， 雖然不同工藝制備得到的 α-Si3N4粉體的晶格氧含量很早有報道， 但氧是否固溶進入 β-Si3N4晶格， 固溶量是多少的問題直到 20 世紀(jì)末才得到有效解決。Kitayama 等通過熱處理 α-Si3N4和 Y2O3、 SiO2的混合粉(n(Y2O3) : n(SiO2)=1 : 2 和 2 : 1))， 得到兩種 β-Si3N4體粉， 酸處理去除第二相后， 借助熱氣抽取技術(shù)測得 β-Si3N4的晶格氧的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0.258%和 0.158%。之后參考 AlN 晶格氧含量對熱導(dǎo)率影響的研究方法， 設(shè)計了四個組分的樣品；n(α-Si3N4):n(Y2O3):n(SiO2)=40:1:2, 40:2:1, 40:2.5:0.5和 40:3:0，通過熱壓燒結(jié)和退火熱處理得到不同熱導(dǎo)率的 β-Si3N4陶瓷， 系統(tǒng)研究了晶格氧含量對 β-Si3N4熱導(dǎo)率的影響。Y2O3/SiO2 比率對 β-Si3N4熱導(dǎo)率和晶格氧含量的影響如圖 5 所示， 考慮到原料 α-Si3N4粉體包含的氧含量，四個組分修正的 Y2O3/SiO2分別為 0.289,0.807, 1.267 和 2.029。

圖5.通過調(diào)控 Y2O3/SiO2比率改變β-Si3N4的熱導(dǎo)率和晶格氧含量。

β-Si3N4的熱導(dǎo)率隨 Y2O3/SiO2助劑比率的增加而增大，在 Y2O3/SiO2接近 1 附近,熱導(dǎo)率顯著增加。 β-Si3N4晶格氧含量隨 Y2O3/SiO2比率的增加而下降， 超過 Y2O3/SiO2≈1 時晶格氧含量趨于恒定。該研究結(jié)果表明，Y2O3/SiO2 比率通過改變晶界相的組分進而影響 β-Si3N4的晶格氧含量，當(dāng)Y2O3/SiO2≈1 時， Y20N4Si12O48 和 Y2Si3N4O3 出現(xiàn)在晶界相中，晶格氧含量最低，熱導(dǎo)率最高； 而當(dāng)Y2O3 的添加量過多時，導(dǎo)致晶界相含量增加，并沒有進一步降低晶格氧含量。 因此， 為了實現(xiàn) β-Si3N4最優(yōu)的熱導(dǎo)率，Y2O3存在一個最佳添加量， 這與Si3N4原料粉中的氧雜質(zhì)含量相關(guān)。

1.3 稀土氧化物燒結(jié)助劑的影響

稀土氧化物(RE2O3)作為 Si3N4 的燒結(jié)助劑, 得到了廣泛的研究。包括 Sc、 Y 和鑭系元素(Ln)在內(nèi)的稀土元素的離子價 z 為+3，且鑭系元素的離子半徑 r 隨原子序數(shù)的增加而下降(鑭系收縮)，其陽離子場強 z/r2 也隨原子序數(shù)的變化而連續(xù)改變，造成 Ln-Si-O-N 玻璃的熱物理性質(zhì)發(fā)生巨大改變，最終影響 Si3N4 陶瓷本身的微結(jié)構(gòu)和性能。Kitayama 等使用 α-Si3N4 粉為原料， 六種稀土氧化物(RE=La, Nd, Gd, Y, Yb 和 Sc)為燒結(jié)助劑，通過熱壓燒結(jié)和退火熱處理制備了不同熱導(dǎo)率的 β-Si3N4 陶瓷，從微結(jié)構(gòu)和晶格氧含量兩方面系統(tǒng)研究了不同稀土氧化物對 β-Si3N4 熱導(dǎo)率的影響。 圖 6 所示為稀土氧化物燒結(jié)助劑離子半徑與 β-Si3N4 熱導(dǎo)率、熱擴散系數(shù)和晶格氧含量之間的關(guān)系。隨著稀土元素離子半徑的減小，熱導(dǎo)率和熱擴散系數(shù)增加，晶格氧含量下降。

圖6.稀土氧化物燒結(jié)助劑離子半徑對 β-Si3N4(a)熱導(dǎo)率、(b)熱擴散系數(shù)和(c)晶格氧含量的影響。

從微結(jié)構(gòu)觀察發(fā)現(xiàn) Si3N4 平均晶粒尺寸隨稀土元素離子半徑的減小而增加，且上述變化從 La 到 Gd 較為明顯，離子半徑小于 Gd 時變化較小。該研究發(fā)現(xiàn)，不同于 AlN 陶瓷，稀土氧化物的種類對 β-Si3N4 陶瓷的晶粒尺寸和晶格氧含量有顯著影響，選擇合適的燒結(jié)助劑對提高其熱導(dǎo)率有重要意義。

1.4 其它因素的影響

除以上影響因素外，日本電氣化學(xué)工業(yè)株式會社研究團隊還系統(tǒng)研究了大的 β-Si3N4 晶粒、 晶格雜質(zhì)和缺陷， 以及添加 β-Si3N4 核芯對β-Si3N4 陶瓷熱導(dǎo)率的影響。 采用高純 β-Si3N4 粉為原料， Y2O3 和 HfO2 為燒結(jié)助劑， 在 1900 ℃氣壓燒結(jié)不同時長(4, 8, 20 和 48 h)制備了 β-Si3N4 陶瓷。 結(jié)合平均場微力學(xué)模型，實驗結(jié)果和理論計算表明，Si3N4 的熱導(dǎo)率受凈化了的大尺寸 β-Si3N4 晶粒的含量所控制。 隨著燒結(jié)時間的延長， 大尺寸的 β-Si3N4晶粒占比增加，且粗晶粒中的氧、鐵和鈣雜質(zhì)的含量明顯下降，熱導(dǎo)率從 88 W·m^-1K^-1(8 h)大幅提升至 120 W·m^-1K^-1(48 h)。 該研究顯示， β-Si3N4 晶粒可以通過在液相中的溶解-析出過程完成生長和凈化， 從而有效降低晶格中的雜質(zhì)含量并提升熱導(dǎo)率。對于晶格缺陷的影響，選用 Yb2O3 和 ZrO2 為燒結(jié)助劑， 通過在 1900 ℃燒結(jié) 8 h 或 36 h， 后者還在1700 ℃退火熱處理 100 h 得到兩種微結(jié)構(gòu)差異明顯的 β-Si3N4 陶瓷。 顯微分析結(jié)果表明， 延長高溫?zé)Y(jié)時間和退火熱處理可以促進晶粒生長， 有效減少 β-Si3N4 晶粒中含 Yb 的小沉淀物、錯配位錯和生長位錯等晶格缺陷(圖 7)，從而有效提升熱導(dǎo)率。

圖7.Si3N4樣品的明場TEM圖像。

此外，采用相同的燒結(jié)助劑體系， 通過在高純 β-Si3N4 粉體原料中添加不同體積含量的 β-Si3N4 晶種顆粒(0,13%, 24%, 36%, 49%, 60%, 71%和 100%)， 在1950 ℃氣壓燒結(jié) 16 h 制備了不同微結(jié)構(gòu)的 β-Si3N4 陶瓷。未添加晶種的樣品具有包含異常長大的 β-Si3N4 晶粒和小的等軸狀基質(zhì)晶粒的雙峰狀微結(jié)構(gòu)，熱導(dǎo)率為 140 W·m^-1K^-1；而添加 24%晶種的樣品雖然也保持了雙峰狀微結(jié)構(gòu)，但晶粒尺寸相對較小， 并且熱導(dǎo)率提升至 143 W·m^-1K^-1。 對比結(jié)果表明， β-Si3N4的熱導(dǎo)率受再沉積的大晶粒的量所影響， 而不被 β-Si3N4 的晶粒尺寸所控制。該結(jié)果與Kitayama 等的研究結(jié)論相一致， 減小大晶粒的尺寸可以保持高的熱導(dǎo)率， β-Si3N4 晶粒尺寸并不是影響其熱導(dǎo)率的最關(guān)鍵因素。 因此， 對于 β-Si3N4 陶瓷，通過控制微結(jié)構(gòu)有望同時實現(xiàn)高熱導(dǎo)率和高強度。

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高熱導(dǎo)率 Si3N4 陶瓷的有效燒結(jié)助劑

由于 Si3N4  中 Si-N 鍵強共價鍵的特性， 燒結(jié)Si3N4 陶瓷需要添加一定量的燒結(jié)助劑，在高溫下與Si3N4 顆粒表面的 SiO2薄膜以及少量的Si3N4 形成液相，借助液相燒結(jié)實現(xiàn)致密化。燒結(jié)助劑固溶進入Si3N4 晶格形成固溶體會嚴(yán)重降低熱導(dǎo)率(例如，Al2O3與 Si3N4 反應(yīng)形成 β-Si3N4 的固溶體 β-SiAlON)，因此，不固溶進入 Si3N4 晶格的堿土氧化物、稀土氧化物(RE2O3)和一些金屬化合物是制備高熱導(dǎo)率Si3N4 陶瓷的有效助劑。圖8總結(jié)了1996年至今高熱導(dǎo)Si3N4 陶瓷的燒結(jié)工藝和燒結(jié)助劑體系的研究進展，小離子半徑的RE2O3(如 Y2O3 或 Yb2O3)搭配 Mg 化合物，以及非氧化物代替氧化物做燒結(jié)助劑， 是提高Si3N4 陶瓷熱導(dǎo)率的有效方式。下面分別從氮化物燒結(jié)助劑、還原性燒結(jié)助劑和其它非氧化燒結(jié)助劑等三個方面綜述高熱導(dǎo)率Si3N4 陶瓷的有效助劑體系，另外對三元燒結(jié)助劑體系低成本制備高強高熱導(dǎo)Si3N4 陶瓷也作簡單介紹。

圖8.不同燒結(jié)助劑體系和燒結(jié)方法制備高熱導(dǎo)率 Si3N4 陶瓷的研究進展。

2.1 氮化物燒結(jié)助劑

可用作Si3N4 燒結(jié)助劑的氮化物有： VN、 YN、Mg3N2、 AlN、 Ca3N2 和 MgSiN2 等。其中MgSiN2 不僅可以有效降低硅酸鹽玻璃的熔點， 而且不會引入多余的氧雜質(zhì)，更重要的是， 目前已經(jīng)可以通過燃燒合成工藝低成本大批量地生產(chǎn)高純 MgSiN2 粉體。因此，氮化物燒結(jié)助劑MgSiN2 在制備高熱導(dǎo) Si3N4陶瓷方面表現(xiàn)出極大的前景。 Peng 等僅以 MgSiN2 為燒結(jié)助劑， 1600 ℃放電等離子體燒
結(jié)(SPS)12 min 制備了熱導(dǎo)率 100 W·m^-1K^-1的Si3N4陶瓷。 Hayashi 等以 Yb2O3-MgSiN2 為燒結(jié)助劑，在 1900 ℃氣壓燒結(jié) 48 h 制備了熱導(dǎo)率 142 W·m^-1K^-1的Si3N4陶瓷， 比 Yb2O3-MgO 的熱導(dǎo)率提升了20.3%, 主要原因是加入 MgSiN2促進了Si3N4晶粒的生長和晶格的凈化。中國科學(xué)院理化技術(shù)研究所團隊研究了離子半徑存在明顯差異的 7 種 RE2O3(RE=Sc, Lu, Yb,Y, Gd, Nd, La)分別與 MgSiN2 組成復(fù)合燒結(jié)助劑時，不同 RE2O3對Si3N4微結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能和熱導(dǎo)率的影響(圖 9)。

圖9.Si3N4 陶瓷的(a)平均晶粒尺寸、 (b)彎曲強度、 (c)斷裂韌性和(d)熱導(dǎo)率隨稀土離子半徑的變化。

熱壓燒結(jié)后，Si3N4陶瓷的熱導(dǎo)率不高，均在 50 W·m^-1K^-1左右； 但不同助劑體系制備的 β-Si3N4陶瓷綜合強韌性優(yōu)異，添加 Nd2O3-MgSiN2 的樣品彎曲強度為 1115 MPa；退火熱處理后，不同助劑體系制備的 Si3N4陶瓷晶粒尺寸增大，熱導(dǎo)率均得到明顯提升，且熱導(dǎo)率隨復(fù)合助劑中稀土離子半徑的減小而增大。 隨后，研究人員采用具有中等稀土離子半徑的 Gd2O3與 MgSiN2 組成復(fù)合燒結(jié)助劑，通過優(yōu)化組分配方，發(fā)現(xiàn)當(dāng) Gd2O3/MgSiN2 比率為1:1 時， Si3N4陶瓷具有最明顯的雙峰狀微結(jié)構(gòu)和最優(yōu)的性能，熱導(dǎo)率、彎曲強度和斷裂韌性分別達(dá) 124W·m^-1K^-1， 648 MPa 和 9.12 MPa·m^1/2。其中，熱導(dǎo)率相較于添加 Gd2O3-MgO 的樣品提升 27.8%，主要原因是 MgSiN2 代替 MgO 后促進 β-Si3N4 晶粒的生長和晶間玻璃相的集中分布(圖 10)。

圖10.含 Gd2O3-MgSiN2 燒結(jié)助劑的 Si3N4 1900 ℃燒結(jié) 12 h 后拋光表面的元素分布。

2.2 還原性燒結(jié)助劑

添加金屬氫化物、少量的硅粉或碳粉等還原性助劑，借助金屬氫化物還原反應(yīng)、硅熱還原反應(yīng)或碳熱還原反應(yīng)降低氧含量，增加晶間第二相的 N/O比率, 可以促進 β-Si3N4 晶粒的異常長大， 降低晶格氧含量， 從而有效提升 Si3N4 陶瓷的熱導(dǎo)率。中國科學(xué)院上海硅酸鹽研究所團隊選擇 YH2、 GdH2、YbH2和 ZrH2分別與 MgO 組成復(fù)合燒結(jié)助劑，通過兩步氣壓燒結(jié)制備了高熱導(dǎo)率 Si3N4 陶瓷。圖11 為 ZrH2 作為燒結(jié)助劑時的作用機理，在 ZrH2的 作 用 下 ， Si3N4 粉 體 表 面 的 SiO2 通 過
SiO2→ZrO2→SiO(g)的路徑得以消除， 最終得益于更少的玻璃相含量和更充分的晶粒與晶粒之間的接觸，熱導(dǎo)率最高達(dá) 116.4 W·m^-1K^-1。

圖11.燒結(jié)助劑 ZrH2 在 Si3N4 陶瓷燒結(jié)中的作用機理示意圖。

此外，該團隊還通過添加少量硅粉，借助兩步氣壓燒結(jié)和新的硅熱還原反應(yīng)制備了具有明顯雙峰狀微結(jié)構(gòu)的 Si3N4陶瓷，與不添加硅粉相比，熱導(dǎo)率由 90.03 提升至104.5 W·m^-1K^-1，斷裂韌性由 8.56 提升至 9.91MPa·m^1/2。Li 等采用 Yb2O3-MgO 為燒結(jié)助劑，通過添加摩爾分?jǐn)?shù) 5%碳，兩步氣壓燒結(jié)制備了高熱導(dǎo)率Si3N4陶瓷。在第一步燒結(jié)中碳熱還原反應(yīng)促進了氧的消除，在增加第二相 N/O 原子比的同時，增大了β/(α+β)相的比例和棒狀 β-Si3N4晶粒的尺寸；再經(jīng)過第二步燒結(jié)形成了更為突出的雙峰狀微結(jié)構(gòu)(圖 12)。添加的碳使Si3N4陶瓷的熱導(dǎo)率由 102 提升至 128 W·m^-1K^-1，提高了~25.5%。

圖12.碳添加對 Si3N4 陶瓷微結(jié)構(gòu)的影響。

2.3 其它非氧化物燒結(jié)助劑

制備高熱導(dǎo)率Si3N4陶瓷的其它種類的非氧化物燒結(jié)助劑主要包括硅化物、氟化物、硼化物和碳化物等，硅化物和氟化物為典型代表。中國科學(xué)院上海硅酸鹽研究所團隊采用ZrSi2-MgO 燒結(jié)助劑制備高熱導(dǎo)率 Si3N4陶瓷， ZrSi2與Si3N4表面的SiO2反應(yīng)生成ZrO2和β-Si3N4晶粒，其中新生成的 ZrO2 與 MgO 和Si3N4形成 Si-Zr-MgO-N 液相促進了Si3N4的致密化； 而原位生成的 β-Si3N4晶粒作為晶種則促進了晶粒的異常長大。最終，添加 ZrSi2 相較于添加 ZrO2 的熱導(dǎo)率由 84.58 提升至 113.91 W·m^-1K^-1。但由于晶粒異常長大，以及薄的晶界膜和Si3N4晶粒之間的連接較強，添加 ZrSi2的樣品力學(xué)性能較差，彎曲強度僅有 519 MPa，斷裂韌性為 6.27 MPa·m^1/2。隨后該團隊采用二元非氧化物燒結(jié)助劑 ZrSi2-MgSiN2， 通過形成“缺氧-富氮”的液相，進一步制備了熱導(dǎo)率達(dá) 117.32 W·m^-1K^-1的Si3N4陶瓷， 比采用 ZrO2-MgO 燒結(jié)助劑的提升了32%。

山東理工大學(xué)團隊研究了 Y2O3-MgO, Y2O3-壓燒結(jié) Si3N4 陶瓷晶粒生長動力學(xué)、力學(xué)性能和熱導(dǎo)率的影響。研究發(fā)現(xiàn) YF3 與 SiO2 反應(yīng)生成 SiF4 氣體，可以減少 SiO2 含量，增加 Y2O3/SiO2 的比例，從而有助于提升熱導(dǎo)率。另外，借助經(jīng)典的 LSW 理論和 Arrhenius 公式研究了 Si3N4 晶粒生長動力學(xué)，計算得到晶粒生成指數(shù)(n)和生長活化能(Q)。如圖13所示，添加 YF3-MgF2時，n=2.6， Q=587.94±15.35kJ/mol，明顯低于Y2O3-MgO 的 (n=3.4,Q=702.66±11.26 kJ/mol)。因此，添加二元氟化物的Si3N4 樣品表現(xiàn)出更優(yōu)的綜合性能，熱導(dǎo)率為 69W·m^-1K^-1，彎曲強度為 751 MPa，斷裂韌性為 8.75MPa·m^1/2。

圖13.含 Y2O3-MgO 和 YF3-MgF2 燒結(jié)助劑 Si3N4 樣品的 β-
Si3N4 晶粒生長動力學(xué)研究。

2.4 三元復(fù)合燒結(jié)助劑

使用非氧化物代替氧化物做燒結(jié)助劑可以減少液相中的氧含量，從而降低 Si3N4 的晶格氧含量，但液相中 N/O 原子比增大會在一定程度上抑制致密化，往往需要通過升高燒結(jié)溫度或延長保溫時間加以解決，這無疑會增加制備成本，同時晶粒異常長大也會危害力學(xué)性能。因此，研究人員試圖通過低溫低壓或低溫?zé)o壓燒結(jié)來低成本制備熱學(xué)和力學(xué)性能兼顧的 Si3N4陶瓷， 使用三元燒結(jié)助劑成為關(guān)注的重點。

Kumar 等對比研究了 Y2O3-MgO-SiO2 和Y2O3-MgO-ZrO2 兩種三元氧化物燒結(jié)助劑對無壓燒結(jié) Si3N4 陶瓷熱導(dǎo)率的影響。 1650 ℃無壓燒結(jié) 1 h后， Y2O3-MgO-SiO2 助劑促進了 α→β 相轉(zhuǎn)變， 但制備陶瓷的熱導(dǎo)率較低，僅 33.4 W·m^-1K^-1；而 Y2O3-MgO-ZrO2助劑促進了晶粒的生長， 制備陶瓷的熱導(dǎo)率提升至~50 W·m^-1K^-1，驗證了三元燒結(jié)助劑低溫?zé)o壓燒結(jié)制備較高熱導(dǎo)率 Si3N4 陶瓷的可行性。中國科學(xué)院上海硅酸鹽研究所團隊發(fā)現(xiàn) TiO2-Y2O3-MgO 燒結(jié)助劑與 Si3N4顆粒表面的 SiO2反應(yīng)形成的低熔點液相可以促進 Si3N4 的致密化， 1810 ℃無壓燒結(jié) 2 h 后， 陶瓷彎曲強度為 756 MPa，斷裂韌性為 7.69 MPa·m^1/2；當(dāng)保溫時長延長至 4 h 并進行退火熱處理后， 陶瓷熱導(dǎo)率最優(yōu)達(dá) 74 W·m^-1K^-1。

廣東工業(yè)大學(xué)研究團隊對比了 Eu2O3-MgOY2O3 和 ZrO2-MgO-Y2O3 兩種燒結(jié)助劑體系對反應(yīng)燒結(jié)–重?zé)Y(jié) Si3N4 陶瓷(SRBSN)的氮化率、 致密化和熱導(dǎo)率的影響。 研究發(fā)現(xiàn) 1400 ℃氮化 2 h 后， 兩種助劑體系都完全氮化, 但經(jīng)過高溫重?zé)Y(jié)后，Eu2O3-MgO-Y2O3 助劑體系會抑制致密化，而 ZrO2-MgO-Y2O3 助劑體系經(jīng)過 1835 ℃無壓燒結(jié) 4 h 后促進了致密化，相對密度達(dá)99.5%，熱導(dǎo)率達(dá)66.5 W·m^-1K^-1，表明同時使用氮化催化劑和燒結(jié)助劑可以低成本制備 Si3N4 陶瓷。進一步地 ，該團隊選擇ZrO2+Gd2O3+MgO 為燒結(jié)助劑，研究了 Si 粉添加量對 SRBSN 力學(xué)性能和熱導(dǎo)率的影響， 經(jīng)過 1400 ℃氮化 2 h 和 1800 ℃無壓燒結(jié) 2 h 后， 添加 25%Si 粉的樣品熱導(dǎo)率約 60 W·m^-1K^-1，彎曲強度為 924 MPa，斷裂韌性為 10.3 MPa·m^1/2，實現(xiàn)了具有優(yōu)異綜合性能的 Si3N4 陶瓷的低成本制備。

03 

高熱導(dǎo)率 Si3N4 陶瓷的燒結(jié)工藝

制備高熱導(dǎo)率 Si3N4 陶瓷的燒結(jié)工藝主要有熱壓燒結(jié)(Hot-pressed, HP)、放電等離子體燒結(jié)(Sparkplasma sintering, SPS)、熱等靜壓燒結(jié)(Hot isostaticpressing, HIP)、氣壓燒結(jié)(Gas-pressure sintering， GPS)和 反 應(yīng) 燒 結(jié) – 重 燒 結(jié) Si3N4 (Sintering of reactionbonded silicon nitride, SRBSN)等。考慮到批量化燒結(jié)制備和后續(xù)加工的成本，商業(yè)化制備功率模塊封裝用 Si3N4 陶瓷基板通常采用 SRBSN 和 GPS 燒結(jié)工藝。

3.1 反應(yīng)燒結(jié)–重?zé)Y(jié) Si3N4 工藝(SRBSN)

氧雜質(zhì)含量是影響Si3N4 陶瓷熱導(dǎo)率的最主要因素， 即使是最高純的商業(yè)Si3N4 粉也含有質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過 1%的氧雜質(zhì)，而得益于現(xiàn)代半導(dǎo)體產(chǎn)業(yè)的進步， 高純 Si 粉的氧雜質(zhì)和金屬雜質(zhì)含量明顯低于Si3N4 粉。受此啟發(fā)， 日本產(chǎn)業(yè)技術(shù)綜合研究所團隊采用高純 Si 粉為起始原料， Y2O3-MgO 為燒結(jié)助劑，通過發(fā)展并改進 SRBSN 工藝(M-SRBSN), 制得熱導(dǎo)率高達(dá) 182W·m ^-1K ^-1的 Si3N4 陶瓷，至今無人超越。該團隊首先將使用高純 Si 粉為原料通過反應(yīng)燒結(jié)–重?zé)Y(jié)制備的Si3N4陶瓷(SRBSN)， 與使用α-Si3N4 粉為原料通過傳統(tǒng)氣壓燒結(jié)制備的Si3N4陶瓷 (Sintering of silicon nitride, SSN)進 行 比 較 (圖14(a))， SRBSN 在 1900 ℃燒結(jié) 3, 6, 12, 24, 48 h 后熱導(dǎo)率分別為 100, 105, 117, 133 和 142 W·m ^-1K ^-1，而 SSN 僅分別為 87, 91, 96, 103 和 111 W·m ^-1K ^-1，SRBSN 工藝在制備高熱導(dǎo)率 Si3N4 陶瓷方面表現(xiàn)出更大的優(yōu)勢。 之后通過在 1400 ℃氮化 4 h 過程中使用 更 具 還 原 性 的 氣 氛 ， 有 效 提 升 反 應(yīng) 燒 結(jié)Si3N4(RBSN)中的 β 相比例， 再經(jīng)過 1900 ℃燒結(jié) 3,6, 12 和 24 h 后， M-SRBSN 的熱導(dǎo)率進一步提升至109, 125, 146 和 154 W·m ^-1K ^-1。 最后在 1900 ℃燒結(jié)60 h＋0.2 ℃/min降溫退火處理, β-Si3N4 晶粒尺寸進一步增大，晶格氧含量下降，晶間相占比降低，Si3N4 陶瓷熱導(dǎo)率提升至 177 W·m ^-1K ^-1。

圖14.不同燒結(jié)工藝制備 Si3N4 陶瓷熱導(dǎo)率和(a)燒結(jié)時間和(b)晶格氧含量及其與(c)彎曲強度之間的關(guān)系。

圖 14(b)為不同燒結(jié)助劑和燒結(jié)工藝制備 Si3N4陶瓷的熱導(dǎo)率及其對應(yīng)的晶格氧含量， M-SRBSN 的晶格氧含量更低， 相應(yīng)的熱導(dǎo)率更高。圖 14(c)為Si3N4 樣品熱導(dǎo)率與彎曲強度的對應(yīng)關(guān)系，對于相同水平的熱導(dǎo)率， M-SRBSN 表現(xiàn)出更高的彎曲強度，但當(dāng)熱導(dǎo)率超過 110 W·m ^-1K ^-1后，彎曲強度還是出現(xiàn)了快速下降。為解決這一問題，研究人員將氮化溫度提高到＞1400 ℃， 同時將高溫重?zé)Y(jié)從 1900 ℃降為 1850 ℃， 成功制備了熱導(dǎo)率＞110 W·m ^-1K ^-1，彎曲強度約 850 MPa 的高強高熱導(dǎo) Si3N4 陶瓷(圖14(c))。

3.2 氣壓燒結(jié)工藝(GPS)

改進 GPS 工藝也是提高 Si3N4 陶瓷熱導(dǎo)率的有效方式。 Zhu 等使用 Y2O3-MgSiN2 燒結(jié)助劑，通過改變樣品的數(shù)目以及埋入 BN 粉床中的比例，研究了 4 種埋粉條件對 Si3N4 陶瓷熱導(dǎo)率的影響(圖15)。

圖15.四種不同埋粉方式示意圖。

發(fā)現(xiàn)埋粉條件不會影響致密化，但對質(zhì)量損失有明顯影響，且熱導(dǎo)率隨質(zhì)量損失的增加而增大，這主要是由于增加質(zhì)量損失有助于晶格氧通過反應(yīng)式(2)以 SiO 氣體的形式移除。 (c, d)這兩種埋粉條件更有利于 SiO 氣體的揮發(fā)，因此質(zhì)量損失更大，熱導(dǎo)率更高，最高達(dá) 117 W·m ^-1K ^-1。清華大學(xué)研究團隊在后燒結(jié)熱處理 Si3N4 樣品過程中，使用C/Si3N4 粉床來代替?zhèn)鹘y(tǒng)的 BN/Si3N4 粉床，在不明顯影響密度和彎曲強度的前提下有效消除了晶界相，得到了熱導(dǎo)率為 123 W·m ^-1K ^-1，彎曲強度為986 MPa 的 Si3N4 陶瓷。西安交通大學(xué)研究團隊通過研究預(yù)燒結(jié)溫度對液相燒結(jié)過程顆粒重排和 α→β 相轉(zhuǎn)變的影響，開發(fā)了一種制備高強高熱導(dǎo) Si3N4 陶瓷的新型兩步氣壓燒結(jié)方法。 當(dāng)預(yù)燒結(jié)溫度過低(1500 ℃)時， 由于液相黏度過高, 顆粒重排不夠充分；當(dāng)預(yù)燒結(jié)溫度過高(1550 或 1600 ℃)時， α→β 相轉(zhuǎn)變過快形成的細(xì)長 β-Si3N4 顆粒造成一定的空間位阻效應(yīng)， 經(jīng)第二步高溫(1850 ℃)燒結(jié)后均不能實現(xiàn)完全致密化(圖 16(a~e))。 而當(dāng)預(yù)燒結(jié)溫度為 1525 ℃時， 得益于優(yōu)化的顆粒重排和合適的 α→β 相轉(zhuǎn)變速率， Si3N4陶瓷在 1850 ℃第二步高溫?zé)Y(jié)后幾乎完全致密， 形成了突出的雙峰狀微結(jié)構(gòu)(圖 16(b))，同時獲得了最優(yōu)的綜合性能，熱導(dǎo)率為 79.42 W·m-1·K-1，彎曲強度為 801 MPa。

圖16.不同預(yù)燒結(jié)溫度對兩步燒結(jié)后 Si3N4 微結(jié)構(gòu)的影響((a)1500 ℃， (b)1525 ℃， (c)1550 ℃和(d)1600 ℃), (e)預(yù)燒結(jié)和兩不同預(yù)燒結(jié)溫度對兩步燒結(jié)后 Si3N4 微結(jié)構(gòu)的影響((a)1500 ℃， (b)1525 ℃， (c)1550 ℃和(d)1600 ℃), (e)預(yù)燒結(jié)和兩步燒結(jié)后Si3N4樣品的相對密度（f）兩步燒結(jié)后Si3N4的熱導(dǎo)率和彎曲強度。

為滿足第三代半導(dǎo)體芯片封裝對陶瓷基板的性能要求，制備兼顧力學(xué)和熱學(xué)性能的高強高熱導(dǎo)Si3N4 陶瓷，在今后很長一段時間內(nèi)都將是研究關(guān)注的重點。圖 17 總結(jié)了不同燒結(jié)方法和燒結(jié)助劑制備Si3N4 陶瓷的熱導(dǎo)率、彎曲強度和斷裂韌性。 已經(jīng)成功實現(xiàn)同時達(dá)到高熱導(dǎo)率(＞150 W·m ^-1K ^-1)和高韌性(＞10 MPa·m ^1/2)，但熱導(dǎo)率和彎曲強度相反的變化趨勢仍未解決，下一步需要在盡可能少犧牲Si3N4 陶瓷彎曲強度的基礎(chǔ)上提升其熱導(dǎo)率。

圖17.不同燒結(jié)方法和燒結(jié)助劑制備 Si3N4 陶瓷的熱導(dǎo)率、彎曲強度和斷裂韌性。

04

Si3N4 陶瓷基板的介電擊穿強度

(DBS)與覆銅后的性能評價當(dāng) Si3N4 陶瓷用作功率模塊封裝陶瓷基板材料時，其電絕緣性和覆銅后陶瓷基板的穩(wěn)定性對功率模塊正常運行具有重要影響。日本產(chǎn)業(yè)技術(shù)綜合研究所團隊在制得高熱導(dǎo)率 Si3N4 陶瓷后，開展了一系列針對Si3N4 陶瓷基板介電擊穿強度(DBS)與覆銅后性能評價的研究。

4.1 Si3N4 陶瓷基板的介電擊穿強度(DBS)

絕緣體被介電擊穿后會在內(nèi)部形成導(dǎo)電通道，從而失去電絕緣。介電擊穿強度(DBS)定義為厚度方向上單位長度樣品的擊穿電壓。 Matsunaga 等研究了平均晶粒尺寸為 1.28 和 2.84 μm的兩種Si3N4 陶瓷， 在厚度為 0.25, 0.32 和 0.64 mm 時的 DBS。研究發(fā)現(xiàn)厚度相同時，晶粒尺寸較小的Si3N4 樣品DBS 更高。為了更好地發(fā)揮功率模塊性能，通常需要更薄的陶瓷基板，因此 Nakashima 等研究了0.285~0.015 mm 厚度范圍的Si3N4 陶瓷樣品的 DBS。隨著基板厚度的減小， DBS 從 36.38 增大到 103.8kV/mm； 而當(dāng)Si3N4 樣品的厚度僅 0.015 mm 時，也有非常高的介電擊穿電壓 1.5 kV。有關(guān)氧化鋁 DBS 的研究表明，樣品的孔隙率、晶粒尺寸、結(jié)晶相和晶界等微結(jié)構(gòu)因素都對 DBS 有影響，并且介電材料的 DBS(Ebd)與樣品厚度(d)之間滿足式(3)的關(guān)系。Nakashima 等通過改變 SRBSN工藝 1850 ℃重?zé)Y(jié)的時長(1, 3, 6, 12, 24 和 48 h)，制備了不同孔隙率和晶粒尺寸的 Si3N4 陶瓷，研究了微結(jié)構(gòu)因素對 4 種不同厚度(0.30, 0.20, 0.10 和0.05 mm)Si3N4 基板 DBS 的影響。當(dāng)重?zé)Y(jié)時長為1， 3 和 6 h 時， Si3N4 基板的 DBS 與厚度(d)的 N 次方滿足式(3)的關(guān)系(式中 A 為常數(shù)， 取決于材料的種類和結(jié)構(gòu))，對應(yīng)的 N 值分別為 0.28, 0.41 和0.49(圖 18(a~c)), 這主要是 N 值的變化與基板的孔隙率相關(guān)。

圖18.基板厚度對燒結(jié)(a)1, (b)3, (c)6, (d)12, (e)24 和(f)48 h的 Si3N4 陶瓷介電擊穿強度(DBS)的影響。

當(dāng)燒結(jié)時長從 1 到 6 h 時，孔隙率從 5.4%降至 0.5%。 當(dāng)燒結(jié)時長＞6 h 時， 實現(xiàn)了完全致密， 此時 Si3N4 基板厚度與 DBS 不滿足式(3)的關(guān)系(圖18(d~f))，而是表現(xiàn)出 DBS 隨最大晶粒尺寸與基板厚度的比值的增加而下降的趨勢。圖 19 對此結(jié)果進行了解釋， β-Si3N4 晶粒與晶界相之間的界面存在高密度的懸空鍵，這種界面可能是導(dǎo)致介電擊穿的嚴(yán)重缺陷；基板厚度方向的晶粒數(shù)目多時(晶粒尺寸小)，介電擊穿的路徑更為曲折， DBS 更大，反之則反。

圖19.β-Si3N4 晶粒與晶界相/晶間玻璃薄膜(IGFs)之間界面的連接路徑示意圖。

4.2 覆銅Si3N4 陶瓷基板的性能評價

Si3N4 陶瓷基板應(yīng)用于功率模塊封裝材料時，其兩面都需要與 Cu 相結(jié)合形成覆銅的金屬化陶瓷基板，其中一面作為導(dǎo)體電路，另一面減小與散熱器之間界面熱阻。在功率模塊運行過程中，覆銅陶瓷基板靠近半導(dǎo)體設(shè)備的熱端與靠近散熱器的冷端之間溫差很大，由于陶瓷與金屬的熱膨脹系數(shù)不匹配，大的溫差將產(chǎn)生大的熱應(yīng)力， 這對覆銅陶瓷基板的力學(xué)和熱穩(wěn)定性提出了更高要求，因此需要對覆銅后Si3N4 陶瓷基板的性能進行測試，以評價其在功率模塊運行過程中的可靠性。Miyazaki 等測試了-40 到 250 ℃熱循環(huán)對 4種覆銅Si3N4 陶瓷基板力學(xué)和熱學(xué)性能的影響(表 2)，并與覆銅 AlN 陶瓷基板進行比較。

表2.用于熱循環(huán)測試的 Si3N4 陶瓷基板和 AlN 陶瓷基板的力學(xué)和熱學(xué)性能。

通過聲學(xué)掃描顯微鏡(Acoustic scanning microscope, ASM)觀察， 覆銅Si3N4 基板即使經(jīng)歷 1000 次熱循環(huán)測試也沒有出現(xiàn)Cu 層脫落現(xiàn)象，其中高熱導(dǎo)率和高韌性的 SN-1 覆銅基板表現(xiàn)最優(yōu)，整個熱循環(huán)測試過程都沒有裂紋產(chǎn)生(圖 20(a~d))；而覆銅 AlN 陶瓷基板僅 50 次熱循環(huán)后就出現(xiàn)嚴(yán)重的 Cu 層脫落現(xiàn)象。

圖20.覆銅基板不同熱循環(huán)次數(shù)后的照片((a)10 次， (b)100 次， (c)200 次和(d)1000次)； (e)陶瓷覆銅基板剩余/起始強度比隨熱循環(huán)次數(shù)的變化； (f)10 次熱循環(huán)后 Si3N4 覆銅基板的剩余強度/初始強度比與斷裂韌性的關(guān)系。

圖 20(e)為覆銅陶瓷基板熱循環(huán)測試后剩余強度與起始強度比值隨熱循環(huán)次數(shù)的變化， SN-1 覆銅基板經(jīng)歷 1000 次熱循環(huán)后強度也沒有出現(xiàn)明顯改變；而其余覆銅陶瓷基板的強度隨熱循環(huán)次數(shù)的增加均出現(xiàn)不同程度的下降。為探究 SN-1 覆銅基板抗熱疲勞性能優(yōu)異的原因，進一步研究了 10 次熱循環(huán)后剩余強度與起始強度比率和斷裂韌性之間的關(guān)系(圖 20(f))，陶瓷基板的抗熱疲勞能力隨斷裂韌性的增加而線性增加，表明陶瓷基板抵抗裂紋擴展能力是影響抗熱疲勞性能的重要因素。以上結(jié)果說明，高熱導(dǎo)率和高韌性的Si3N4更適合用作功率模塊的覆銅陶瓷基板材料。

05

結(jié)論與展望

高強高熱導(dǎo)Si3N4是最具潛力的第三代半導(dǎo)體陶瓷基板材料。本文從影響 Si3N4陶瓷熱導(dǎo)率的因素入手，系統(tǒng)綜述了通過選擇有效的燒結(jié)助劑、改進SRBSN 工藝和 GPS 工藝在制備高熱導(dǎo)率Si3N4陶瓷方面的研究進展，最后還介紹了Si3N4基板的介電擊穿強度以及覆銅后的性能評價。歷經(jīng)近 30 年的研究，高強高熱導(dǎo)Si3N4陶瓷取得了很大的突破，但距離大規(guī)模商業(yè)化應(yīng)用仍有一定差距。未來的研究方向包括：
1)加強對Si3N4陶瓷燒結(jié)過程的研究。當(dāng)前都是通過組分配方選擇和燒結(jié)工藝優(yōu)化來提高Si3N4陶瓷的熱導(dǎo)率，缺少對燒結(jié)過程中晶粒生長和晶格氧移除的動力學(xué)和熱力學(xué)方面的研究。加強對整個燒結(jié)過程的控制，從本質(zhì)上理解微結(jié)構(gòu)與熱學(xué)和力學(xué)性能之間的關(guān)系，有望更精確有效地調(diào)控 Si3N4 陶瓷性能。
2)降低高強高熱導(dǎo)Si3N4陶瓷基板的制備成本。成本高仍是限制Si3N4陶瓷基板大規(guī)模商業(yè)化應(yīng)用的最大障礙，隨著光伏產(chǎn)業(yè)的發(fā)展，高純 Si 粉的制備成本不斷下降，因此改進 SRBSN 方法以低成本 制備高強高熱導(dǎo)Si3N4陶瓷具有很大優(yōu)勢。同時，探索穩(wěn)定高效的非氧化物燒結(jié)助劑，以制備熱學(xué)與力學(xué)性能兼顧的Si3N4陶瓷仍是研究者關(guān)注的重點。
3)完善對包含Si3N4陶瓷基板在內(nèi)的第三代半導(dǎo)體功率模塊整體的性能評價。功率模塊由金屬化陶瓷基板、半導(dǎo)體器件、母材和散熱金屬粘合而成，最后用樹脂密封。未來除了提高Si3N4陶瓷基板的性能外，還應(yīng)加強對Si3N4陶瓷基板與其它部件結(jié)合作為整體使用時的可靠性評價。

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