ISIJ International, Vol. 41 (2001), No. 5, pp. 484–491
?2001ISIJ484
materials has been studied by using advanced analytical
methods such as electron microscopy, diffraction and spec-
troscopy, there has been little research related to analysis of
the mechanical properties exhibited during creep, stress re-
laxation etc.
In this work, a creep method was developed and applied
to the detection of aluminum nitride precipitation in a dual-
phase 3% silicon electrical steel.
2.Experimental Procedure
2.1.Materials
An electrical steel was used in the present investigation
of AlN precipitation during hot deformation. This steel, in
the form of 39mm thick hot rolled plate, was provided by
POSCO, Pohang Iron & Steel Co. Ltd., Korea. The chemi-
cal composition is listed in Table 1. The soluble aluminum
was 0.010% and the total nitrogen was 0.0095%. The sili-
con level was 3% and the carbon content was 0.038%; the
latter causes this steel to have an austenite volume fraction
of 10 to 20% within the hot rolling temperature range,15)
see Fig. 1.16)
Compression samples 11.9mm in height and 7.9mm in
diameter were machined from the as-received plates, with
their longitudinal axes parallel to the rolling direction.
These dimensions were chosen based on studies that indi-
cated that an aspect ratio of 1.5 promoted homogeneous de-
formation during compression testing.17)
2.2.Thermomechanical Treatment Schedule
The level of the preset stress must be carefully selected if
precipitation events are to be investigated by means of the
present creep method. In the current work, various prior
thermomechanical treatment schedules were executed at
constant strain rate in order to estimate this stress level.
These schedules are represented schematically in Fig. 2.
The ?rst step in the heat treatment schedule was to vary the
soaking temperature. Each specimen was soaked for 20min
at a test temperature in the range from 1000 to 1280°C. A
constant strain rate (10?4s?1) was then applied to the sam-
ples after cooling to the test temperature (e.g. 1000°C) and
the stress was recorded continuously. In this way, it was
found that the microstructure present prior to a test has a
signi?cant effect on the results. This is because it affects
the ?ow curves determined during testing.
2.3.Hot Compression and Creep Testing
The creep experiments were performed on the same
computerized materials testing machine set up for constant
strain rate testing. This machine is basically made up of an
automated MTS testing system of 25kN capacity and an in-
duction furnace. The compression test output was connect-
ed to a computer using the OS/2 operating system for data
acquisition; this also provided a graphical user interface for
the compression machine. To produce the constant true
strain rate needed for the ?rst set of experiments, the actua-
tor displacement speed had to be reduced in proportion to
the decreasing specimen height. A computer program was
generated for this purpose using the MTS TestStar soft-
ware; it enabled the crosshead displacement speed to be
controlled in steps.
The thermomechanical treatment schedule used for the
present creep tests is presented in Fig. 3. Each specimen
was solution treated prior to application of the load for 20
min at the solution temperature. As soon as the solution
treatment was completed, the specimen was cooled to the
test temperature. The test temperatures ranged from 900 to
1100°C for the present steel. On attaining the test tempera-
ture, a holding interval of 1min was employed to permit the
specimen temperature to become approximately uniform. A
constant stress was then applied to the specimen for up to
1hr and the strain was recorded continuously. During each
creep test, the temperature was held constant to within
?1°C.18)
485?2001ISIJ Table1.Chemical composition in weight percent of the steel
tested.
Fig.1.Fe–Si phase diagram, showing the effect of two C lev-
els.16)
Fig.2.Thermomechanical treatment schedules for determina-
tion of the applied stress.
Fig.3.Thermomechanical treatment schedule for a creep test.
3.Results and Discussion
3.1.Creep Method for Single-phase Steels
The present creep method was developed by Sun et al .19)and is well suited for detecting precipitation in both single phase ferritic and single phase austenitic steels. Never-theless, before each creep test, the level of the preset stress has to be carefully selected; thus preliminary tests were car-ried out to determine the ?ow curves of the steels at a strain rate of 10?4s ?1directly at each temperature of interest without employing any prior solution heat treatment.
One of the true stress–true strain curves established in this way at 1000°C is shown in Fig. 4. The steady state stress under these conditions, in which the net rate of work hardening is approximately zero, was hard to ?nd.Furthermore, this stress–strain curve differs somewhat from the ?ow curves that are typical of ferrite or austenite; ferrit-ic steels follow the dynamic recovery shape of curve, while austenitic steels follow the dynamic recrystallization shape of curve. In Fig. 4, the ?ow curve initially displays a nega-tive slope; then, in the region between strains of 0.2 and 0.4, it approaches a steady-state value. The stresses de?ned at the largest strains were employed as the applied stresses for the creep tests at each test temperature of interest.
Oscillations can be seen in Fig. 4 and there are two possi-ble explanations for this phenomenon. They could be caused by DSA (dynamic strain aging), even though this phenomenon is not frequently found at high temperatures.In general, DSA, when caused by the interstitial elements carbon and nitrogen, occurs between 150 and 300°C, de-pending on the strain rate. The diffusivities of the substitu-tional elements are many orders of magnitude lower than those of the interstitial elements. Much higher temperatures are therefore required in order to develop the type of DSA caused by substitutional elements compared to when DSA is generated by the diffusion of interstitial elements. Re-cently, high temperature DSA phenomena have been report-ed by Cho et al . in 304 stainless steel.20)Furthermore, the diffusion coef?cients of the Si and Mn contained in the pre-sent material at 1000°C are similar to those of carbon and nitrogen when DSA occurs at temperatures between 150and 300°C.
Another possible explanation for the oscillations involves the Kurdjumov–Sachs relationship. When austenite forms in the present type of dual-phase steel on heating, it obeys the Kurdjumov–Sachs correspondence relationship. It is therefore coherent and acts to inhibit deformation in the softer ferritic matrix. The work hardening rate is also in-creased. During deformation, the austenite loses its co-herency and therefore its hardening effect. This, together with the decreasing volume fraction of the austenite, will lead to ?ow softening. This decrease is con?rmed in Tables 2and 4, from which the austenite fraction can be seen to decrease from 12.1% prior to testing to 2.8% after defor-mation.
From Fig. 5, it can be seen that steady state creep sets in after about 400s, Fig. 5(a). When the data are plotted semi-logarithmically, Fig. 5(b), the true strain increases smoothly as log(time) increases and no plateau is present on this curve. Here, the strain is increasing relatively rapidly be-cause the applied stress is too “high”. Under these condi-tions, it is hard to detect the initiation or completion of AlN precipitation.
The dependence of the microstructure and austenite vol-ume fraction on the deformation conditions is illustrated in Fig. 6and summarized in Table 2. As shown in the table,when the load was applied to the sample, the transforma-tion was accelerated by the strain, i.e . a strain–induced transformation took place. Under these conditions, the amount of austenite decreased from 9.8 to 2.8vol%; this is one reason why it was dif?cult to de?ne the steady-state stress.
?2001ISIJ
486
Fig.4.
Typical ?ow curve obtained at a strain rate of 10?4s ?1at 1000°C.
Table 2.Austenite volume fractions after 60min at 1000°C
(vol%).
Fig.5.
Typical true strain curve obtained by heating directly to 1000°C using creep testing. The data are plotted against (a) linear time and (b) log time.
The true stress–true strain curves established in this way at 1
000°C are shown in Fig. 7. A steady state of ?ow is readily seen in the 1150°C (curve b) and 1280°C (curve c)soak temperature tests. By contrast, there is ?ow softening when the sample was simply heated to the test temperature,curve a. As stated previously, such softening is probably due to: i) the gradually decreasing volume fraction of austenite (Table 2); and ii) the loss of coherency of the austenite phase resulting from deformation.21)Because of the signi?cant ?ow softening taking place in the absence of solution heat treatment, the soak temperature for preheating was ?xed at 1150°C for all the creep tests.
The true stress–true strain curves that resulted when the in?uence of transformation during deformation was re-duced to a minimum are presented in Fig. 8. These samples were soaked at 1150°C for 20min prior to cooling to the test temperature, i.e . 900, 1000 or 1100°C. Then a constant
strain rate of 10?4s ?1was applied to the samples. The val-ues de?ned in this way were employed as applied stresses for each creep test temperature of interest (Table 3). In Fig.8, the dynamic transformation of austenite-to-ferrite at 900and 1000°C seems to lead to the appearance of oscillations on the ?ow curve, which gradually disappear. This can be attributed to the very low volume fractions of austenite pre-sent at large strains. The effect is missing at 1100°C be-cause, although the volume fraction of austenite is higher, it is more stable.
To investigate the effect of soak temperature on the austenite volume fraction and morphology, samples were preheated to temperatures of 1000, 1150, 1280°C for 20min prior to testing at 1000°C. The microstructures after heat treatment but prior to testing are displayed in Fig. 9and the austenite volume fractions are shown in Table 4.When the soak temperature of the sample prior to testing was increased to 1150 and 1280°C, the austenite volume fraction also changed. The austenite morphologies after heating to 1150 and 1280°C were similar and differed from that of the 1000°C sample.
3.2.Creep Testing of the Dual-phase Steels
Some of the true strain–log(time) curves acquired by the present creep technique on the dual-phase electrical steel are illustrated in Fig. 10. In these ?gures, the slopes of the creep curves ?rst increase during loading and then decrease after some seconds of creep. The points on the curves iden-ti?ed here as P s can be associated with the initiation of pre-cipitation during creep. Unfortunately, the plateau on the strain curve is not level enough for the precipitation ?nish time to be identi?ed. In the earlier work carried out by Sun and onas 19)on a MnS-containing electrical steel, the plateaus were nearly horizontal, making it relatively easy to estimate the P f times. This may be because the MnS precip-itates were ?ner than the present AlN particles. Some trans-mission electron microscopy must therefore be carried out to establish the particle size distribution in the present ma-terial and to verify this hypothesis. For the successful pro-duction of Goss-oriented material by secondary recrystal-lization, the AlN precipitates must be suitably ?ne. Thus the chemistries of AlN-based electrical steels and their pro-487
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Fig.7.
Flow curves obtained at a strain rate of 10?4s ?1and 1000°C after preheating for 20min at: (a) 1000°C, (b)1150°C and (c) 1280°C.
Fig.8.
Typical ?ow curves obtained at a strain rate of 10?4s ?1at:(a) 900°C, (b) 1000°C and (c) 1100°C.
Fig.6.
Microstructure of the present steel after deformation at 1000°C compared with that of the undeformed material:(a) total strain ?0.36 and (b) undeformed (F ?ferrite,A ?austenite).
Table 3.
Applied stresses employed in the creep experiments.
cessing conditions must be appropriately optimized if this
approach is to be successful. As shown in Fig. 10, when the
load is increased, the precipitation start time, P
s
, is short-
ened. Precipitation is accelerated because the dislocation
density increases with stress or strain rate.
The P
s
time can be evaluated more precisely using the
second derivative of the strain with respect to log(time).
This derivative changes from positive to negative at P
s
and
becomes positive again at P
f
. Thus P
s
and P
f
can be de?ned
by employing the equations proposed by Sun and Jonas.19)
Nevertheless, when the creep test temperature was in-
creased, it became hard to detect AlN precipitation. This
can be explained quite simply in terms of the reduced vol-
ume fraction and larger mean diameter of the particles
under these conditions.
Some typical microstructures after reheating at 1280°C
and then creep testing are illustrated in Fig. 11and the
austenite volume fractions are shown in Table 5. The
austenite volume fraction and microstructure morphology
produced at 900 and 1000°C differ sharply from that re-
sulting from 1100°C testing. When the creep experiments
were carried out at 900 and at 1000°C, the austenite vol-
ume fraction decreased. By contrast, the austenite volume
fraction of the sample creep tested at 1100°C changed lit-?2001ISIJ488
Fig.9.Microstructures after preheating prior to testing at
1000°C at: (a) 1000°C, (b) 1150°C and (c) 1280°C
(F?ferrite, A?austenite).
Table4.Austenite volume fractions at 1000°C after preheat-
ing for 60min at the temperatures shown.
Table5.Austenite volume fractions after creep at different
temperatures (reheating temperature: 1280°C).
Fig.10.True strain–log(time) curves obtained by creep testing at
900°C under the following loads: (a) 553N (12.2MPa),
(b) 500N (11MPa) and (c) 462N (10.2MPa).
Fig.11.Microstructures of the present electrical steel after re-
heating at 1280°C and then creep testing at: (a) 900°C,
(b) 1000°C and (c) 1100°C (F?ferrite, A?austenite).
tle. This means that the austenite-to-ferrite transformation is accelerated by deformation, particularly when the sample temperature is decreased from the preheat temperature of 1280°C to test temperatures below 1100°C.
The formation of Widmanst?tten austenite along the grain boundaries and within the grains can be seen quite clearly in Figs. 11(a) and 11(b). It has been reported 22)that the austenite in dual-phase steels obeys the Kurdjumov–Sachs relationship with respect to the ferrite. For example,the {011}a planes are parallel to the {111}g planes, while the ?111?a and ?110?g directions are also parallel. Thus,when the austenite phase forms by solid state transforma-tion of the ferrite, it is coherent with the latter. When these particles are coherent with the matrix, stress ?elds are pre-sent around the “precipitates”. This is because coherency increases the degree of interaction between the second phase and the glide dislocations. In Fig. 11(c), the 1100°C austenite is spheroidized and is therefore incoherent. Such spheroidization appears to be possible during creep at 1100°C (but not at 900 and 1000°C) because of the much higher diffusivities that apply to this temperature.
In the present study, the effects of soak temperature and deformation on the volume fraction of austenite were stud-ied by subjecting a series of specimens to different thermo-mechanical processing schedules. Some samples were heat-ed directly to respective test temperatures of 900, 1000,1220 and 1280°C. Other samples were cooled to 900,1000 and 1100°C after soaking at 1150 and 1280°C. Still other samples were deformed at 900, 1000 and 1100°C after soaking at 1280°C for 20min. The associated austen-ite volume fractions are illustrated in Fig. 12.
When the soak temperature of a given sample was in-creased, the austenite volume fraction increased. The austenite volume fractions and morphologies after heating to 1150 (curve c) or 1280°C (curve b) were similar and differed from that of the 1000°C sample. They also differed from those of the directly heated samples (curve a). When a creep experiment was carried out at either 900 or 1000°C,the austenite volume fraction decreased and the grain size increased signi?cantly (curve d). The austenite volume fraction of a sample creep tested at 1100°C changed little but the austenite was coarsened.
Based on the foregoing observations, it is clear that the austenite-to-ferrite transformation in the present dual-phase steel is accelerated by deformation (curve d, 900 and
1000°C). In the cases of the 900 and 1000°C tests, when samples are cooled after soaking at temperatures higher than the test temperature, the austenite volume fraction de-creased. Some of the austenite phase present prior to defor-mation transforms into ferrite. When deformation is ap-plied to such samples, the austenite-to-ferrite transforma-tion is accelerated by the presence of the dislocations.
The effect of deformation on the microstructure of the ferrite formed dynamically is illustrated in Fig. 13. In order to compare the microstructures, samples were quenched after 1min (a) and 60min (b) without deformation, and 60min after deformation (c) at a constant load of 265N (i.e . a stress of 5.4MPa).
From metallographic examination of the quenched 1000°C samples, it is evident that the slightly deformed ferrite grains increased sharply in size but that the unde-formed sample grain size increased only slightly. By con-trast, when large deformations were applied to two ferritic steels, the grains decreased in size. Belyakov et al .23)and Baczynski and J onas 24)both described the effect of large deformations on grain size, the former on stainless steel and the latter on ferritic steels. In both cases, the ferrite grains decreased in size with the formation of new grains by the growth of subgrains and a gradual increase in the sub-boundary misorientation. These discrepancies seem to be associated with the magnitutudes of the strains and strain rates. Under creep conditions (low strains and strain rates), the sub-boundary misorientation is unable to in-crease and strain–induced boundary migration (SIBM)probably takes place instead.
489
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Fig.12.Austenite volume fractions: (a) on heating, (b) on cool-ing after soaking at 1280°C, (c) on cooling after soaking at 1150°C, and (d) deformed after soaking at 1280°C.
Fig.13.Microstructures of the present steel after different hold
times at 1000°C after solution treatment at 1280°C: (a)1min, (b) 60min and (c) 60min during deformation under a constant load of 265N (5.82MPa) (F ?ferrite,A ?austenite).
3.3.Precipitation–Time–Temperature Diagram
In order to collect the experimental results and represent them in a single diagram, the P s and strain rate data gath-ered on the electrical steel are listed in Table 6. These re-sults are also presented in Fig. 14in the form of a precipita-tion–time–temperature (PTT) diagram. It is apparent from this ?gure that the curve for AlN precipitation in the pre-sent dual-phase steel is consistent with the generally ob-served classical C-shape, with the nose located at a mini-mum time of about 95s at 1000°C. It is of interest that the nose is located at or near the temperature at which the vol-ume fraction of austenite is at its maximum; i.e . between 000 and 1100°C. Iwayama and Haratani 14)determined an AlN PTT curve in a somewhat similar steel using the elec-trochemical method; in their case, the nose of the curve was located at a minimum time of about 15s at 1150°C. This difference probably arises because the carbon content of the present material, i.e . about 0.04% C, is signi?cantly lower than that of the Iwayama and Haratani steel, 0.05% C.
Another matter of note involves the possible indirect ef-fect of C level on the driving force for precipitation. For ex-ample, Kononov and Mogutnov 25)suggested that the solu-bility of MnS in 3% silicon steel depends on the carbon content. An increase in carbon concentration raises the so-lution temperature sharply; this is the temperature below which the solution becomes supersaturated, leading to an increase in the driving force for MnS precipitation at a ?xed temperature. Here, the change in the precipitation kinetics is more likely to be related to the state of deformation of the specimens. For example, the rate of AlN precipitation in ?2001ISIJ
490
Fig.14.PTT curve for the dual-phase 3% Si steel acquired by
the present creep technique. The points represent data obtained at strain rates of: (a) 3.4?10?5s ?1and (b)1.1?10?4s ?1.
dual-phase 3% Si electrical steel when cooled to a test tem-perature is higher than when it is directly heated to the same temperature. During the newly developed type of test, the creep rate is sensitive to both the occurrence of precipi-tation as well as to that of transformation. When the in?u-ence of the latter is reduced to a minimum, the slope of the creep strain–log(time) curve decreases after the initiation of precipitation.
(2)The PTT diagram determined by the present creep technique for AlN precipitation is generally C-shaped, with the nose located at a minimum time of about 95s at 1000°C. Using a precipitation model, the laboratory results obtained at low strain rates were extrapolated to the indus-trial rolling range, which involves much higher strain rates, leading to start times in the 1s range.
(3)During deformation, oscillations were observed on every ?ow curve. These could be caused by DSA (dynamic strain aging), as the diffusion coef?cients of the Si and Mn contained in the present material between 900 and 1100°C are similar to those of carbon and nitrogen when DSA oc-curs at temperatures between 150 and 300°C.
(4)The austenite volume fraction of samples crept at 900 and 1000°C decreased signi?cantly but that of speci-mens crept at 1100°C remained constant or increased a lit-tle. The decrease in volume fraction seems to be responsi-
ble for the ?ow softening observed at the two former tem-perature temperatures. Some contribution to the ?ow soft-ening may also come from the loss of coherence during de-formation of the Widmanst?tten austenite phase.
Acknowledgment
The authors gratefully acknowledge the ?nancial support of the Pohang Iron & Steel Company.
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Fig.15.Estimated effect on the precipitation kinetics of increas-ing the strain rate from 3.4?10?5to 200s?1. Curve (a)
represents the experimental data determined at
3.4?10?5s?1. Curves (b) and (c) were calculated using a
modi?ed Dutta and Sellars equation.
七个方面让你全面了解氧化铝陶瓷基板的优势和应用 氧化铝陶瓷基板在消费电子、汽车电子、LED照明等行业已经应用非常广泛，那么氧化铝陶瓷基板在行业应用科研创新方面起到了非常很重要的作用。今天我们就来全面分析一下氧化铝陶瓷基板。 首先了解什么是氧化铝陶瓷基板？ 氧化铝陶瓷是一种以氧化铝（Al2O3）为主体的陶瓷材料，用于厚膜集成电路。氧化铝陶瓷有较好的传导性、机械强度和耐高温性。需要注意的是需用超声波进行洗涤。氧化铝陶瓷是一种用途广泛的陶瓷，因为其优越的性能，在现代社会的应用已经越来越广泛，满足于日用和特殊性能的需要。 其次：氧化铝陶瓷基板的结构和分类 氧化铝陶瓷基板的结构构成主要是：氧化铝(Al2O3)。普通型氧化铝陶瓷系按Al2O3含量不同分为99瓷、95瓷、90瓷、85瓷等品种，有时Al2O3含量在80%或75%者也划为普通氧化铝陶瓷系列。其中99氧化铝瓷材料用于制作高温坩埚、耐火炉管及特殊耐磨材料，如陶瓷轴承、陶瓷密封件及水阀片等；95氧化铝瓷主要用作耐腐蚀、耐磨部件；85瓷中由于常掺入部分滑石，提高了电性能与机械强度，可与钼、铌、钽等金属封接，有的用作电真空装置器件。 再次：氧化铝陶瓷基板的优缺点 1.硬度大 经中科院上海硅酸盐研究所测定，其洛氏硬度为HRA80-90，硬度仅次于金刚石，远远超过耐磨钢和不锈钢的耐磨性能。 2.耐磨性能极好
经中南大学粉末冶金研究所测定，其耐磨性相当于锰钢的266倍，高铬铸铁的171.5倍。根据我们十几年来的客户跟踪调查，在同等工况下，可至少延长设备使用寿命十倍以上。 3.重量轻 其密度为3.5g/cm3，仅为钢铁的一半，可大大减轻设备负荷。 氧化铝陶瓷主要技术指标 氧化铝陶瓷含量≥92% 密度≥3.6g/cm3 洛氏硬度≥80HRA 抗压强度≥850Mpa 断裂韧性KΙC≥4.8MPa·m1/2 抗弯强度≥290MPa 导热系数30~50W/m.K 热膨胀系数：7.2×10-6m/m.K 4，缺点: 比较易碎：相对与氮化铝陶瓷基板来说，更容易碎 导热没有氮化铝更好：氮化铝陶瓷基板导热可以到190~260W，氧化铝一般是25W~50W 五，氧化铝陶瓷基板导热 氧化铝陶瓷基板有较好的传导性、机械强度和耐高温性。氧化铝陶瓷基板的导热率差不多在45W/(m·K)左右。一般看到的就是这基板的覆铜对导热率也会有一定的影响，陶瓷板覆铜工艺也分很多种，有高温熔合陶瓷基板（HTFC)、低温共烧陶瓷基板
斯利通关于陶瓷表面金属化的应用与研究现代新技术的发展离不开材料，并且对材料提出愈来愈高的要求。随着材料科学和工艺技术的发展，现代陶瓷材料已经从传统的硅酸盐材料，发展到涉及力、热、电、声、光诸方面以及它们的组合，将陶瓷材料表面金属化，使它具有陶瓷的特性又具有金属性质的一种复合材料，对它的应用与研究也越来越引起人们重视。 通过化学镀、真空蒸镀、离子镀和阴极溅射等技术，可以使陶瓷片表面沉积上Cu、Ag、Au等具有良好导电性和可焊性的金属镀层，这种复合材料常用来生产集成电路、电容等各种电子元器件。作为集成电路的方面，是将微型电路印刷在上面，用陶瓷做成的基片具有导热率高、抗干扰性能好等优点。随着电子工业、计算机的飞速发展，集成电路变得越来越复杂，包括的装置和功能也是越来越多，这样就要求电路的集成化程度越来越高。此时使用陶瓷金属化的基片能够大幅提高电路集成化，实现电子设备小型化。 电容器作为一种重要的电气件，它在电子工业和电力工业都有着很重要的用途。其中陶瓷电容器因具有优异的性能而占有很重要的地位，目前它的产销量是很大的，而且每年还在递增。 电子仪器在工作时。一方面向外辐射电磁波，对其他仪器产生干扰，另一面还要遭受外来电磁波的干扰。当今电子产品的结构日益复杂，品种与数量日益增多，灵敏度日益提高，所以电磁干扰的影响也日益严重，已经引起了人们的重视。 在电磁屏蔽领域，表面金属化陶瓷同样发挥着重要的作用，在陶瓷片表面镀上一层 Co-P和Co-Ni-P合金，沉积层中含磷量为0.2%-9%，其矫顽磁力在200-1000奥斯特，常作为一种磁性镀层来应用，由于其抗干扰能力强，作为最
高等级的屏蔽材料，可用于高功率和非常灵敏的仪器，主要用在军工产品上面。 陶瓷金属化在工艺上有化学镀、真空镀膜法、物理蒸镀法、化学气相沉淀法及喷镀法，再就是最新的离子化镀层法，像激光活化金属化技术，其优点明显： 1、结合力强，激光技术使金属层的结合强度可以达到45Mpa； 2、不管被镀物体形状如何复杂都能得到均匀的一层镀层； 3、成本大幅降低，效率提高； 4、绿色环保无污染。 陶瓷金属化作为一种新型材料具有许多独特的优点，它的应用和研究只是刚刚起步，还有非常大的发展空间，在不远的将来，陶瓷金属化材料必将大放光彩。
四种晶体类型的比较
物质熔沸点高低的比较方法 物质的熔沸点的高低与构成该物质的晶体类型及晶体内部粒子间的作用力有关，其规律如下： 1、在相同条件下，不同状态的物质的熔、沸点的高低是不同的，一般有：固体>液体>气体。例如：NaBr （固）>Br2>HBr（气）。 2、不同类型晶体的比较规律 一般来说，不同类型晶体的熔沸点的高低顺序为：原子晶体>离子晶体>分子晶体，而金属晶体的熔沸点有高有低。这是由于不同类型晶体的微粒间作用不同，其熔、沸点也不相同。原子晶体间靠共价键结合，一般熔、沸点最高；离子晶体阴、阳离子间靠离子键结合，一般熔、沸点较高；分子晶体分子间靠范德华力结合，一般熔、沸点较低；金属晶体中金属键的键能有大有小，因而金属晶体熔、沸点有高（如W）有低（如Hg）。例如：金刚石>食盐>干冰 3、同种类型晶体的比较规律 A、原子晶体：熔、沸点的高低，取决于共价键的键长和键能，原子半径越小，键长越短，键能越大共价键越稳定，物质熔沸点越高，反之越低。如：晶体硅、金刚石和碳化硅三种晶体中，因键长C—C
七大方面解析氮化铝陶瓷基板的分类和特性 氮化铝陶瓷基板在大功率器件模组，航天航空等领域备受欢迎，那么氮化铝陶瓷基板都有哪些种分类以及氮化铝陶瓷基板特性都体现在哪些方面？ 一，什么是氮化铝陶瓷基板以及氮化铝陶瓷基板的材料 氮化铝陶瓷基板是以氮化铝(AIN)为主晶相的陶瓷基板，也叫氮化铝陶瓷基片。热导率高，膨胀系数低，强度高，耐高温，耐化学腐蚀，电阻率高，介电损耗小，是大功率集成电路和散热功能的重要器件。 二，氮化铝陶瓷基板分类 1，按电镀要求来分 氮化铝陶瓷覆铜基板（氮化铝覆铜陶瓷基板），旨在氮化铝陶瓷基板上面做电镀铜，有做双面覆铜和单面覆铜的。 2，按应用领域分 LED氮化铝陶瓷基板（氮化铝led陶瓷基板），主要用于LED大功率灯珠模块，极大的提高了散热性能。 igbt氮化铝陶瓷基板,一般用于通信高频领域。 3，按工艺来分 氮化铝陶瓷基板cob（氮化铝陶瓷cob基板),主要用于Led倒装方面。 dpc氮化铝陶瓷基板,采用DPC薄膜制作工艺，一般精密较高。 dpc氮化铝陶瓷基板(AlN氮化铝dbc陶瓷覆铜基板)，是一种厚膜工艺，一般可以实现大批量生产。 氮化铝陶瓷基板承烧板 3，按地域分
有的客户对特定的氮化铝陶瓷基板希望是特定地域的陶瓷基板生产厂家，因此有了： 日本氮化铝陶瓷基板 氮化铝陶瓷基板台湾 氮化铝陶瓷基板成都 福建氮化铝陶瓷基板 东莞氮化铝陶瓷基板 台湾氮化铝陶瓷散热基板 氮化铝陶瓷基板珠海 氮化铝陶瓷基板上海 4，导热能力来分 高导热氮化铝陶瓷基板，导热系数一般较高，一般厚度较薄，一般导热大于等于170W的。 氮化铝陶瓷散热基板，比氧化铝陶瓷基板散热好，大于等于50W~170W. 三，氮化铝陶瓷基板特性都有哪一些？ 1，氮化铝陶瓷基板pcb优缺点 材料而言：陶瓷基板pcb是陶瓷材料因其热导率高、化学稳定性好、热稳定性和熔点高等优点，很适合做成电路板应用于电子领域。许多特殊领域如高温、腐蚀性环境、震动频率高等上面都能适应。氮化铝陶瓷基板，热导率高，膨胀系数低，强度高，耐高温，耐化学腐蚀，电阻率高，介电损耗小，是理想的大规模集成电路散热基板和封装材料。硬度较高，交工难度大，压合非常难，一般加工成单双面面陶瓷基板pcb. 2,氮化铝陶瓷基板产品规格（尺寸/厚度、脆性） 氮化铝陶瓷基板的产品规格尺寸厚度，有不同的尺寸对应不同个的厚度，具体如下： 氮化铝陶瓷基板尺寸一般最大在140mm*190mm,氮化铝陶瓷基板厚度一般在
陶瓷金属化技术-钼锰法 新型陶瓷常用的钼锰法工艺流程与被银法基本相似。其金属化烧结多在立式或卧式氢气炉中进行。采用还原气氛，但需要含微量的氧化气体，如空气和水汽等，也可采用H2、N2及H2O三元气体。金属烧结的温度，一般比瓷件的烧成温度低30~100℃。[钼锰法也是烧结金属粉末法最重要的一种。] 金属件的膨胀系数与陶瓷的膨胀系数尽可能接近，互相匹配，封包陶瓷的金属应有较高的温度系数，封接与陶瓷内的金属应有较低的温度系数。这样，陶瓷保持受压状态。 钼锰法的工艺流程图： 1、金属化用的原料的处理与配制 （1）钼粉：使用前先在纯，干的H2气氛中1100 ℃处理，并将处理过的钼粉100g加入500ml
无水乙醇中摇动一分钟，然后静置三分钟，倾出上层的悬浮液，在静止数小时使澄清，最后取出沉淀在40 ℃下烘干。 （2）锰粉：电解锰片在钢球磨中磨48小时，以磁铁吸去铁屑，在用酒精漂选出细颗粒。（3）金属化涂浆的配制与涂制：取100g钼锰金属的混合粉末（钼：锰=4：1），在其中加入2.5g硝棉溶液及适量的草酸二乙酯，搅拌均匀，至浆能沿玻璃棒成线状流下为准。每次使用前如稠度不合适，可再加入少量硝棉溶液或者草酸二乙酯进行调节。涂层厚度为50um。 金属化的机理：锰被水气中的氧气在800℃下氧化，高温下，熔入玻璃相中，减低其黏度。玻璃相渗入钼层空隙，并向陶瓷坯体中渗透。由于Al2O3在玻璃相中溶解-重结晶过程，因此在界面上往往存在大颗粒的刚玉晶体。氧化锰还能与Al2O3生成锰铝尖晶石，或与SiO2生成蔷薇辉石。 钼在高温下烧结成多孔体，同时钼的表面被氧化，并渗入到金属化层空隙的玻璃相中，被润湿和包裹，这样容易烧结，并向瓷体移动。 冷却后，经书相层就通过过渡区而与瓷坯紧密的结合。由于以上的高温反应在氧化铝瓷和钼锰金属化层之间形成有一厚度的中间层。金属化层厚度约为50um时，中间层约为30um，金属化层厚度增加，中间层厚度也增加。 2、上镍 在金属化烧成以后，为改善焊接时金属化层与焊料的润湿性能，许在上面上一层镍，可用涂镍再烧，也可用电镀的方法。 1，烧镍：将镍粉用上述钼粉漂选方法获得细颗粒，并采用和制金属化钼锰浆一样的方法制成镍浆，涂在烧好的金属化层上，厚度为40um，在980℃干H2气氛中烧结15分钟。 2，镀镍：在金属化层上电镀镍，周期短，电极上采用的镍板纯度为99.52%。 3、焊接 经金属化并上有镍的陶瓷，与金属焊接在一起，是在干燥H2保护下的立式钼丝炉中进香。与可伐合金焊接时焊料用纯银，与无氧铜焊接时，只能用银铜低共熔合金。 纯银焊料：一般采用0.3mm厚的薄片，或直径0.1mm的银丝，纯度为99.7%，焊接温度为030-1050℃ 银铜焊料：也可采用0.3mm厚的薄片，或直径0.1mm的银丝，成分为72.98%银，27.02%铜焊接温度为030-1050 ℃
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四种晶体类型的比较
物质熔沸点高低的比较方法 物质的熔沸点的高低与构成该物质的晶体类型及晶体内部粒子间的作用力有关，其规律如下： 1、在相同条件下，不同状态的物质的熔、沸点的高低是不同的，一般有：固体> >HBr（气）。 液体>气体。例如：NaBr（固）>Br 2 2、不同类型晶体的比较规律 一般来说，不同类型晶体的熔沸点的高低顺序为：原子晶体>离子晶体>分子晶体，而金属晶体的熔沸点有高有低。这是由于不同类型晶体的微粒间作用不同，其熔、沸点也不相同。原子晶体间靠共价键结合，一般熔、沸点最高；离子晶体阴、阳离子间靠离子键结合，一般熔、沸点较高；分子晶体分子间靠范德华力结合，一般熔、沸点较低；金属晶体中金属键的键能有大有小，因而金属晶体熔、沸点有高（如W）有低（如Hg）。例如：金刚石>食盐>干冰 3、同种类型晶体的比较规律 A、原子晶体：熔、沸点的高低，取决于共价键的键长和键能，键长越短，键能越大共价键越稳定，物质熔沸点越高，反之越低。如：晶体硅、金刚石和碳化硅三种晶体中，因键长C—C
例如：MgO>CaO ，NaF>NaCl>NaBr>NaI 。 KF ＞KCl ＞KBr ＞KI ，CaO ＞KCl 。 C 、金属晶体：金属晶体中金属阳离子所带电荷越多，半径越小，金属阳离子与自由电子静电作用越强，金属键越强，熔沸点越高，反之越低。如：Na ＜Mg ＜Al ，Li>Na>K 。 合金的熔沸点一般说比它各组份纯金属的熔沸点低。如铝硅合金＜纯铝（或纯硅）。 D 、分子晶体：熔、沸点的高低，取决于分子间作用力的大小。分子晶体分子间作用力越大物质的熔沸点越高，反之越低。（具有氢键的分子晶体，熔沸点反常地高） 如：H 2O ＞H 2Te ＞H 2Se ＞H 2S ，C 2H 5OH ＞CH 3—O —CH 3。 （1）组成和结构相似的分子晶体，相对分子质量越大，分子间作用力越强，物质的熔沸点越高。如：CH 4＜SiH 4＜GeH 4＜SnH 4。 （2）组成和结构不相似的物质（相对分子质量相近），分子极性越大，其熔沸点就越高。如熔沸点 CO ＞N 2，CH 3OH ＞CH 3—CH 3。 （3）在高级脂肪酸形成的油脂中，不饱和程度越大，熔沸点越低。 如：C 17H 35COOH ＞C 17H 33COOH ；硬脂酸 ＞ 油酸
陶瓷金属化产品与普通pcb板对比分析 当今是互联网时代，各种大数据一应俱全，在我们选择商品时，我们都会根据互联网给我们提供的大数据对要选择的产品进行详尽的分析，通过数据的对比，可以选择到更加适合自己的产品。陶瓷金属化产品和市面上普通的pcb板的竞争已经趋于白热化，现在我们就拿市面上最常见的pcb板和陶瓷金属化产品进行比较，来简要分析一下为什么后起之秀——陶瓷金属化产品有这么强的市场竞争力的原因。 原材料价格对比 材料价格是生产厂家和销售商获取利润的一大方面。市面上的普通PCB板根据材质不同价格也会相应不同。例如94VO纸基板FR-4价格在110~140元/平米其厚度，当然CEM-1 94HB单面纸基板价格也在500元/平米。普通的玻纤板价格则会相对较低，例如FR-4玻纤板在0.3-0.5mm价格在40~50元/平米。环氧树脂基板价格和化纤板的价格相差还不大。环氧树脂3mm黄色纤维板也在20元/Kg.当然如果选用的板材面积较大，其价格也会相对的发生变化例如：3mm 500*1000的黄色环氧树脂价格则是50元/张。这俩面产生的价格差异也是根据板材的厚度，大小，以及不同的工艺也会产生差异。 当今陶瓷板的价格也是参差不齐，他根据陶瓷板的厚度，材质，以及生产工艺的不同，所需要的价格也大不相同。其中陶瓷板子分为92氧化铝陶瓷板，95氧化铝陶瓷板，96氧化铝陶瓷板，99氧化铝陶瓷板.当然还有氮化硅陶瓷板，以及99氮化铝陶瓷板，在这些陶瓷版俩面跟据跟据陶瓷板的厚度以及大小进行定价。例如40*40*2mmIGBT基板每片在3元左右。氮化铝陶瓷板价格就会相对昂贵。0632*0.632*0.2mm氮化铝陶瓷般的价格基本在200元左右。 单纯从价格对比来说同体积普通的pcb板的价格相对于陶瓷板就便宜很多了，相对来说选用普通的pcb基板就要经济实惠多了。但是今年7月初，山东金宝、建滔、明康、威利邦、金安国纪等数家公司先后发布铜箔、覆铜板等涨价通知，上涨情况为：铜箔每吨上调1000-2000元，纸板上调10元/张，绝缘玻纤ccl上调5元/张，板料上调5元/张。7月底，福建木林森照明、东成宏业、摩根电子、海乐电子等多家PCB企业发布线路板涨价通知，涨幅几乎是清一色的10%。虽然普通的pcb基板所选用的材料经济实惠，但是经过这么大幅度的涨价显然是在抬升相应产品的价格，压缩了pcb基板的利润。 材料性能对比 在普通的pcb板材都是采用纸板，环氧树脂，玻纤板，除了玻纤板，其余的都是有机物。因此在宇宙射线上的照射下容易发生化学反应，改变其分子结构，使产品发生形变，因此是无法运用在航空航天的。 普通的pcb基板相对于陶瓷来说密度较小，重量较轻，利于远距离的运输。纸板和环氧树脂板韧性高，不易碎。 但是普通的pcb板所都耐不住高温，纸的着火点在在130℃，是相当低的，即使是添加
金属表面的陶瓷化方法 金属的表面在许多场合都需要进行处理以获得耐磨、绝缘等性能，陶瓷材料具有绝缘、耐蚀、耐磨等特点，但是，陶瓷材料脆性大，加工性能差。我们通过进行金属表面陶瓷化改性可以提高材料表面的耐磨、耐蚀等性能，以使金属表面绝缘。 金属表面陶瓷化方法特征： 1、在金属表面通过熔钎焊的方法堆焊一层铝基堆焊层，根据处理面积的大小决定采用焊接道数的多少，也就是基体并没有发生熔化，依靠熔化的铝基填充材料在基体表面润湿铺展形成连接，为了提高铝基钎料对母材金属的润湿性，可以做如下处理，基体表面镀锌或者在基体表面刷涂氟化物钎剂，焊接完毕以后，铝和金属基体通过中间的界面化合物层连接在一起，如果需要控制界面层的厚度，可以在金属基体的背面附加水冷装置，以减小界面扩散层的厚度。 2、根据结构的实际要求确定覆盖在金属基体表面上的铝层厚度，比如：可以采用线切割的方法将多余的铝堆焊层切除，将铝的表面进行打磨，以清除线 切割等加工造成的表面不平，然后进行去油、 水洗处理，得到金属基体-铝层复合体。 3、采用绝缘涂料将不需要微弧氧化的部分保护，然后对金属-铝层复合体的表面进行微弧氧化，在铝层表面获得原位生长的氧化铝陶瓷，陶瓷膜层通过铝-界面层与金属基体结合在一起，实现金属基体表面
耐蚀、绝缘等的使用要求，最后经过水洗、烘干，便获得金属-界面扩散层-铝-陶瓷的复合体系，完成了对金属的表面改性处理。 通过以上处理便可以在金属表面获得金属-界面扩散层-铝-陶瓷组成的结构体系，完成对一些金属基体的表面陶瓷化处理。其优点是通过熔钎焊的方式在金属基体表面附加铝堆焊层，避免了母材的熔化，消除了微弧氧化方法处理某些金属的限制，使铝的微弧氧化工艺比较成熟、氧化铝陶与铝的结合力强等。由于微弧氧化是在铝的表面原位生成陶瓷，可以使得膜层与基体结合牢固，陶瓷膜致密均匀。
双基练习——————————————————— 1．科学家近年来发现一种新能源——“可燃冰”，它的主要成分是甲烷与水分子的结晶水合物(CH4·n H2O)。埋于海底地层深处的大量有机质在缺氧环境中，被厌氧性细菌分解，最后形成石油和天然气(石油气)，其中许多天然气被包进水分子中，在海底的低温和高压条件下形成了类似冰的透明晶体，这就是“可燃冰”。这种“可燃冰”的晶体类型是() A．离子晶体B．分子晶体 C．原子晶体D．金属晶体 解析：可燃冰是甲烷分子与水分子间通过分子间作用力形成的类似冰的透明晶体。 答案：B 2．共价键、离子键和分子间作用力都是微粒之间的作用力。有下列晶体：①NaOH、②SiO2、③氧气、④金刚石、⑤NaCl、⑥白磷，其中含有两种作用力的组合是() A．①②⑤B．①②④ C．②④⑥D．①③⑥ 解析：NaOH存在离子键和共价键；氧气、白磷分子内存在共价键，分子间存在分子间作用力。 答案：D 3．离子晶体不可能具有的性质是() A．较高的熔、沸点B．良好的导电性 C．溶于极性溶剂D．坚硬而易粉碎 解析：离子晶体固体不导电，熔化或溶于水后导电。 答案：B 4．氮化硅(Si3N4)是一种新型的耐高温耐磨材料，在工业上有广泛用途，它属于() A．原子晶体B．分子晶体 C．金属晶体D．离子晶体 解析：原子晶体熔点高、硬度大，与“耐高温耐磨”吻合。 答案：A 5．下列各组物质中，按熔点由低到高排列正确的是() A．O2、I2、Hg B．CO2、BaCl2、SiO2 C．H2O、S、W D．SiO2、NaCl、S 解析：常温下Hg呈液态，不同类型晶体熔点高低规律一般有：分子晶体＜离子晶体＜原子晶体。 答案：BC 6．(1)指出下列物质的晶体类型： 金刚石__________，氯化氢__________，冰__________，二氧化硅__________，铜__________，固态氧__________，氯化钠__________，硫酸铜__________。 (2)在以上物质中，熔点最高的是__________，硬度最大的是__________，常温下能导电的是__________，水溶液能导电的是__________。
如何判别晶体类型 1、根据物质的分类判断 ①离子晶体---金属氧化物（如K2O、Na2O2等）、强碱（如NaOH、KOH等）和绝大多数的盐类是离子晶体 ②分子晶体---卤素、氧气、氢气等大多数非金属单质（除金刚石、石墨、晶体硅、晶体硼外）、稀有气体、所有非金属氢化物、多数非金属氧化物（除SiO2外）、含氧酸（几乎所有的酸）、绝大多数有机物的晶体都是分子晶体 ③原子晶体常见的---某些非金属单质:金刚石、晶体硅（Si）、晶体硼（B）,某些非金属化合物：二氧化硅（SiO2 ）、碳化硅（SiC ）、 Si3N4、BN、 AlN、（ Al2O3 ）等 ④金属晶体---金属单质（除汞外）与合金 2、依据组成晶体的微粒及微粒间的作用判断 （1）离子晶体的微粒是阴、阳离子，微粒间的作用是离子键； （2）分子晶体的微粒是分子，微粒间的作用为分子间作用力； （3）原子晶体的微粒是原子，微粒间的作用是共价键； （4）金属晶体的微粒是金属阳离子和自由电子，微粒间的作用是金属键。 3. 依据晶体的熔点判断 （1）离子晶体的熔点较高，常在数百度至一千余度； （2）分子晶体熔点低，常在数百度以下至很低温度； （3）原子晶体熔点高，常在一千度至几千度； （4）金属晶体熔点高低皆有。 4. 依据导电性判断 （1）离子晶体水溶液及熔化时能导电； （2）分子晶体为非导体，而分子晶体中的电解质（如酸和部分非金属气态氢化物）溶于水，使分子内的化学键断裂形成自由离子也能导电； （3）原子晶体一般为非导体，但有些能导电，如晶体硅（半导体）； （4）金属晶体是电的良导体。 5. 依据硬度和机械性能判断 （1）离子晶体硬度较大或略硬而脆； （2）分子晶体硬度小且较脆； （3）原子晶体硬度大； （4）金属晶体多数硬度大，但也有较低的，且具有延展性。 *石墨可以看成混合型晶体或过渡晶体。因为石墨中C原子间为共价键连接而层与层间为分子间作用力连接小结：四种晶体类型与性质的比较
AlN陶瓷 0909404045 糜宏伟摘要：氮化铝陶瓷的结构性能，制备工艺即粉末的合成,成形,烧结几个方面详细介绍了氮化铝陶瓷的研究状况，指出低成本的粉末制备工艺和氮化铝陶瓷的复杂形状成形技术是目前很有价值的氮化铝陶瓷的研究方向。 关键词：氮化铝陶瓷制备工艺应用 氮化铝(AlN)是一种具有六方纤锌矿结构的共价晶体，晶格常数a＝3.110?，c=4.978?。Al 原子与相邻的N 原子形成歧变的［AlN4］四面体，沿c 轴方向 Al-N 键长为1.917?， 另外3 个方向的Al-N 键长为1.885?。AlN 的理论密度为3.26g/cm3。氮化铝陶瓷综合性能优良，非常适用于半导体基片和结构封装材料。在电子工业中的应用潜力非常巨大。另外氮化铝还耐高温，耐腐蚀，不为多种熔融金属和融盐所浸润。因此，可用作高级耐火材料和坩埚材料也可用作防腐蚀涂层，如腐蚀性物质的容器和处理器的里衬等，粉末还可作为添加剂加入各种金属或非金属中来改善这些材料的性能，高纯度的氮化铝陶瓷呈透明状，可用作电子光学器件，还具有优良的耐磨耗性能，可用作研磨材料和耐磨损零件。 1 粉末的制备 AlN粉末是制备AlN陶瓷的原料。它的纯度，粒度，氧含量及其它杂质含量，对制备出的氮化铝陶瓷的热导率以及后续烧结，成形工艺有重要影响。一般认为，
要获得性能优良的AlN陶瓷材料，必须首先制备出高纯度，细粒度，窄粒度分布，性能稳定的AlN粉末。目前，氮化铝粉末的合成方法主要有3种：铝粉直接氮化法，碳热还原法，自蔓延高温合成法。其中，前2种方法已应用于工业化大规模生产，自蔓延高温合成法也开始在工业生产中应用。 1.1 铝粉直接氮化法 直接氮化法就是在高温氮气氛围中，铝粉直接与氮气化合生成氮化铝粉末，反应温度一般在800~1200℃化学反应式为： 铝粉直接氮化法优点是原料丰富，工艺简单，适宜大规模生产。目前已经应用于工业生产。但是该方法也存在明显不足，由于铝粉氮化反应为强放热反应，反应过程不易控制，放出的大量热量易使铝形成融块，阻碍氮气的扩散，造成反应不完全，反应产物往往需要粉碎处理，因此难以合成高纯度，细粒度的产品。 1.2 碳热还原法 碳热还原法的是将氧化铝粉末和碳粉的混合粉末在高温下1400~1800℃的流动N2气中发生还原氮化反应生成AlN粉末，反应式为： 为了提高反应速度和转化率，一般要求加入过量的碳。反应后过量的碳可在600~700℃的空气中氧化除去。该方法的优点是合成粉末纯度高，性能稳定，粉末粒度细小均匀，具有良好的成形，烧结性能，但该反应进行的温度高，合成时间长，同时需要二次除碳工艺。因此，工艺复杂，成本高。许多研究表明，碳热还原法合成氮化铝粉末的质量和氮化温度与原料的种类和性能密切相关，采用不同种类的原料，氮化温度相差可达200℃ 1.3 自蔓延高温合成法 自蔓延高温合成法是近年来发展起来的一种新型的氮化铝粉末制备方法。其实质就是铝粉的直接氮化。它充分利用了铝粉直接氮化为强放热反应的特点，将铝粉于氮气中点燃后，利用Al与N2之间的高化学反应热使反应自行维持下
陶瓷钎焊 陶瓷与金属的连接是20世纪30年代发展起来的技术,最早用于制造真空电子器件,后来逐步扩展应用到半导体、集成电路、电光源、高能物理、宇航、化工、冶金、仪器与机械制造等工业领域。陶瓷与金属的连接方法比较多,如钎焊、扩散焊、熔焊及氧化物玻璃焊料连接法等,其中钎焊法是获得高强度陶瓷/金属接头的主要方法之一。钎焊法又分为金属化工艺法和活性钎料法。我国于50年代末才开始研究陶瓷—金属连接技术,60年代中便掌握了金属化工艺法(活化Mo-Mn法)和活性钎焊法,推动了陶瓷/金属钎焊用材料及其钎焊工艺的发展。 常用的金属和陶瓷钎焊方法 常用的钎焊方法有陶瓷表面金属化法和活性金属法 金属和陶瓷钎焊工艺 陶瓷与被连接金属的热膨胀系数相差悬殊，导致钎焊后使接头内产生较高的残余应力, 而且局部地方还存在应力集中现象,极易造成陶瓷开裂。为降低残余应力, 必须采用一些特殊的钎焊工艺路线。①合理选择连接匹配材料；②利用金属件的弹性变形减小应力;③避免应力集中；④尽量选用屈服点低, 塑性好的钎料；⑤合理控制钎焊温度和时间；⑥采用中间弹性过渡层。其中, 采用中间弹性过渡层的方法是研究和应用最多的方法之一, 采用中间弹性过渡层对降低残余应力的作用较大。该方法采用陶瓷/ 钎料/ 中间过渡层/ 钎料/ 金属的装配形式进行钎焊, E 和σs 减小, 接头强度越高, 这说明较“软”的中间层能够有效地释放应力, 改善接头强度。中间过渡层的热膨胀系数与Si3N4 接近固然有好处, 但如E 和σs 很高(如Mo 和W) , 不能缓和应力, 也就不能起到好的作用。因此, 可以认为E 和σs 是选择中间过渡层的主要着眼点。中间过渡层的选择应尽量满足下列条件: ①选择 E 和σs 较小的材料; ②中间过渡层与被连接材料的热膨胀系数差别要小; ③充分考虑接头的工作条件。采用弹性过渡层的陶瓷连接方法的缺点是接头强度不高, 原因是有效钎接面积小。但这种低应力或无应力接头具有良好的使用性能, 其优点是在热载荷下产生较低的热应力, 接头耐热疲劳, 抗热冲击性能好。 金属和陶瓷钎焊的发展前景 随着社会新材料的发展和金属与陶瓷钎焊技术日趋完善,其在工业领域的应用越来越广泛,可以预见,金属与陶瓷钎焊技术有着广阔的应用前景,无疑是今后研究的重点。传统的陶瓷金属化法工艺复杂、费时耗资,活性金属钎焊是目前最有可能得到大规模工业应用的连接方法,而部分瞬间液相连接充分结合了活性钎焊和固相扩散连接两者的优点,能在比常规连接方法低得多的温度下制备耐热接头,正不断引起人们极大的兴趣和关注。随着国民经济的发展, 特别是高科技领域的发展, 具有优异性能的结构陶瓷与金属的钎焊零部件的应用也日益广泛, 尤其是一些特殊工作条件, 如耐冲击负荷、耐腐蚀、耐高温、抗氧化性好等, 要求研究开发与之相适应的新材料及新工艺, 这样才会有助于推动我国陶瓷材料。
AlN陶瓷金属化研究进展 纪成光，杨德安 天津大学材料科学与工程学院，天津（300072） E-mail：sdjcg2008@https://www.doczj.com/doc/f110417943.html, 摘要：本文论述了AlN陶瓷表面金属化技术的进展，介绍了金属化的主要方法及其基本原理，比较了各种方法的优缺点，并扼要阐述了AlN陶瓷的金属化机理。 关键词：AlN陶瓷，金属化，气密性，结合强度 1. 引言 近年来，随着大规模集成电路以及电子设备向着高速化、多功能、小型化、高功率的方向发展，各种应用对高性能、高密度电路的需求日益增加[1～4]。然而，电路密度和功能的不断提高导致电路工作温度不断上升，为了防止元件因热聚集和热循环作用而损坏，对基板材料的低介电常数、低热膨胀系数、高热导率等方面提出的要求越来越严格。目前，市场上高热导率材料主要有BeO、SiC和AlN。 BeO作为封装材料性能优良，遗憾的是，BeO是一种有毒物质，目前许多国家已将BeO 列入禁用材料，对含有BeO的元件或系统的使用也有诸多限制；SiC导热率虽然高达 270W/m·K，但其介电常数大（约40，1MHz），大大限制了其在高频领域的应用，不宜作基板材料；AlN不仅有高的热导率（约为Al2O3的10倍），单晶AlN高达320 W/m·K，而且具有优异的高温绝缘性、低介电常数以及与Si相近的热膨胀系数（4.5×10-6/℃,可以减少因热应力作用引起的元件/基片界面的剥离故障），另外，从结构上看，A1N陶瓷基片在简化结构设计、降低总热阻、提高可靠性、增加布线密度、使基板与封装一体化以及降低封装成本等方面均具有更大的优势。因而，随着航空、航天及其它智能功率系统对大功率耗散要求的提高，A1N基片已成为大规模集成电路及大功率模块的一种重要的新型无毒基片材料，以加强散热、提高器件的可靠性[4～9]。 AlN作为基片材料用于微电子系统封装中，在其表面进行金属化是必要的。但是，AlN 瓷是由强共价键化合物烧结而成，与其他物质的反应能力低，润湿性差，金属化存在一定的困难[4,10,11]。近年来，随着研究的不断深入，AlN陶瓷金属化取得了一定的成效。目前，应用于AlN陶瓷金属化的方法主要有薄膜法、厚膜法、直接敷铜(DBC)法、化学镀法等。 2. 薄膜法 薄膜法是采用真空蒸镀、离子镀、溅射镀膜等真空镀膜法将膜材料和AlN瓷结合在一起。由于为气相沉积，原则上讲无论任何金属都可以成膜，无论对任何基板都可以金属化。但是，金属膜层与陶瓷基板的热膨胀系数应尽量一致，以设法提高金属膜层的附着力。目前，研究最多的是Ti浆料系统，Ti层一般为几十纳米，对于多层薄膜，则在Ti层上沉积Ag、Pt、Ni、Cu等金属后进行热处理。鲁燕萍[12]等人针对AlN陶瓷在微波管中的应用特点，采用磁控溅射镀膜方法在AlN陶瓷表面溅射不同的金属薄膜，并与无氧铜焊接，测试焊接体的抗拉强度并对陶瓷－金属接合界面用EDX谱进行了微观分析。研究发现：在真空度优于2×10-3Pa的条件下，溅射Ti，Cu，Mo和Ni层会发生不同程度的氧化，影响了焊接强度和气密性。采用Ti／Au双层膜金属化可以起到防止Ti膜氧化的作用，但不能阻止焊料对Ti膜的溶解粘附，因而虽保证了焊接气密性，但强度较低；Ti／Ag金属化可以阻止焊料对Ti层的侵蚀，但其本身和
从四个维度充分了解氮化铝陶瓷氮化铝陶瓷在电子电路方面应用广泛，今天小编就从氮化铝陶瓷特性、产品应用、介电常数、以及加工方法方面全面阐述氮化铝陶瓷。 氮化铝陶瓷特性 氮化铝陶瓷（Aluminum Nitride Ceramic）是以氮化铝(AIN)为主晶相的陶瓷。特性导热高、绝缘性好、介电常数低等特点。主要有以下四个性能指标： (1)热导率高(约320W/m·K)，接近BeO和SiC，是Al2O3的5倍以上； (2)热膨胀系数(4.5×10-6℃)与Si(3.5-4×10-6℃)和GaAs(6×10-6℃)匹配； (3)各种电性能(介电常数、介质损耗、体电阻率、介电强度)优良； (4)机械性能好，抗折强度高于Al2O3和BeO陶瓷，可以常压烧结； (5)光传输特性好； (6)无毒。 氮化铝陶瓷介电常数低有什么优势？ 一般而言，介电常数是会随温度变化的，在0-70度的温度范围内，其最大变化范围可以达到20%。介电常数的变化会导致线路延时10%的变化，温度越高，延时越大。介电常数还会随信号频率变化，频率越高介电常数越小。介电常数（Dk,ε，Er）决定了电信号在该介质中传播的速度。电信号传播的速度与介电常数平方根成反比。介电常数越低，信号传送速度越快。氮化铝陶瓷的介电常数(25℃为8.8MHz)，传输是速度是很快的。可以和罗杰斯等高频板材一起做成高频陶瓷pcb。 氮化铝陶瓷都应用在哪些领域？氮化铝陶瓷制品都有哪些？ 一制作成氮化铝陶瓷基片，作为陶瓷电路板的基板。
二，氮化铝陶瓷基片，热导率高，膨胀系数低，强度高，耐高温，耐化学腐蚀，电阻率高，介电损耗小，是理想的大规模集成电路散热基板和封装材料。 三，通过AIN陶瓷的金属化，可替代有毒性的氧化铍瓷在电子工业中广泛应用。 四，利用AIN陶瓷耐热耐熔体侵蚀和热震性，可制作GaAs晶体坩埚、Al 蒸发皿、磁流体发电装置及高温透平机耐蚀部件，利用其光学性能可作红外线窗口。氮化铝薄膜可制成高频压电元件、超大规模集成电路基片等。 氮化铝陶瓷用什么加工成型和烧结？ 一、常见的AlN坯体成型方法 由氮化铝粉末制备氮化铝陶瓷坯体，需要利用成型工艺把粉体制备成坯体，然后再进行烧结工作。氮化铝成型工艺主要有干压成型、等静压成型、流延法成型和注射成型等。 1、干压成型图2为干压成型机。干压成型（轴向压制成型）是将经表面活性剂改性等预处理的AlN粉体加入至金属模具中，缓慢施加压力使其成为致密的坯体成型工艺。实质是借助外部施压，依靠AlN粉末颗粒之间的相互作用力使坯体保持一定的形状和致密度高致密坯体，其有利于陶瓷烧结，可以降低烧结温度，提高陶瓷致密度。由于AlN粉末易水解，干压成型中常用的水-聚乙烯醇（PVA）不能用于AlN粉末的压制，可选用石蜡与有机溶剂代替。 优点：干压成型法操作简单，工艺环节少，效率高。缺点：不能压制复杂几何形状的坯体；需严格控制压力大小，过大或过小均不利于得到高致密度AlN 陶瓷烧结件。 2.,等静压成型
氮化铝陶瓷的研制及应用 魏军从 陈加庚 (河北理工学院材料系,唐山 063000) 摘 要 氮化铝(AlN)因具有高热导率、低介电常数、与硅相匹配的热膨胀系数及其他优良的物理特性,在新材料领域越来越引起人们的关注。此文主要介绍并分析了AlN粉体合成、烧结、性能结构、AlN陶瓷的应用与前景。 关键词 氮化铝;合成;烧结;显微结构;热导率 Development of Aluminum Nitride Ceramics Wei Juncong Chen Jiageng (Department of Materials,Hebei Institute of T echnology,T angshan 063000) Abstract The excellent thermal conduction,coupled with other characteristics such as low dielec2 tric constant and the expansion coefficient matched with silicon,makes aluminum nitride a promising ma2 terials,especially for electronic substrates.The developments of aluminum nitride ceramics are discussed, including powder preparation,sintering technology,microstructure investigation,as well as their properties and application. K ey Words aluminum nitride,synthesis,sintering,microstructure,thermal conductivity 1 前言 氮化铝(AlN)是一种具有六方纤锌矿结构的共价晶体,纯氮化铝呈蓝白色,通常为灰色或灰白色。晶格常数a=3.110 A,c=4.978 A。Al原子与相临的N原子形成岐变的[AlN4]四面体,沿c轴方向Al—N键长为1.917 A,另外三个的Al—N键长为1.88 A。AlN的理论密度为3.26g/cm3。常压下在2450°C升华分解。 有关合成AlN的报道最早出现于1862年。当时,AlN曾作为一种固氮剂用做化肥。本世纪50年代,又作为耐火材料用于铝及铝合金等的冶炼。近二三十年来,随着微电子技术的飞速发展,尤其是混合集成电路(HIC)和多芯片(MC M)对封装技术提出了越来越高的要求,作为电路元件及互连线承载体的基片也获得了相应的进步[1]。AlN陶瓷因具有高热导率(理论热导率为319W/(m?K))[2]、低介电常数(约为8.8)、与硅相匹配的热膨胀系数(293～773K,4.8×10-6K-1)、绝缘(体电阻率>1014?cm)、无毒等特点,成为一种理想的电子封装材料,应用前景十分广阔。90年代初,全世界AlN仅用于电子产品就有5.5亿美元的市场,其中半导体的封装占72%。 AlN已成为新材料领域的一大热点,在粉体合成、成形技术、烧结工艺、显微结构等方面的研究都取得了长足的进展。 2 粉体合成 AlN陶瓷的制备工艺和性能均受到粉体特性的直接影响,要获得高性能的AlN陶瓷,必须有纯度高、烧结活性好的粉体作原料。AlN粉体中的氧杂质会严重降低热导率,而粉体粒度、颗粒形态则对成形和烧结有重要的影响。因此,粉体合成是AlN陶瓷生产的一个重要环节。 AlN粉体合成的方法很多,其中用于大规模 3
学习指南 说明：为配合学生《陶瓷工艺原理》课程的学习，根据材料科学与工程学院本科《陶瓷工艺原理》课程教学大纲的要求，对本课程基本情况、性质、任务、教材和多媒体课件的处理、学习参考书、考核要求及各章节重点、难点等均在本学习指南中做出了较详细的说明。同时针对各章的不同要求，配备了一定数量的自测练习题，学生通过自测检查可以发现自身学习中存在的问题，有的放矢地进行学习。 一、课程基本情况、性质、研究对象和任务 总学时：64学时。其中，课堂教学：57学时，实验教学：7学时。 先修课：《材料科学基础》、《材料物理性能》 《陶瓷工艺原理》是材料科学与工程专业复合材料方向本科生的必修课，其它专业方向的限定选修课。本课程主要讲述陶瓷原料、粉体的制备与合成、坯体和釉的配料计算、陶瓷坯体的成型及干燥、陶瓷材料的烧结、陶瓷的加工及改性等。目的在于使学生熟悉陶瓷生产中共同性的工艺过程及过程中发生的物理—化学变化，掌握工艺因素对陶瓷产品结构与性能的影响和基本的实验技能，能够从技术与经济的角度分析陶瓷生产中的问题和提出改进生产的方案，为毕业后从事专业工作打下必要的基础。 本课程重视“理论基础与工程实践并重”的课程教学体系及科研促进教学的教学方法，从而增强学生理论基础的实践性应用能力，既重视学生“应知应会”的陶瓷材料的设计、制备工艺、测试表征与应用的基础理论，又强调综合性、设计性、开放性、创新性实验教学，加强学生实验动手训练和设计能力培养，倡导学生创业能力的训练。 学完本课程应达到以下基本要求： 1．熟练掌握陶瓷主要原料的性能、用途，掌握部分新型陶瓷原料的性能、用途，对其它原料的性能和用途有所了解。 2．熟练掌握陶瓷制品的生产工艺流程，以及一些新型的工艺技术。
物质的熔沸点的高低与构成该物质的晶体类型及晶体内部粒子间的作用力有关，其规律如下： 1、在相同条件下，不同状态的物质的熔、沸点的高低是不同的，一般有：固体>液体>气体。例如：NaBr（固）>Br2>HBr（气）。 2、不同类型晶体的比较规律 一般来说，不同类型晶体的熔沸点的高低顺序为：原子晶体>离子晶体>分子晶体，而金属晶体的熔沸点有高有低。这是由于不同类型晶体的微粒间作用不同，其熔、沸点也不相同。原子晶体间靠共价键结合，一般熔、沸点最高；离子晶体阴、阳离子间靠离子键结合，一般熔、沸点较高；分子晶体分子间靠范德华力结合，一般熔、沸点较低；金属晶体中金属键的键能有大有小，因而金属晶体熔、沸点有高（如W）有低（如Hg）。例如：金刚石>食盐>干冰 3、同种类型晶体的比较规律 A、原子晶体：熔、沸点的高低，取决于共价键的键长和键能，键长越短，键能越大共价键越稳定，物质熔沸点越高，反之越低。如：晶体硅、金刚石和碳化硅三种晶体中，因键长C—C
B 、离子晶体：熔、沸点的高低，取决于离子键的强弱。一般来说，离子半径越小，离子所带电荷越多，离子键就越强，熔、沸点就越高，反之越低。 例如：MgO>CaO ，NaF>NaCl>NaBr>NaI 。 KF ＞KCl ＞KBr ＞KI ，CaO ＞KCl 。 C 、金属晶体：金属晶体中金属阳离子所带电荷越多，半径越小，金属阳离子与自由电子静电作用越强，金属键越强，熔沸点越高，反之越低。如：Na ＜Mg ＜Al ，Li>Na>K 。 合金的熔沸点一般说比它各组份纯金属的熔沸点低。如铝硅合金＜纯铝（或纯硅）。 D 、分子晶体：熔、沸点的高低，取决于分子间作用力的大小。分子晶体分子间作用力越大物质的熔沸点越高，反之越低。（具有氢键的分子晶体，熔沸点反常地高） 如：H 2O ＞H 2Te ＞H 2Se ＞H 2S ，C 2H 5OH ＞CH 3—O —CH 3。 （1）组成和结构相似的分子晶体，相对分子质量越大，分子间作用力越强，物质的熔沸点越高。如：CH 4＜SiH 4＜GeH 4＜SnH 4。 （2）组成和结构不相似的物质（相对分子质量相近），分子极性越大，其熔沸点就越高。如熔沸点 CO ＞N 2，CH 3OH ＞CH 3—CH 3。 （3）在高级脂肪酸形成的油脂中，不饱和程度越大，熔沸点越低。 如：C 17H 35COOH ＞C 17H 33COOH ；硬脂酸 ＞ 油酸 （4）烃、卤代烃、醇、醛、羧酸等有机物一般随着分子里碳原子数增加，熔沸 点升高，如C 2H 6＞CH 4， C 2H 5Cl ＞CH 3Cl ，CH 3COOH ＞HCOOH 。 （5）同分异构体：链烃及其衍生物的同分异构体随着支链增多，熔沸点降低。如： CH 3(CH 2)3CH 3 (正)＞CH 3CH 2CH(CH 3)2(异)＞(CH 3)4C(新)。 芳香烃的异构体有两个取代基时，熔点按对、邻、间位降低沸点按邻、间、对位降低） 针对性训练 一、选择题 1．下列性质中，可以证明某化合物内一定存在离子键的是（ ） （A ）溶于水 （B ）有较高的熔点 （C ）水溶液能导电 （D ）熔融状态能导电 2．下列物质中，含有极性键的离子化合是（ ） （A ）CaCl 2 （B ）Na 2O 2 （C ）NaOH （D ）K 2S 3．Cs 是IA 族元素，F 是VIIA 族元素，估计Cs 和F 形成的化合物可能是（ ） （A ）离子化合物 （B ）化学式为CsF 2 （C ）室温为固体 （D ）室温为气体 4．某物质的晶体中含A 、B 、C 三种元素，其排列方式如图所示(其中前后两面心上的 B 原子未能画出)，晶体中A 、B 、 C 的中原子个数之比依次为（ ） （A ）1:3:1 （B ）2:3:1 （C ）2:2:1 （D ）1:3:3 6．在NaCl 晶体中与每个Na +距离等同且最近的几个Cl -所围成的空间几何构型为（ ） （A ）正四面体 （B ）正六面体 （C ）正八面体 （D ）正十二面体 7．如图是氯化铯晶体的晶胞(晶体中最小的重复单元)，已知晶体中2个最近的Cs +离子核间距为a cm ，氯化铯的式量为M ，NA 为阿伏加德罗常数，则氯化铯晶体的密度为（ ） （A ）3 8a N m A ?g·cm -3 （B ）A N Ma 83g·cm -3 （C ）3 a N M A ?g·cm -3 （D ）A N Ma 3g·cm -3