Derzeit besteht noch eine Lücke zwischen kommerziellen Si3N4-Keramiksubstraten mit hoher Wärmeleitfähigkeit in China und im Ausland. Daher wird die Forschung und Entwicklung von Si3N4-Keramiksubstraten mit hoher Wärmeleitfähigkeit sicherlich die großartige Entwicklung der IGBT-Technologie (Insulated Gate Bipolar Transistor) in China vorantreiben und einen Durchbruch in High-End-Bereichen wie der neuen Energie ermöglichen.

In den letzten Jahren wurde die tatsächliche Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitrid-Keramiksubstratmaterialien kontinuierlich verbessert, es besteht jedoch immer noch eine große Lücke zur theoretischen Wärmeleitfähigkeit. Derzeit werden in der Literatur Methoden zur Verbesserung der Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitridkeramiken beschrieben, z. B. die Reduzierung des Gittersauerstoffgehalts, die Förderung der Kristallumwandlung, die Verwirklichung des gerichteten Wachstums von Körnern usw. In diesem Artikel wird erläutert, wie die Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitridkeramiken verbessert und die Formtechnologie für die Massenproduktion realisiert werden kann. Dabei liegt der Schwerpunkt auf dem Forschungsfortschritt bei Siliziumnitridkeramiken mit hoher Wärmeleitfähigkeit im In- und Ausland.

1 Wirkung von Gittersauerstoff

Der wichtigste Wärmeübertragungsmechanismus von Siliziumnitrid ist die Gittervibration, die Wärme durch Phononen leitet. Die Schwingung des Gitters ist nicht linear und es besteht ein gewisser Kopplungseffekt zwischen den Gittern. Phononen kollidieren miteinander, wodurch die durchschnittliche freie Weglänge der Phononen verringert wird. Darüber hinaus führen alle Arten von Defekten, Verunreinigungen und Korngrenzflächen im Si3N4-Kristall zu einer Phononenstreuung, was einer Verringerung der mittleren freien Weglänge der Phononen und damit einer Verringerung der Wärmeleitfähigkeit gleichkommt. Abb. 3 zeigt die Mikrostruktur von Siliziumnitrid.

Abb. 3 Typische Mikrostruktur eines Siliziumnitrid-Sinterkörpers

Die Ergebnisse zeigen, dass Gittersauerstoff unter vielen Gitterdefekten einer der Hauptdefekte ist, der die Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitridkeramiken beeinflusst. Beim Sintern findet in Sauerstoff folgende Mischkristallreaktion statt:

2SiO2→ 2SiSi + 4ON+VSi    (1)

Bei der Reaktion entstehen Silizium-Leerstellen, und die atomare Substitution führt zu einer gewissen Verzerrung des Kristalls, was zu einer Phononenstreuung führt und somit die Wärmeleitfähigkeit des Si3N4-Kristalls verringert.

Kitayama et al. untersuchte systematisch die Faktoren, die die Wärmeleitfähigkeit von Si3N4-Kristallen unter zwei Gesichtspunkten beeinflussen: Gittersauerstoff und Korngrenzenphase, und stellte fest, dass die Größe des Si3N4-Kristalls den Grad des Einflusses der oben genannten Faktoren verändert. Wenn die Korngröße weniger als 1 μm beträgt, werden die Dicke des Gittersauerstoffs und die Korngrenzenphase zu den Hauptfaktoren, die die Wärmeleitfähigkeit beeinflussen. Wenn die Korngröße größer als 1 μm ist, ist Gittersauerstoff der Hauptfaktor, der die Wärmeleitfähigkeit beeinflusst. Die Herstellung von Siliziumnitridkeramiken mit hoher Wärmeleitfähigkeit erfordert jedoch große Kristallkörner. Daher ist es besonders wichtig, Siliziumnitrid mit hoher Wärmeleitfähigkeit durch Reduzierung des Gittersauerstoffgehalts herzustellen. Die wirksamen Methoden zur Reduzierung des Gittersauerstoffgehalts werden unter folgenden Aspekten beschrieben: Auswahl der Rohstoffe, Auswahl von Sinterhilfsmitteln und Reduzierung des Kohlenstoffs im Herstellungsprozess.

1.1Rohstoffauswahl

Um den Sauerstoffgehalt im Siliziumnitrid-Kristallgitter zu reduzieren, ist es notwendig, den Gehalt an verunreinigtem Sauerstoff im Rohpulver zu reduzieren. Derzeit gibt es zwei Methoden: Eine besteht darin, Si-Pulver mit niedrigem Sauerstoffgehalt als Rohmaterial zu verwenden und Si3N4-Keramik mit hoher Dichte und hoher Wärmeleitfähigkeit durch zwei Schritte des Nitrierens und erneuten Sinterns von Si-Pulver zu erhalten. Der dichte Si-Körper, bestehend aus Si-Pulver und Sinterhilfsmittel, wird in einer Stickstoffatmosphäre auf eine Temperatur nahe dem Schmelzpunkt von Si (1414 °C) erhitzt, so dass Si nitriert und in einen porösen Si3N4-Sinterkörper umgewandelt wird, der weiter auf a erhitzt wird höhere Temperatur, um poröses Si3N4 zu dichter Si3N4-Keramik zu sintern. Die andere Möglichkeit ist das Sintern mit hochreinem α-Si3N4-Pulver mit geringerem Sauerstoffgehalt oder das direkte Sintern mit β-Si3N4.

Zhou und Zhu aus Japan haben durch das SRBSN-Verfahren mit Si-Pulver als Rohmaterial eine Reihe von Siliziumnitridkeramiken mit einer Wärmeleitfähigkeit über 150 W/(mk) hergestellt. Der Hauptgrund für die hohe Wärmeleitfähigkeit liegt darin, dass Si-Pulver nach dem Nitrieren im Vergleich zu herkömmlichem handelsüblichem α-Si3N4-Pulver einen geringeren Sauerstoffgehalt und weniger Verunreinigungen aufweist.

Park et al. untersuchten den Einfluss der Partikelgröße des Si-Rohstoffpulvers auf die Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitridkeramiken und stellten fest, dass die Verringerung der Partikelgröße von Si den Siliziumnitridkanal verengen kann, was der Beseitigung von Poren beim Sintern förderlich ist Prozess, wodurch hochdichte Siliziumnitridkeramiken erhalten werden. Die Ergebnisse zeigen, dass die relative Dichte von Siliziumnitridkeramik über 1 % erreichen kann, wenn das Si-Pulver auf 98 μm reduziert wird. Bei der Reduzierung der Partikelgröße von Rohstoffen durch SRBSN wird jedoch die Oberfläche der Rohstoffe leicht oxidiert und der Gehalt an Gittersauerstoff in den Rohstoffen erhöht.

Guo et al. führte ein Vergleichsexperiment mit Si-Pulver und α-Si3N4 als Rohstoffen durch. Es wurde festgestellt, dass Si3N4-Pulver mit niedrigem Sauerstoffgehalt (0.36 %, Massenanteil) durch Nitrieren von Si-Pulver erhalten werden kann und die Siliziumnitridkeramik mit einer Wärmeleitfähigkeit von 66.5 W/(mk) durch druckloses Sintern hergestellt werden kann. Unter gleichen Bedingungen beträgt die Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitridkeramiken aus α-Si3N4 nur 56.8 W/(mk).

Siliziumnitridkeramiken mit hoher Wärmeleitfähigkeit können auch hergestellt werden, indem hochreines α-Si3N4-Pulver als Rohmaterial verwendet wird. Duan et al. hergestellte α-Si3N4-Keramik mit einer Dichte, Wärmeleitfähigkeit, Biegefestigkeit, Bruchzähigkeit und Vickers-Härte von 3.20 g cm-3, 60 W/(mk), 668 MPa, 5.13 MPa m1/2 bzw. 15.06 GPa. Kim et al. Hergestellte Siliziumnitridkeramik mit einer Wärmeleitfähigkeit von 78.8 W/(mk) aus α-Si3N4.

Liu Xingli et al. stellten Siliziumnitridkeramiken mit einer Wärmeleitfähigkeit von 108 W/(mk) und einer Biegefestigkeit von 626 MPa her, indem sie unterschiedliche Anteile von β-Si3N4/α-Si3N4-Pulver als Ausgangsmaterialien verwendeten. Die Ergebnisse zeigen, dass mit zunehmendem β-Si3N4-Pulvergehalt das durchschnittliche Längen-Durchmesser-Verhältnis der säulenförmigen β-Si3N4-Körner abnimmt, was zu einer Abnahme der Kornschüttdichte, einem entsprechenden Anstieg der Integralzahl der säulenförmigen Kristalle und einer Abnahme der Intergranularität führt Phasengehalt und die Erhöhung der Wärmeleitfähigkeit.

Peng Mengmeng et al. untersuchten den Einfluss des Pulvertyps (β-Si3N4 oder α-Si3N4) und der SPS-Haltezeit auf die Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitridkeramiken. Es wurde festgestellt, dass die Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitridkeramiken, die mit β-Si3N4-Pulver hergestellt wurden, um 15 % höher ist als die von Siliziumnitridkeramiken, die mit α-Si3N4-Pulver nach dem gleichen Verfahren hergestellt wurden, und 105 W/(mk) erreicht. In Tabelle 1 finden Sie einen Vergleich der Wärmeleitfähigkeit von Si3N4-Materialien, die aus verschiedenen Rohstoffen hergestellt wurden.

Tabelle 1 Vergleich der Wärmeleitfähigkeit von Si3N4-Materialien, die aus verschiedenen Rohstoffen hergestellt wurden

Gemäß der oben genannten umfassenden Untersuchung können die aus Si-Pulver hergestellten Proben eine hohe Wärmeleitfähigkeit erreichen, es kann jedoch beim Mahlprozess leicht oxidiert werden, und der experimentelle Prozess ist langwierig und dauert lange, was einer industriellen Produktion nicht förderlich ist . Wenn α-Si3N4-Pulver mit hoher Reinheit und niedrigem Sauerstoffgehalt als Rohmaterial verwendet wird, können aufgrund seiner hohen Reinheit Siliziumnitridkeramiken mit hervorragender Leistung hergestellt werden. Dies führt jedoch zu einem Kostenanstieg, der für große Mengen nicht förderlich ist. Massenproduktion. Obwohl β-Si3N4 anstelle von α-Si3N4 als Rohmaterial verwendet werden kann, um Siliziumnitridkeramik mit hoher Wärmeleitfähigkeit zu erhalten, behindern die stabförmigen Körner von β-Si3N4 die Kornumlagerung, was zu einer schwierigen Verdichtung der gesinterten Produkte führt.

1.2 Auswahl der Sinterhilfsmittel

Si3N4 ist eine kovalente Verbindung mit einem kleinen Selbstdiffusionskoeffizienten, und es ist schwierig, durch Selbstdiffusion während des Sinterns eine dichte Kristallstruktur zu bilden. Daher können Siliziumnitridkeramiken mit hoher Wärmeleitfähigkeit durch Zugabe geeigneter Sinterhilfsmittel und Optimierung des Sinterhilfsmittelverhältnisses erhalten werden. Bei hoher Temperatur reagiert das Sinterhilfsmittel mit SiO2 auf der Si3N4-Oberfläche und bildet eine flüssige Phase.Schließlich wird die Korngrenzenphase gebildet. Allerdings beträgt die Wärmeleitfähigkeit der Korngrenzenphasen nur 0.7 ~ 1 W/(mk), was die Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitrid stark verringert. Darüber hinaus führt die Einführung einiger Oxidsinteradditive zu einer Erhöhung des Gittersauerstoffgehalts von Si3N4 und einer Verringerung der Wärmeleitfähigkeit.

Derzeit gibt es viele Arten von Sinterhilfsmitteln für Siliziumnitridkeramiken, darunter verschiedene Seltenerdoxide, Magnesiumverbindungen, Fluoride und deren Verbundsinterhilfsmittel. Aufgrund ihrer hohen Sauerstoffaffinität werden Seltenerdelemente häufig zur Adsorption von Sauerstoff aus dem Si3N4-Gitter verwendet. Die derzeit am häufigsten verwendeten gemischten Sinterhilfsmittel sind Magnesiumoxid und Seltenerdoxid.

Jia et al. fügte Y2O3-MgO im Sinterprozess von Siliziumnitridkeramik hinzu, um Siliziumnitridkeramik mit einer Wärmeleitfähigkeit von 64.4 W/(mk) herzustellen. Go verwendete auch Y2O3-MgO als Sinterhilfsmittel und untersuchte den Einfluss der Partikelgröße des Sinterhilfsmittels MgO auf die Mikrostruktur und Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitrid. Es wurde festgestellt, dass die Zugabe von groben MgO-Partikeln zu einer ungleichmäßigen Verteilung der Zusammensetzung der flüssigen Phase während des Sinterns führt, was zu einem bevorzugten Wachstum von Si3N4-Körnern um den MgO-reichen Bereich herum führt, was wiederum zu einem Anstieg des Anteils großer MgO-Partikel führt Si3N4-Körner in der endgültigen Si3N4-Keramik und die Verbesserung der Wärmeleitfähigkeit.

Durch die Zugabe von Oxid-Sinterhilfsmitteln werden jedoch zwangsläufig Sauerstoffatome eingeführt. Um die Sauerstoffverunreinigungen im Kristallgitter zu reduzieren, können Oxide und Nichtoxide als Sinterhilfsmittel verwendet werden. Yang et al. Herstellung von Siliziumnitridkeramiken mit hoher Wärmeleitfähigkeit und MgF2-Y2O3 als Sinterzusatz. Es wurde festgestellt, dass MgF2 die Viskosität der flüssigen Phase verringern, die Partikelumlagerung beschleunigen und die Pulvermischung bei einer niedrigeren Temperatur (1600℃) und einer kürzeren Zeit (3 Minuten) verdichten kann. Darüber hinaus tragen eine niedrige Flüssigphasenviskosität und ein hohes Si/N-Atomverhältnis zum Phasenübergang α→β und zum Kornwachstum von Si3N4-Keramiken bei und verbessern so die Wärmeleitfähigkeit von Si3N4-Keramiken.

Hu, et al. führte einen Vergleichstest mit MgF2-Y2O3 und MgO-Y2O3 als Sinterhilfsmitteln durch und untersuchte den Einfluss des Verhältnisses von Sinterhilfsmitteln auf die Wärmeleitfähigkeit. Im Vergleich zu MgO-Y2O3 erhöht sich die Wärmeleitfähigkeit von Si3N4-Keramiken um 19 %, wenn MgF2-Y2O3 als Sinterhilfsmittel verwendet wird, und die höchste Wärmeleitfähigkeit kann erreicht werden, wenn die Zugabemenge 4 % MgF2 – 5 % Y2O3 beträgt.

Li verwendete Y2Si4N6C-MgO anstelle von Y2O3 -MgO als Sinteradditiv. Durch die Einführung von Stickstoff und die Förderung der Eliminierung von Siliciumdioxid wurde in der zweiten Phase ein hohes Stickstoff-Sauerstoff-Verhältnis gebildet, was zu einer Zunahme der Korngröße, einer Abnahme des Gittersauerstoffgehalts, einer Zunahme der Kontinuität von Si3N4-Si3N4 usw. führte Erhöhung der Wärmeleitfähigkeit von Si3N4-Keramiken von 92 W/(mk) auf 120 W/(mk).

Um das Stickstoff-Sauerstoff-Verhältnis in der flüssigen Phase weiter zu verbessern und den Gittersauerstoffgehalt zu reduzieren, werden üblicherweise Nichtoxide als Sinterhilfsmittel eingesetzt. Die Auswirkungen von oxidischen und nichtoxidischen Sinteradditiven auf die Mikrostruktur, die Wärmeleitfähigkeit und die mechanischen Eigenschaften von Si3N4 wurden von Lee untersucht. Mit MgSiN2-YbF3 als Sinteradditiv wurde Si3N4-Keramikmaterial mit einer Wärmeleitfähigkeit von 101.5 W/(mk) und einer Biegefestigkeit von 822–916 MPa hergestellt. Im Vergleich zu oxidischen Sinteradditiven können nichtoxidisches MgSiN2 und Fluorid als Sinteradditive die Sekundärphase und den Gittersauerstoffgehalt von Siliziumnitrid reduzieren, in dem Seltenerdfluorid mit SiO2 reagieren kann, um SiF4 zu erzeugen, und die Verdampfung von SiF4 zur Reduktion führt der Korngrenzenphase und die Reduzierung der Korngrenzenphase SiO2, wodurch das Ziel der Verbesserung der Wärmeleitfähigkeit erreicht wird. Der Vergleich der Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitridkeramiken, die mit verschiedenen Sinterhilfsmitteln hergestellt wurden, ist in Tabelle 2 dargestellt, und die Mikrostruktur ist in Abbildung 4 dargestellt.

Tabelle 2 Vergleich der Wärmeleitfähigkeit von Si3N4-Materialien, die mit verschiedenen Sinterhilfsmitteln hergestellt wurden

Abb. 4 Mikrostruktur der Oxidadditive (a)MgO-Y2O3 und (d)MgO-Yb2O3, gemischte Additive (b)MgSiN2 -Y2O3 und (e)MgSiN2 -Yb2O3, nichtoxidische Additive (c)MgSiN2 -YF3 und (f ) Mg-Sin2-YF3.

Gegenwärtig sind die Seltenerdelemente in den gängigen Sinterhilfsmitteln Verbindungen von Y und Yb, aber einige Seltenerdelemente können die Dichte nicht verbessern. Guo et al. verwendeten ZrO2-MgO-Y2O3 bzw. Eu2O3-MgO-Y2O3 als Sinterhilfsmittel zur Herstellung von Siliziumnitridkeramiken. Es wurde festgestellt, dass die Zugabe von Eu2O3 -MgO-Y2O3 die Verdichtung von Siliziumnitridkeramiken hemmte.

Gemäß der oben genannten Untersuchung können nichtoxidische Sinterhilfsmittel im Vergleich zu oxidischen Sinterhilfsmitteln zusätzliche Stickstoffatome bereitstellen, das Verhältnis von Stickstoff zu Sauerstoff erhöhen, die Kristallumwandlung fördern und SiO2 reduzieren, um den Gehalt an Gittersauerstoff und Korngrenzenphase zu verringern.

1.3 Reduzierung von Kohlenstoff

Die oben erwähnten Sinterhilfsmittel wie Y2S4N6C und MgSiN2, die den Gehalt an Gittersauerstoff wirksam reduzieren können, können nicht aus kommerziellen Quellen bezogen werden, was zu Problemen bei der Produktion in großem Maßstab führt und auch eine Hochtemperatur-Wärmebehandlung zu hohen Kosten führt. Daher ist es aus Sicht der industriellen Anwendung von großer Bedeutung, eine einfache und kostengünstige Herstellungsmethode für Si3N4-Keramik mit hoher Wärmeleitfähigkeit zu entwickeln. Es wurde festgestellt, dass die Dotierung einer bestimmten Menge Kohlenstoff im Sinterprozess Sauerstoffverunreinigungen reduzieren kann, was eine wirksame Methode zur Reduzierung des Gittersauerstoffgehalts darstellt.

Kohlenstoff wird häufig als Sinteradditiv für Nichtoxidkeramiken verwendet und seine Hauptfunktion besteht darin, Oxidverunreinigungen von der Oberfläche von Nichtoxidpulver zu entfernen. Auf dieser Grundlage fanden die Forscher heraus, dass die Zugabe einer kleinen Menge Kohlenstoff den Gittersauerstoffgehalt von AlN-Keramiken wirksam reduzieren und so die Wärmeleitfähigkeit von AlN-Keramiken verbessern kann. In ähnlicher Weise kann die Einführung von Kohlenstoff in Si3N4-Keramiken auch den Sauerstoffgehalt verringern, hauptsächlich weil im Prozess der Nitrierung und Nachsinterung eine angemessene Menge Kohlenstoff eine ganz offensichtliche Reduktionsrolle spielt, wodurch der Partialdruck von SiO stark reduziert werden kann und das N/O-Atomverhältnis der intergranularen Sekundärphase erhöhen, wodurch eine bimodale Mikrostruktur entsteht, große und schlanke Siliziumnitridpartikel erhalten werden und die Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitridkeramiken verbessert wird.

Li Bei Verwendung von BN/Graphit anstelle von BN als Pulverbasisplatte erhöht sich die Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitridkeramiken um 40.7 %. Es wurde festgestellt, dass die Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitridkeramiken auch dann noch 121 W/(mk) erreichen kann, wenn der Sauerstoffgehalt des Si-Pulvers nach dem Mahlen in der Kugelmühle 4.22 % erreicht. Der Hauptgrund dafür ist, dass Graphit eine starke Reduktionsfähigkeit besitzt. Beim Nitrieren kann es die Entfernung von SiO2 fördern, die chemische Zusammensetzung der Sekundärphase verändern und die Eliminierung der Sekundärphasen SiO2 und Y2Si3O3N4 beim Sintern weiter fördern, wodurch das Produkt größere stabförmige Körner erzeugt , wodurch der Sauerstoffgehalt im Gitter verringert und die Kontinuität von Si3N4 -Si3N4 verbessert wird. Die Ergebnisse zeigen, dass zwar etwas Kohlenstoff dotiert ist, der spezifische Widerstand von Siliziumnitrid jedoch unverändert bleibt, das Endprodukt jedoch ein hohes Massenverlustverhältnis (25.8 %) aufweist, was die Kosten des Rohstoffverlusts erhöht.

Li et al. fanden heraus, dass überschüssiger Graphit mit Si3N4 auf der Oberfläche reagiert, was der Schlüsselfaktor ist, der zu einem hohen Massenverlustverhältnis von Siliziumnitridkeramiken führt. Deshalb verbesserten sie den Herstellungsprozess, übernahmen die zweistufige Gasdrucksintermethode und verwendeten die Pulvermischung aus 5 % (Molanteil) Kohlenstoff, dotiert mit 93 % α-Si3N4 – 2 % Yb2O3 – 5 % MgO, als Rohmaterial für das Sintern Experiment. Die Ergebnisse zeigen, dass die Wärmeleitfähigkeit von Si3N4-Keramik durch die Zugabe von Kohlenstoff von 102 W/(mk) auf 128 W/(mk) um 25.5 % erhöht wird. Im ersten Sinterprozess wurde durch den carbothermischen Reduktionsprozess der Sauerstoffgehalt deutlich reduziert und das N/O-Verhältnis der intergranularen Sekundärphase erhöht. In den halbfertigen Si3N4-Proben trat die Sekundärphase Y2Si4O7N2 auf, der Gehalt an β-Si3N4 war höher und die stabförmigen β-Si3N4-Körner waren größer. Im zweiten Sinterprozess reagiert die zweite Phase Y2Si4O7N2 mit Kohlenstoff zu YbSi3N5, wodurch der Gittersauerstoffgehalt stark reduziert wird, was zu gröberen stabförmigen Körnern und einer engeren Si3N4-Si3N4-Grenzfläche führt, was die Wärmeleitfähigkeit von Si3N4-Keramik deutlich verbessert. Das REM-Bild des vorbereiteten Si3N4 ist in Abbildung 5 dargestellt.

Abb. 5 REM-Aufnahmen der polierten Oberfläche und der plasmageätzten Oberfläche der endgültigen Si3N4-Keramikprobe: (a) Low-Power-Bilder von a)SN und (b)SNC; Hochleistungsbilder von (c)SN und (d)SNC

Das Hinzufügen von Kohlenstoff zu Siliziumnitridkeramiken mit hoher Wärmeleitfähigkeit ist eine wirksame Methode zur Reduzierung des Gittersauerstoffgehalts. Dieses Verfahren stellt geringe Anforderungen an den Sauerstoffgehalt der Rohstoffe und Sinterhilfsmittel, was die Herstellungskosten von Siliziumnitridkeramiken mit hoher Wärmeleitfähigkeit senkt. Mit der kontinuierlichen Verbesserung der Technologie wird erwartet, dass sie in der industriellen Produktion eingesetzt wird.

2 Kristalltransformation und Kristallachsenorientierung.

2.1 Einfluss der Kristallumwandlung auf die Wärmeleitfähigkeit und Verbesserungsmethoden

Die Wärmeleitfähigkeit von β-Si3N4 ist aufgrund seiner symmetrischeren Struktur höher als die von α-Si3N4. Beim Sintern von Siliziumnitridkeramiken bei hoher Temperatur wird die Niedertemperaturphase α-Si3N4 des Rohmaterials durch den Auflösungs-Ausfällungs-Mechanismus in die Hochtemperaturphase β-Si3N4 umgewandelt, die Kristalltypumwandlung jedoch nicht vollständig im Sinterprozess, und das nicht umgewandelte α-Si3N4 wird die Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitridkeramiken stark beeinflussen. Um die Kristallumwandlung zu fördern und ein höheres β/(α+β)-Verhältnis zu erhalten, sind die derzeit gebräuchlichsten Methoden: (1) Änderung des Sintersystems, wie z. B. Erhöhung der Sintertemperatur, Verlängerung der Sinterzeit und anschließende Erwärmung Behandlung; (2) Eine geeignete Menge stabförmiger β-Si3N4-Kristallkörner wird als Impfkristalle zu α-Si3N4 hinzugefügt. Abb. 6 zeigt die bimodale Mikrostrukturverteilung von Siliziumnitridkeramiken nach der Zugabe von Keimen.

Abb. 6 Dual-Mode-Mikrostrukturverteilung von β-Si3N4-Keramik nach Zugabe von Impfkristallen.

Zhou et al. untersuchten die Auswirkungen unterschiedlicher Sinterzeiten auf die Wärmeleitfähigkeit, Biegefestigkeit und Bruchzähigkeit von Siliziumnitridkeramiken. Aus Tabelle 3 ist ersichtlich, dass die Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitridkeramik mit zunehmender Sinterzeit allmählich zunimmt. Dies ist hauptsächlich auf das kontinuierliche Wachstum der Kristallkörner, die Erhöhung des β-Si3N4-Gehalts und die Abnahme des Gittersauerstoffgehalts im Verlauf des Auflösungs- und Ausfällungsprozesses zurückzuführen. Tong Wenxin et al. untersuchten den Einfluss der Sintertemperatur auf die Wärmeleitfähigkeit von Si3N4 und stellten fest, dass die bei 1600 °C gesinterten Proben sowohl die α-Phase als auch die β-Phase enthielten. Nachdem die Sintertemperatur auf 1700℃ und 1800℃ angestiegen ist, existiert in der Probe nur noch die β-Phase. Mit steigender Sintertemperatur nimmt die Wärmeleitfähigkeit der Probe zu, was durch die Zunahme der Korngröße, die Abnahme des Flüssigkeitsgehalts und die Bildung unabhängiger „Glaskapseln“ in flüssiger Phase am Rand mehrerer Korngrenzen verursacht werden kann .

Tabelle 3 Leistungsvergleich von Si3N4 bei verschiedenen Sinterzeiten

Zhu et al. fanden heraus, dass durch die Zugabe von β-Si3N4 als Impfkristall während des Sinterns Siliziumnitridkeramiken mit höherem Verdichtungsgrad und höherer Wärmeleitfähigkeit erhalten werden können. Um die Kristallumwandlung weiter zu fördern und großformatige Siliziumnitridkörner zu erhalten, kann β-Si3N4 anstelle von α-Si3N4 als Ausgangspulver zur Herstellung von Siliziumnitridkeramiken mit hoher Wärmeleitfähigkeit verwendet werden. Liang Zhenhua und andere fügten 1 % (Massenanteil) stabförmiger β-Si3N4-Partikel als Impfkristall hinzu, und die Wärmeleitfähigkeit der Siliziumnitridkeramik erreichte 158 W/(mk). Liu Xingli et al. untersuchten den Einfluss unterschiedlicher Anteile von β-Si3N4/α-Si3N4 auf die Wärmeleitfähigkeit und die mechanischen Eigenschaften von Siliziumnitridkeramiken. Die Ergebnisse zeigten, dass die Wärmeleitfähigkeit der Siliziumnitridkeramik am höchsten war und 3 W/(mk) erreichte, wenn alle Rohstoffe β-Si4N108 waren, aber auch die Biegefestigkeit abnahm.

Den oben genannten Untersuchungen zufolge kann eine Erhöhung der Sintertemperatur und eine Verlängerung der Sinterzeit die Kristallumwandlung bis zu einem gewissen Grad fördern. Die Zugabe einer geeigneten Menge an β-Si3N4-Impfkristallen zur Förderung der Kristallumwandlung kann das β/(α+β)-Verhältnis in kurzer Zeit erhöhen, das Kristallkorn vollständiger wachsen lassen und Siliziumnitridkeramiken mit hoher Wärmeleitfähigkeit erhalten.

2.2 Einfluss der Kristallorientierung auf die Wärmeleitfähigkeit und ihre Verbesserungsmethode

Da die Wachstumsrate der C-Achse höher ist als die der A-Achse, führt das anisotrope Wachstum zur Stabform von β-Si3N4 und zur Anisotropie seiner physikalischen Eigenschaften. Die Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitridkörnern ist anisotrop. Die theoretischen Wärmeleitfähigkeiten des β-Si3N4-Einkristalls entlang der A-Achse und der C-Achse betragen 170 W/(mk) bzw. 450 W/(mk). Daher können im Formprozess geeignete Methoden eingesetzt werden, um die gerichtete Anordnung zu realisieren und das gerichtete Wachstum der Siliziumnitridkörner zu fördern. Zu den Formverfahren, die ein gerichtetes Wachstum der Körner bewirken können, gehören derzeit Bandgussformen, Heißpressformen und Vergussformen.

Unter der Wirkung eines externen Magnetfelds weist der Siliziumnitridkristall entlang jeder Kristallachse offensichtliche Wachstumsunterschiede auf. Dies ist hauptsächlich auf die unterschiedliche magnetische Suszeptibilität des Siliziumnitridkristalls entlang jeder Kristallachse zurückzuführen. Unter der Wirkung eines externen verstärkenden Magnetfelds wird der Siliziumnitridkristall der Wirkung eines Drehmoments ausgesetzt. Durch Drehen um einen bestimmten Winkel, um die minimale Magnetisierungsenergie zu erhalten, ist der Ausdruck der Rotationsantriebsenergie des Siliziumnitridkristalls wie folgt:

Dabei ist: V das Volumen der Partikel, B das angelegte Magnetfeld, μ0 die magnetische Permeabilität im Vakuum, χc und χa, B die magnetische Suszeptibilität des Siliziumnitridkristalls entlang der C-Achse bzw. der A- und B-Achse und | Δ χ| ist der absolute Wert der magnetischen Suszeptibilitätsdifferenz des Kristalls entlang jeder Kristallachse. Und der Ausdruck der thermischen Bewegungsenergie u von Teilchen ist:

U=3nN0kB (4)

Dabei ist: n die Anzahl der Mol der Materialpartikel, N0 die Avogadro-Konstante, kB die Boltzmann-Konstante und t die Temperatur. Wenn δ e größer als u ist, können Partikel durch das Magnetfeld gedreht werden. Wie aus Abb. ersichtlich ist. 7, wenn die c-AchseBei hoher magnetischer Suszeptibilität ordnen sich stabförmige Partikel parallel zum Magnetfeld an; Wenn die magnetische Suszeptibilität der C-Achse gering ist, richten sich die stabförmigen Partikel senkrecht zum Magnetfeld aus.

Abb. 7 Schematische Darstellung des Einflusses des Magnetfelds auf die Anordnung hexagonaler stabförmiger Partikel im Gitter: (a) χ c > χ a, b; (b) χc<χa,b

Proben mit orientierter Mikrostruktur können durch Einbringen eines starken Magnetfelds in den Formungsprozess schwach magnetischer Keramik hergestellt werden. Da die magnetische Suszeptibilität χ c < χ a, b der Siliziumnitridkörner entlang jeder Achse ist, können Siliziumnitridkeramiken mit C-Achsen-Ausrichtung durch Verfugen und andere Techniken in einem rotierenden horizontalen Magnetfeld hergestellt werden. Das Zubereitungsprinzip ist in Abbildung 8 dargestellt.

Abb. 8 Herstellung von Keramik mit Kristallachsenorientierung im Magnetfeld

Yang Zhigang et al. verwendeten Gelspritzguss anstelle des herkömmlichen Vergussformens, um strukturierte Siliziumnitridkeramiken herzustellen, die entlang der Achse A oder B in einem 6T-Längsmagnetfeld ausgerichtet waren, und untersuchten die Auswirkungen der Sintertemperatur und der Haltezeit auf die Textur von Siliziumnitridkeramiken. Die Ergebnisse zeigen, dass eine Erhöhung der Sintertemperatur die Textur von Siliziumnitridkeramiken fördert, während eine Verlängerung der Sinterzeit kaum Auswirkungen auf die Textur hat. Liang et al. fanden heraus, dass das Siliziumnitrid-Kristallkorn {0001} Anzeichen von Wachstum entlang der Z-Achse zeigte und eine starke Ausrichtung aufwies, als Siliziumnitridkeramiken durch Heißpresssintern hergestellt wurden. Dies kommt der Herstellung von Siliziumnitridkeramiken mit hoher Wärmeleitfähigkeit zugute. Zhu et al. führten eine Vergussformung in einem horizontalen Magnetfeld von 12 T durch und erhielten Siliziumnitridkeramik mit hoher Wärmeleitfähigkeit und einer Wärmeleitfähigkeit von 170 W/(mk). Es wurde festgestellt, dass sich die Form während des Vergussprozesses mit einer Geschwindigkeit von 5 U/min dreht, um ein rotierendes Magnetfeld zu erzeugen, was während des Erstarrungsprozesses zu einer C-Achsenausrichtung von β-Si3N4 senkrecht zum Magnetfeld führt Der Orientierungskoeffizient der C-Achse beträgt 0.98. Abb. 9 zeigt den Einfluss des Magnetfelds und der Matrizenrotation auf die Kornorientierung von stabförmigem Siliziumnitrid.

Abb. 9 Einfluss des Magnetfelds und der Düsenrotation auf die Kornorientierung von stabförmigem Siliziumnitrid

Derzeit ist es schwierig, das orientierte Wachstum von Siliziumnitridkörnern in der Massenproduktion zu realisieren. Derzeit ist das in der Literatur beschriebene orientierte Wachstum von Siliziumnitridkeramiken auf das Laborstadium beschränkt, und es ist notwendig, das orientierte Wachstum von Siliziumnitridkörnern in der industriellen Produktion durch geeignete Methoden zu realisieren, was große Anwendungsaussichten für die Herstellung von Hochtemperaturkeramiken bietet Leitfähige Siliziumnitridkeramik.

3 Verfahren zur Vorbereitung eines Keramiksubstrats

3.1 Formprozess

Aufgrund der Miniaturisierung leistungselektronischer Geräte müssen Größe und Dicke von Siliziumnitrid-Keramiksubstraten genauer sein. Der Dickenbereich kommerzieller Siliziumnitrid-Keramiksubstrate beträgt 0.3 bis 0.6 mm Um eine großtechnische Produktion von Siliziumnitrid-Keramik-Substratmaterialien zu realisieren, ist es besonders wichtig, ein geeignetes Formverfahren zu wählen. Gegenwärtig gibt es viele Formverfahren zur Herstellung von Siliziumnitridkeramik, wie z. B. Bandgießen, Heißpressen, Verfugen, kaltisostatisches Pressen usw. Um jedoch den Anforderungen der Miniaturisierung und Verfeinerung gerecht zu werden und gleichzeitig das gerichtete Wachstum von Siliziumnitridkörnern zu realisieren, ist das Bandgießen zweifellos der Schlüssel zum Erreichen dieses Ziels. Abb. 10 ist ein Flussdiagramm des Gießprozesses. Nachfolgend wird die Herstellung von Siliziumnitrid-Keramiksubstratmaterialien durch Gießen beschrieben.

Abb. 10 Flussdiagramm des Bandgussprozesses

Die Masse des Bandgusses ist der kritischste Faktor für die Bestimmung der Leistung des Grünkörpers. Die Aufschlämmung umfasst Pulver, Lösungsmittel, Dispergiermittel, Bindemittel, Weichmacher und andere Zusatzstoffe. Jede Komponente hat einen wichtigen Einfluss auf die Leistung der Aufschlämmung, und jede Komponente in der Aufschlämmung beeinflusst sich auch gegenseitig. Obwohl das Bandgießen im Vergleich zu anderen Formverfahren einzigartige Vorteile bietet, kann es in der Praxis aufgrund unterschiedlicher Spannungsabbaumechanismen beim Trocknen der Bandgussfolie leicht zu Biegungen, Rissen, Faltenbildung, ungleichmäßiger Dicke und anderen Phänomenen kommen. Um nach dem Trocknen eine gleichmäßige und stabile Gussaufschlämmung und eine glatte Gussplatte herzustellen, ist es notwendig, auf Faktoren wie die Benetzbarkeit der Aufschlämmung, die Stabilität und die Dicke des Rohlings zu achten und dabei die Formel unverändert zu lassen.

Wenn eine Siliziumnitrid-Gussplatte durch Gießen hergestellt wird, haben Otsuka et al. und Chou et al. Stellen Sie das theoretische Flüssigkeitsströmungsmodell vor. Die Beziehung zwischen der Dicke des Gussblechs D und den Gussparametern ist in Formel (5) dargestellt:

(5)

Wobei: α den Schrumpfkoeffizienten der Dicke des nassen Rohlings beim Trocknen darstellt und die Viskosität und Gleichmäßigkeit der Aufschlämmung großen Einfluss darauf haben; H und l stellen die Höhe bzw. Länge des Klingenspalts des Schabers dar; η stellt die Viskosität der Aufschlämmung dar; F stellt den Druck im Trichter dar, der im Allgemeinen durch die Höhe der Gülle bestimmt wird; V stellt die Relativgeschwindigkeit der Gießvorrichtung und des Trägerträgers dar. Um das ultradünne Keramiksubstrat vorzubereiten, ist es notwendig, den Klingenspalt richtig einzustellen und den Flüssigkeitsstand der Aufschlämmung konstant zu halten, während gleichzeitig die Viskosität und Gleichmäßigkeit der Aufschlämmung moderat gehalten wird.

Beim organischen Bandgießen wird im Allgemeinen ein Azeotrop als Lösungsmittel verwendet, und der Auflösungseffekt ist besser. Daher muss sichergestellt werden, dass das Lösungsmittel eine gute Benetzbarkeit für Pulverpartikel aufweist, die mit der Oberflächenspannung des Lösungsmittels zusammenhängt erklärt durch Formel (6):

  (6)

Wobei θ der Benetzungswinkel ist; γsv, γsl und γlv stellen die Oberflächenspannung von Fest-Gas, Fest-Flüssigkeit bzw. Flüssig-Gas dar. Aus Formel (6) ist ersichtlich, dass θ umso kleiner ist, je kleiner γlv ist, was auf eine bessere Benetzbarkeit hinweist. Die Benetzungswirkung ist in Abbildung 11 dargestellt.

Abb. 11 schematisches Diagramm der Benetzungswirkung

Um die Gleichmäßigkeit und Stabilität der Gussaufschlämmung zu gewährleisten, ist die Zugabe eines Dispergiermittels erforderlich, dessen Hauptfunktion darin besteht, die Oberfläche der Pulverpartikel leicht benetzbar zu machen, die Oberflächenpotentialenergie der Pulverpartikel zu verringern, um sie leichter zu dispergieren, und Erhöhen Sie die potenzielle Barriere zwischen den Partikeln und machen Sie so die Aufschlämmung stabil und gleichmäßig. Die Stabilität von Gülle kann durch die DLVO-Theorie beschrieben werden:

UT=UA+UR(7)

Wobei: UA die potentielle Energie der Van-der-Waals-Gravitation ist; UR ist abstoßende potentielle Energie. Wenn UR größer als UA ist, ist die Aufschlämmung stabil. Um die Gleichmäßigkeit und Stabilität der Aufschlämmung sicherzustellen, sollte auch die Dosierung des Dispergiermittels kontrolliert werden. Wenn die Dosierung zu hoch ist, verkleben die erzeugten Partikel leicht, was der Gewinnung von Perlenpartikeln nicht förderlich ist; Wenn die Dosierung zu gering ist, zerfällt es leicht in kleine Tröpfchen und das Monomer ist instabil. Mit fortschreitender Reaktion können die dispergierten Tröpfchen auch zu Blöcken kondensieren. Duan et al. Zunächst wurde durch einen Gussprozess eine Gussplatte mit gleichmäßiger Mikrostruktur und einer relativen Dichte von 56.08 % hergestellt und anschließend durch Gasdrucksintern eine Siliziumnitridkeramik mit einer relativen Dichte von 99 % und einer Wärmeleitfähigkeit von 58 W/(mk) erhalten. Zhang et al. Hergestellte dichte Siliziumnitridkeramik mit einer Wärmeleitfähigkeit von 81 W/(mk) durch Bandgussverfahren und Gasdrucksinterverfahren. Es wurde festgestellt, dass die höchste Wärmeleitfähigkeit erreicht werden kann, wenn Dispergiermittel (PE), Bindemittel (PVB), Weichmacher/Bindemittel-Verhältnis und Feststoffgehalt 1.8 % (Massenanteil), 8 % (Massenanteil), 1.2 % und 33 % betragen ( Volumenanteil) bzw. Zhang Jingxian et al. Zuerst wurde das gegossene Si-Blech durch Bandgießen hergestellt und dann wurde die Siliziumnitridkeramik mit einer Wärmeleitfähigkeit von 76 W/(mk) durch Entfetten, Nitrieren und Sintern hergestellt. Derzeit ist die Wärmeleitfähigkeit von durch Bandgießen hergestellten Siliziumnitridkeramiken nicht hoch und liegt weit unter dem in der Literatur angegebenen Wert (> 150 W/(mk)). Dies ist der Schlüssel zur Herstellung einer gleichmäßigen und stabilen Aufschlämmung mit mäßiger Viskosität und guter Benetzbarkeit, indem der Prozess verbessert und das Verhältnis der einzelnen Komponenten optimiert wird.

3.2 Sinterprozess

Derzeit sind die wichtigsten Sintermethoden zur Herstellung von Siliziumnitridkeramiken Gasdrucksintern, Reaktionssintern, Nachsintern, Funkenplasmasintern, Heißpresssintern usw. Jede Methode hat ihre eigenen Vor- und Nachteile. Hier sind einige gängige Sintermethoden kurz zusammengefasst.

Gasdrucksintern (GPS) kann Siliziumnitrid in einer Stickstoffatmosphäre durch Druckbeaufschlagung und Erhitzen schnell verdichten, die schnelle Umwandlung der α→β-Kristallform fördern und dazu beitragen, die Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitridkeramiken zu verbessern. Li usw. Siliziumnitridkeramiken mit hoher Wärmeleitfähigkeit wurden durch ein zweistufiges Gasdrucksinterverfahren mit α-Si3N4 als Rohmaterial hergestellt. Zunächst wurde das gemischte Pulver unter einem Stickstoffdruck von 1500 MPa auf 1 °C erhitzt und dann 1900 Stunden lang bei 12 °C gesintert. Durch die zweistufige Gasdruck-Sinterreaktion wurde die Kristallumwandlung von α→β-Si3N4 stark gefördert und die Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitridkeramiken erreichte 128 W/(mk). Kim et al. in einer Stickstoffatmosphäre von 1900 MPa durch Gasdrucksinterverfahren auf 0.9 °C erhitzt und die Temperatur 6 Stunden lang gehalten. Schließlich betrug die Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitridkeramik 78.8 W/(mk). Li et al. Siliziumnitridkeramiken mit einer Wärmeleitfähigkeit von 120 W/(mk) wurden durch Gasdrucksinterverfahren mit Y2Si4N6C-MgO als Sinterhilfsmittel hergestellt.

Der Plasmasinterprozess (SPS) ist eine Art Probensinterverfahren, das die gemeinsame Wirkung von Druckfeld, Temperaturfeld und elektrischem Feld realisiert. Es bietet die Vorteile einer schnellen Aufheizrate, einer niedrigen Sintertemperatur und einer kurzen Sinterzeit. Yang et al. Hergestellte Si3N4-Keramik mit einer Wärmeleitfähigkeit von 76 W/(mk), einer Biegefestigkeit von 857.6 MPa, einer Härte von 14.9 GPa und einer Bruchzähigkeit von 7.7 MPa m 1/2 durch SPS-Verfahren mit MgF2-Y2O3 als Sinterzusatz. Das Experiment zeigt, dass die Partikel aufgrund der Wirkung des angelegten elektrischen Feldes leicht gleiten, was die Neuordnung der Partikel begünstigt, wodurch großkörnige Partikel erhalten werden und Si3N4 eine höhere Verdichtung bei niedrigerer Temperatur erreicht.

Hu et al. Hergestellte Si3N4-Keramikmaterialien mit einer Wärmeleitfähigkeit von 82.5 W/(mk), einer Biegefestigkeit von (911 ± 47) MPa und einer Bruchzähigkeit von (8.47 ± 0.31) MPa·m1/2/2 durch SPS-Verfahren mit MgF2-Y2O3 und MgO- Y2O3 als Sinteradditive. Das SPS-Verfahren kann auch das oben erwähnte Problem lösen, dass es schwierig ist, Siliziumnitridkeramiken mit β-Si3N4 als Rohmaterial zu sintern. Peng Mengmeng et al. 1600 Minuten lang bei 5 °C im SPS-Verfahren gesintert, dann 1900 Stunden lang bei 3 °C gehalten und dichte Siliziumnitridkeramik mit einer Wärmeleitfähigkeit von bis zu 105 W/(mk) erhalten. Liu et al. Durch SPS und Wärmebehandlungsverfahren mit unterschiedlichen Anteilen von β-Si99N3 /α-Si4N3-Pulver als Ausgangsmaterialien wurde erfolgreich Siliziumnitridkeramik mit hoher Wärmeleitfähigkeit und einer Dichte von bis zu 4 % hergestellt.

Reaktives Nachsintern (SRBSN) wird von Forschern bevorzugt, da der poröse Si3N4-Sinterkörper durch Nitrieren von Si-Pulver erhalten und anschließend gesintert wird, um eine dichte Siliziumnitridkeramik zu bilden, die einen geringeren Sauerstoffgehalt aufweist als die aus kommerziellem α-Si3N4 hergestellte Siliziumnitridkeramik . Zhou et al. Hergestellte Si3N4-Keramik mit einer Wärmeleitfähigkeit von bis zu 177 W/(mk) durch das SRBSN-Verfahren. Die Ergebnisse zeigen, dass die höhere Wärmeleitfähigkeit durch eine Verlängerung der Sinterzeit und eine weitere Reduzierung des Gittersauerstoffgehalts erreicht werden kann. Darüber hinaus untersuchten sie auch das Bruchverhalten von Si3N4-Keramik mit hoher Wärmeleitfähigkeit und stellten fest, dass diese eine hohe Bruchzähigkeit (11.2 MPa m1/2) aufwies. Zhou et al. Hergestellte Si3N4-Keramik durch SRBSN-Verfahren mit Y2O3 und MgO als Zusätzen. Es wurde festgestellt, dass der Gehalt an Y2O3-MgO-Additiv und die Sinterzeit die Wärmeleitfähigkeit von Si3N4 beeinflussen. Bei einem Additivgehalt von 2 % Y2O3 - 4 % MgO beträgt die Wärmeleitfähigkeit von Si3N4-Keramik nach 156-stündigem Sintern 24 W/(mk), was 21 % höher ist als die von Si3N4-Keramik (128 W/(mk)). nach 6 h Sintern. Li Si3N4-Keramik mit einer Wärmeleitfähigkeit von bis zu 121 W/(mk) wurde mit dem SRBSN-Verfahren mit Y2O3-MgO als Sinterhilfsmittel hergestellt.

Siliziumnitridkeramiken mit hoher Wärmeleitfähigkeit können auch durch andere Sinterverfahren hergestellt werden. Jia et al. hergestellte Siliziumnitridkeramik mit einer Wärmeleitfähigkeit von 64.6 W/(mk) durch Ultrahochdrucksintern. Duan et al. Hergestellte Siliziumnitridkeramik mit einer Wärmeleitfähigkeit von 60 W/(mk) durch druckloses Sintern bei niedriger Temperatur bei 1780℃ mit 10 % TiO2-MgO als Sinterzusatz. Lee et al. Hergestellte Siliziumnitridkeramik mit einer Wärmeleitfähigkeit von 101.5 W/(mk) durch Heißpress-Sinterverfahren.

Den obigen Untersuchungen zufolge können trotz unterschiedlicher Sintermethoden Siliziumnitridkeramiken mit hervorragenden Eigenschaften hergestellt werden. Um die Produktion von Siliziumnitridkeramik in großem Maßstab zu realisieren, müssen Faktoren wie Kosten, Betriebsschwierigkeiten und Produktionszyklus berücksichtigt werden. Daher ist es der Schlüssel, einen schnellen, einfachen und kostengünstigen Sinterprozess zu finden.

4Etikett

Si3N4-Keramik erfreut sich aufgrund seiner potenziell hohen Wärmeleitfähigkeit und hervorragenden mechanischen Eigenschaften immer größerer Beliebtheit im Bereich von Hochleistungshalbleiterbauelementen und wird voraussichtlich zum bevorzugten Keramiksubstratmaterial für elektronische Geräte werden. Es gibt jedoch viele Faktoren, die die Wärmeleitfähigkeit einschränken, wie z. B. Gitterfehler, Verunreinigungselemente, Gittersauerstoffgehalt, Korngröße usw., die dazu führen, dass die tatsächliche Wärmeleitfähigkeit von Siliziumnitridkeramik niedrig ist.

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