摘要
针对传统芯片微流道热沉壳体封装方式存在的易堵塞微流道、损伤金刚石/铜界面，进而影响散热性能的问题，本文提出了采用脉冲电流辅助扩散连接技术实现金刚石/铜微流道热沉的一体化精密成形方法。通过对不同工艺参数下连接试样的微观组织和力学性能进行分析，揭示了脉冲电流加热方式对金刚石基金属复合材料扩散连接的影响机理。结果表明：在真空度为10 Pa、扩散温度为850 ℃、扩散连接时间为30 min、中间层为厚度50 μm纯钼箔的条件下，金刚石/铜样件连接处形成了良好的连接界面，无明显缺陷，且连接试样热导率达到520 W/(m ·K)以上。进一步研究发现，电流密度增大会导致扩散温度提高，界面处元素扩散活性增强，并形成Cu-Mo-Cu固溶体组织结构，使得焊接后样件的剪切强度最高达到了214 MPa。然而，过高的扩散温度会导致金刚石石墨化，严重影响金刚石/铜微流道热沉样件的散热性能和力学性能。因此，在提高界面结合性的同时，还需兼顾连接样件的散热性能。
Abstract
Addressing the problems of microchannel blockage and diamond/copper interface damage in traditional packaging for microchannel heat sink shells, which hinder heat dissipation, this study introduces an integrated precision forming method for diamond/copper microchannel heat sinks. This method utilizes pulse current-assisted diffusion bonding technology. By examining the microstructure and mechanical properties of bonded samples under various process parameters, the study explores how pulsed current heating affects the diffusion bonding of diamond-based metal composites.The results show that under the conditions of vacuum pressure of 10 Pa, diffusion temperature of 850 ℃, bonding time of 30 minutes, and 50-micrometer-thick pure molybdenum foil interlayer, a defect-free bonding interface forms between the diamond and copper, achieving a thermal conductivity of over 520 W/(m ·K).Further research reveals that raising the current density boosts diffusion temperature and interface diffusion activity, forming a Cu-Mo-Cu solid solution and increasing the shear strength to 214 MPa.However, excessively high temperatures can graphitize the diamond, adversely impacting the heat dissipation and mechanical properties of the samples. Thus, while enhancing interface bonding, it is crucial to maintain optimal heat dissipation performance.
在新型军用雷达、5G、新能源汽车等高集成装备性能需求牵引下，超高的热流密度使得核心芯片热控问题凸显，其使用寿命及可靠性呈指数型降低，高效散热成为核心芯片的“卡脖子”问题。针对电子设备超高热流密度散热问题，散热材料的高导热与低热膨胀系数是主要的两大研究指标。金刚石是为数不多同时满足高导热与低热膨胀系数的材料，热导率高达1 200~2 000 W/（m ·K），热膨胀系数低于半导体芯片，且人造金刚石成本较低，但是，金刚石硬度大，不易直接加工应用[1-3]。铜导热性能好，热导率为398 W/（m ·K），并具有良好的加工性能，工作温度远高于金属铝且价格远低于金属银[4]，因此金刚石/铜复合材料是最佳的热沉材料之一[5-7]。
钼铜合金由钼（熔点高，机械强度大）和铜（热电性能好，热膨胀小）组成，其结合了两者的性能优势，因此，钼铜基合金在许多领域发挥着重要作用，例如高密度集成电路的散热材料[8-9]。然而较高的烧结温度容易导致钼晶粒粗化和铜的蒸发，从而影响整体性能。
在解决新型高导热金刚石/铜微流道热沉一体化成形的问题时，传统微流道热沉封装的方式为钎焊[10]、激光焊[11]和电子束焊[12]。钎焊在成形微流道热沉时易造成微流道堵塞、虚焊等，使得流阻增加，散热能力降低，甚至造成漏液[13]。激光焊接和电子束焊接，属于熔化焊接，焊接时会造成金刚石及铜界面的损伤，破坏金刚石/铜微流道热沉的散热性能。扩散连接技术可实现微流道热沉的快速、高效、小变形的高可靠连接，但传统扩散连接技术需要在一定压力下进行长时间的保温，往往导致构件组织粗化和性能恶化[14]，更会造成金刚石表面石墨化进而严重影响散热效果[15]。而采用脉冲电流辅助扩散连接可有效解决传统焊接方式堵塞微流道及界面损伤的问题，且不需要过高的反应温度就能够实现金刚石/铜微流道热沉的高效、可靠连接。
孙昆阳等[16]研究了水平焊接位置焊接电流对Inconel625/X65熔覆界面组织和性能的影响，熔覆层的显微组织尺寸、稀释率和焊缝宽度随脉冲电流的增大而增大，而熔头高度和接触角则相反。范佳峰等[17]采用脉冲大电流（PHC）扩散焊接方法成功地将γ-TiAl合金与Ti2AlNb合金结合，研究了不同高电平（HL）/低电平（LL）复合脉冲电流对接头组织和力学性能的影响，并得到脉冲电流对元素扩散和接头形成有显著促进作用的结论。Ananthakumar等[18]研究了不同扩散温度下脉冲电流在火花等离子体辅助下扩散连接钛（Ti）和奥氏体不锈钢AISI 304L（SS 304L）的过程中所起的作用，发现在650℃时Ti-SS 304L 具有最佳的维氏显微硬度（290HV0.2）和优异的抗压强度（429±18）MPa。王博等[19]实现了SiCp/2024Al 复合材料脉冲电流辅助液相扩散连接，并对成形机理及界面行为进行了系统分析。
本文提出采用脉冲电流辅助扩散连接在真空环境下将金刚石/铜微流道热沉一体化连接，电流的加载方式是通过平行放置的铜板直接加在装载金刚石/铜微流道热沉载片的石墨模具上，通过调整脉冲电流扩散连接设备的功率参数，探讨金刚石/铜微流道热沉连接界面的微观形貌、导热性能及力学性能，并进一步探究其界面结合机理。
1 实验
1.1 材料
选用金刚石/铜复合材料微流道热沉样件，其中金刚石与铜的体积比为1 ∶1，样件加工成规格为直径20 mm，厚度2 mm的试样以进行脉冲电流辅助扩散连接实验；纯钼与纯铜箔分别作为中间层，中间层的化学成分如表1和表2所示。试样处理过程为：采用2 000目砂纸打磨金刚石/铜微流道热沉样件和金属箔表面氧化皮，然后倒入乙醇并通过超声振动设备清洗试样上的杂质和油污。
表1纯钼箔的化学成分（质量分数/%）
Table1Chemical composition of pure molybdenum foil (wt. %)
表2纯铜箔的化学成分（质量分数/%）
Table2Chemical composition of pure copper foil (wt. %)
如图1所示，脉冲电流通过电极、金刚石/铜微流道热沉接触面和金属箔中间夹层形成回路，利用脉冲电流产生的焦耳热实现金刚石/铜复合材料界面的扩散连接。
图1脉冲电流辅助扩散链接原理示意图
Fig.1Schematic diagram of pulse current assisted diffusion connection principle
连接过程在真空环境下进行，真空度10 Pa，中间层选择50、100μm 两种不同的厚度，扩散温度750~900℃，扩散连接时间30~60 min。通电加热结束后，在真空环境下冷却至室温，得到的最终金刚石/铜微流道热沉扩散连接试样如图2所示。
图2金刚石/铜复合材料脉冲电流扩散连接试样
Fig.2Diamond/copper composite material pulse current diffusion connected sample: (a) diamond/copper microchannel heat sink sample; (b) microchannel heat sink current diffusion connection sample
1.2 测试与表征
在完成脉冲电流扩散连接后，将金刚石/铜微流道热沉试样从石墨模具中取出，并对每个试样截取一个断口。随后采用SU8220型扫描电子显微镜对连接区域的界面结构形貌进行观察与分析。为进一步探究连接界面的局部微区特性，利用能谱分析仪对该区域进行线、面扫描，分析组成元素的种类及其分布状况。此外，采用SmartLab设备，结合X射线衍射技术，对界面局部微区的衍射光谱进行深入分析，以揭示材料的成分、原子和分子的结构及形态。为了评估金刚石/铜复合材料的热扩散性能，使用LFA457型热系数测量仪，并采用激光闪光法进行测试。在进行测试前，需对试样的上下两个端面喷涂石墨，以减少热信号的反射，并确保表面受热均匀。使用PT-1100-100GDW-60高低温型电脑伺服系统拉压力试验机，对金刚石/铜微流道热沉连接试样进行面剪切性能测试，并对界面的剪切强度进行表征与分析。
2 结果与分析
2.1 界面微观形貌及工艺参数分析
图3所示为脉冲电流辅助扩散连接成形制备的以不同种金属箔作为中间连接层的微流道热沉试样的连接界面微观形貌图。
图3不同种金属箔作中间层的微流道微观形貌
Fig.3Microscopic morphology of different types of metal foils as intermediate layers: (a) 100 μm molybdenum foil; (b) 100 μm copper foil; (c) 50 μm molybdenum foil; (d) 50 μm copper foil
图3（a）所示的钼箔在电流扩散连接之后并未出现明显的变形，依旧呈平整的金属层状；对比铜箔在电流辅助扩散连接之后的形状，如图3（b）所示，同样为100 μm厚度的铜箔，却呈曲折蜿蜒状的形态，失去了实验开始前的平整度。这主要是由于二者物理特性的差别，钼在高温状态下依旧能保持其高强度与高硬度的状态，而铜的质地柔软，在10 Pa的真空度下，其必然紧贴两侧的金刚石/铜样件表面微微凸起的金刚石颗粒，在金刚石颗粒的挤压下形成了蜿蜒状的形变。对比钼箔和铜箔扩散连接后金刚石/铜微流道热沉的形态，图3（c）所示的钼箔为中间层时相邻的微流道依旧处于平齐状态，这也有利于微流道中冷却液的流动；如图3（d）所示，可以发现由于铜的质地柔软，相邻两个微流道已经在高度上有了近40 μm 的错位，这必定会影响后续热沉服役时微流道中冷却液的流动性。为了不影响金刚石/铜微流道热沉表面的平整性，后续主要针对钼箔为中间层的扩散连接进行分析与研究。图4所示为不同扩散温度下金刚石/铜微流道热沉复合材料连接界面微观形貌图。
图4所示为不同扩散温度下金刚石/铜微流道热沉复合材料连接界面微观形貌图。
图4不同扩散温度下样品微观形貌
Fig.4Microscopic morphology of samples at different diffusion temperatures：（a）750℃；（b）800℃；（c）850℃；（d）900℃
图4（a）和（b）所示分别为750与800℃下电流扩散连接试样的SEM图，可以发现，图4（a）中100 μm厚的中间层钼箔与左侧的金刚石/铜样件之间有非常明显的间隙，图4（b）中钼箔也与右侧的样件有较小的间隙，可见钼箔与金刚石/铜样件在电流扩散连接过程中没有产生紧密的连接；对比850℃（图4（c））和900℃（图4（d））所示下电流扩散连接试样，同样为100 μm的中间层，其与两侧的的金刚石/铜样件非常紧密的连接在了一起，并且没有出现任何微裂纹和间隙。这是由于金属钼的熔点远高于金属铜的熔点，虽然750℃刚好达到了母材金属铜的共晶反应温度，但却并未达到中间层钼箔的共晶反应温度，以至于钼箔与金刚石/铜微流道热沉样件在电流扩散连接过程中并未产生充分的扩散反应。而当扩散温度提高到850~900℃时，电流产生足够的焦耳热传导到钼箔内部，内能的提高促使钼原子的热运动能力提高，进而增强了钼原子与铜原子的热扩散能力，实现了较好的一体化连接。
2.2 结合界面元素分布及成分分析
为进一步分析金刚石/铜连接界面的物相组成，对不同扩散温度和扩散时间下制备的金刚石/铜微流道热沉样件连接界面进行EDS分析，得到结果如图5和图6所示。在图5（a）SEM图中划分4个区域进行元素扫描分析，图5（c）的元素分析准确地表明了左侧为中间层钼箔，右侧为金刚石/铜样件。而在较为狭窄且具有一定坡度的3个细长形区域部分的扫描结果均显示铜、钼、碳元素（金刚石）共存且占有很大的比重，这说明了两种金属原子在高温作用下互相发生了一定程度的迁移和扩散。
如图6（a）、（c）所示，在扩散温度为850℃、保温时间为30 min状态下，100 μm厚的钼箔与金刚石/铜微流道热沉样件之间形成的混合物相界面过渡层宽度约为6 μm。同样为100 μm厚的钼箔，在扩散温度为750℃、保温时间为60 min状态下制备的金刚石/铜连接试样，如图6（b）、（d）所示，形成的混合物相界面过渡层宽度仅约为1.5 μm。这主要是因为过渡层厚度与温度呈正相关，即温度越高，过渡层厚度越大。当温度较低时，通过提高保温时间的方式去促进生成界面过渡层的效果很小。这也说明了决定金刚石/铜微流道热沉与异质金属箔扩散连接质量最重要的参数是扩散温度[20]，也即电流密度。
进一步观察保温60 min时的中间层界面，如图7（a）、（b）所示，钼箔断面中的晶粒尺寸较大，约为20 μm左右。可能是由于保温的时间延长之后，过大的电流持续作用在金属材料上，促进了钼晶粒的再结晶，导致钼晶粒的尺寸变长，但晶粒的长大和粗化会使金属的塑性变差，脆性增加，大大影响金刚石/铜微流道热沉的连接性能。
图5脉冲电流辅助扩散连接试样界面处EDS元素分析：（a）界面处微观形貌；（b）~（e）各区域内元素分析结果
Fig.5EDS elemental analysis at the interface of sample with pulse current assisted diffusion bonding： (a) microscopic morphology at the interface； (b) - (e) analysis results of elements within each region
图6不同扩散温度和不同保温时间下的金刚石/铜试样界面的EDS线扫结果
Fig.6EDS line scan results of diamond/copper sample interface at different diffusion temperatures and insulation times: (a) ， (c) 850℃, 30 min; (b) ， (d) 750℃, 60 min
图7保温60 min下的钼箔断面边部（a）和中心部（b）钼晶粒尺寸图
Fig.7Molybdenum grain size diagram of the edge (a) and center (b) of the molybdenum foil section under insulation for 60 minutes
2.3 脉冲电流辅助扩散连接试样热导率分析
图8所示为扩散温度850、900℃下的连接界面X射线衍射（XRD）分析结果。从图8中可以看出，当扩散温度达到900℃时，在40.54°的位置出现了石墨峰，这表明当扩散温度升高到900℃ 之后，会有部分金刚石的表面转化为石墨[21]，这也是扩散连接实验中温度超过900℃后热导率开始变差的原因；而在850℃的扩散温度下，只在50.3°和75.12°处出现了金属铜和钼铜化合物的峰，并未观察到石墨峰，由此可见在脉冲电流辅助扩散连接实验中，金刚石开始出现石墨化的临界温度在850~900℃。
图8不同扩散温度下金刚石/铜连接界面的XRD谱图
Fig.8XRD patterns of diamond/copper interface at different diffusion temperatures
在通常条件下，金刚石是碳的亚稳态同素异形体。金刚石的结构之所以能够保持稳定，是由于晶格的重建存在动力学上的困难。但随着温度的升高，这种困难也随之降低。虽然真空环境能够缓解金刚石被石墨化的进程，但由于脉冲电流特定的加热方式，短暂的时间内金刚石/铜表面的电流密度可以迅速攀升到100 A/mm2，金刚石实际的受热程度大于设备测得的工作环境温度，因此在高温高压的电流加热方式下金刚石在900℃时出现了石墨化。
对不同工艺参数下的扩散连接试样作热导率测试，结果如图9所示。试样的热导率λ可按下式计算
(1)
式中：λC为金刚石/铜试样的热导率，W/（m ·K）；α为金刚石/铜复合材料的热扩散系数，m2/s；ρ为试样的密度，kg/cm3；C为复合材料的比热容，J/（kg·K），如下式所示
(2)
式中：Cd与CCu分别为金刚石和铜的比热容，J/（kg ·K）；VCu和Vd分别为铜与金刚石的体积分数。
图9不同扩散温度与中间层厚度下金刚石/铜连接试样的热导率
Fig.9Thermal conductivity of diamond/copper bonded samples at different diffusion temperatures and intermediate layer thicknesses
从图9中可以看出，随着扩散温度的升高，扩散连接试样的热导率先升高后降低，在850℃的条件下，热导率最高达到了520 W/（m ·K），随后热导率便开始降低；并且在同一扩散温度下，100 μm厚的试样热导率比50 μm厚的试样热导率低约20~30 W/（m ·K）。这是由于起始的两组试样设置的扩散温度过低，不能达到充分激发钼原子进行扩散和迁移的状态，以至于铜与钼之间没有结合形成稳定牢固的固溶体，所以会影响热量传导的性能。相同的扩散温度下钼箔厚度对热导率有一定影响说明钼本身的热导率性能不佳，在一定程度上会影响金刚石/铜试样的热导率。当最佳工艺参数下钼箔与铜生成了钼铜固溶体，此固溶体仍拥有良好的散热性能。热导率从850℃开始降低，是由于铜的熔点相比于钼来说较低，此高温高压状态下铜已经快达到了熔化的临界点，以至于实验完成后有极少部分的金黄色铜析出，金刚石铜样件的致密结构受到了一定的破坏；甚至根据图8的XRD分析结果可以看出900℃的高温下少部分金刚石已经开始转化为石墨，进一步影响扩散连接试样的热导率。
由此可见，为了防止金刚石出现石墨化而影响试样整体的散热性能，最佳扩散温度应该控制在900℃以下。
2.4 脉冲电流辅助扩散连接试样剪切强度分析
图10为不同扩散温度下的金刚石/铜微流道热沉连接处剪切强度与剪切位移示意图。
图10金刚石/铜样件的脉冲电流辅助中间层扩散连接剪切强度与位移
Fig.10Pulse current assisted interlayer diffusion bonding shear strength and displacement of diamond/copper samples
可以看出扩散连接处的剪切性能差异明显，随着扩散温度的升高，电流密度也随之增加，剪切强度不断增强。在750℃时连接处的剪切强度很低，这是由于连接界面存在明显的间隙导致的。当扩散温度达到800℃以上后，扩散连接温度的升高促进了钼原子的扩散进程，界面处钼铜元素充分扩散并开始形成Cu-Mo-Cu固溶体结合界面，并在800与850℃时金刚石/铜试样剪切强度分别提高至198和214 MPa，剪切位移也随之上升至0.58和0.68 mm，所以在850℃下金刚石/铜微流道热沉试样的连接性能最佳[22]。当扩散温度达到900℃时，虽然Cu-Mo-Cu固溶体已在界面处形成，但由于金刚石表面开始石墨化，影响界面结合强度，使得连接处的剪切强度变差。
脉冲电流辅助扩散连接界面剪切强度的显著提升，其原因可从以下两个维度进行阐释：
首先，该工艺的升温过程极为迅速，仅需约60 s即可达到扩散温度并保持稳定。此特性避免了中间层钼晶粒的过度长大，使得晶界体积分数保持较高水平，进而促进了原子的快速扩散。具体而言，钼晶粒的高效状态有利于其与基体中的铜原子进行充分的相互扩散，从而有效促进了金刚石与铜基体之间的Cu-Mo-Cu结合机制的形成。
其次，电流所引发的电迁移效应显著增强了溶质原子的扩散能力，这一效应不仅促进了原子间的交互作用，还提高了相变驱动力。因此，在连接界面处成功形成了钼铜固溶体结构。此结构在剪切变形过程中，能够有效增大扩散界面的变形抗力，进而增大了连接处的剪切位移，实现了连接界面处剪切强度的显著提升[23]。
图11为采用50 μm厚钼箔作为中间层，在10 Pa真空度、850℃扩散温度以及30 min保温时间的工艺参数下所制备的金刚石/铜微流道热沉连接件微观形貌图。观察发现，该微流道的侧面呈现出规则的矩形形态，形状规整，未发生变形，且流道内未观察到明显的毛刺现象。此外，各流道之间的排列展现出高度的整齐性，未出现显著的高度差异。
图11最佳工艺参数下的金刚石/铜微流道热沉扩散连接微观形貌
Fig.11Microscopic morphology of diamond/copper microchannel heat sink diffusion connection under optimal process parameters
3 结论
1）采用脉冲电流的方式扩散连接了金刚石/铜微流道热沉复合材料，形成了良好的连接界面，无缺陷产生。连接界面主要包括金刚石/铜复合材料基体和钼铜元素扩散层。随着扩散温度的升高，元素扩散层的组织宽度逐渐增大，结合面越来越致密。
2）在扩散温度为750℃时，试样接头的剪切强度仅为106 MPa，主要是由于扩散温度较低，电流密度较小，使得原子间的扩散不充分，扩散层的宽度太窄，进而造成了接头处剪切强度较低；随着扩散温度的升高，当扩散温度为850℃时，元素扩散层的宽度达到了750℃时的4倍，扩散层的紧密结合使得金刚石/铜微流道热沉连接样件的热导率达到了520 W/（m ·K），伴随着扩散层结构的优化，剪切强度也随之提高到了214 MPa。
3）对较高扩散温度下连接的界面进行了X射线衍射（XRD）分析，结果显示，当扩散温度为900℃时在40.54°的位置出现了石墨衍射峰，意味着出现了石墨化，而金刚石的石墨化会大大影响金刚石/铜微流道热沉复合材料的散热性能，所以扩散温度应低于900℃。
