CN117142842A - 一种易加工高性能陶瓷基板及其制备方法 - Google Patents

一种易加工高性能陶瓷基板及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN117142842A
CN117142842A CN202311365532.0A CN202311365532A CN117142842A CN 117142842 A CN117142842 A CN 117142842A CN 202311365532 A CN202311365532 A CN 202311365532A CN 117142842 A CN117142842 A CN 117142842A
Authority
CN
China
Prior art keywords
ceramic
sintering
temperature
ceramic substrate
heat treatment
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN202311365532.0A
Other languages
English (en)
Inventor
伍尚华
龙国钦
黎业华
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Guangdong University of Technology
Original Assignee
Guangdong University of Technology
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Guangdong University of Technology filed Critical Guangdong University of Technology
Publication of CN117142842A publication Critical patent/CN117142842A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C04B35/10—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on aluminium oxide
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/56—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides
    • C04B35/565—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides based on silicon carbide
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/58—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides
    • C04B35/581—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on aluminium nitride
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/58—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides
    • C04B35/584—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on silicon nitride
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/64—Burning or sintering processes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3224—Rare earth oxide or oxide forming salts thereof, e.g. scandium oxide
    • C04B2235/3225—Yttrium oxide or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
    • C04B2235/54—Particle size related information
    • C04B2235/5418—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof
    • C04B2235/5427—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof millimeter or submillimeter sized, i.e. larger than 0,1 mm
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
    • C04B2235/54—Particle size related information
    • C04B2235/5418—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof
    • C04B2235/5445—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof submicron sized, i.e. from 0,1 to 1 micron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/60—Aspects relating to the preparation, properties or mechanical treatment of green bodies or pre-forms
    • C04B2235/602—Making the green bodies or pre-forms by moulding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes characterised by specific heating conditions during heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes characterised by specific heating conditions during heat treatment
    • C04B2235/6562—Heating rate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes characterised by specific heating conditions during heat treatment
    • C04B2235/6565—Cooling rate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes characterised by specific heating conditions during heat treatment
    • C04B2235/6567—Treatment time
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/658—Atmosphere during thermal treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/66—Specific sintering techniques, e.g. centrifugal sintering
    • C04B2235/661—Multi-step sintering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/77—Density
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance
    • C04B2235/9607—Thermal properties, e.g. thermal expansion coefficient

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Finish Polishing, Edge Sharpening, And Grinding By Specific Grinding Devices (AREA)

Abstract

本发明公开了一种易加工高性能陶瓷基板及其制备方法，涉及陶瓷基板加工制造技术领域。本发明提供制备方法，将制得的陶瓷素坯经低温烧结、线锯加工、高温热处理最后研磨抛光得到高性能陶瓷基板；其中，通过调控低温烧结的温度和时间可以调控得到的陶瓷烧结块体致密度为理论密度的50～95％，弯曲强度为成品的20％～85％，硬度(HV)为1.5～12GPa，这种陶瓷烧结块体的性能更易于进行线锯加工，加工效率显著提高；此外，这种陶瓷烧结体能够确保在加工较薄的陶瓷薄片(0.35～2mm)时不会出现崩裂现象，避免出现残次品。加工得到的陶瓷薄片经高温热处理可以使陶瓷薄片进一步烧结至全致密或者高致密，提高硬度，弯曲强度及热导率，达到符合陶瓷基板的成品性能要求。

Description

一种易加工高性能陶瓷基板及其制备方法
技术领域
本发明涉及陶瓷基板加工制造技术领域，尤其涉及一种易加工高性能陶瓷基板及其制备方法。
背景技术
陶瓷散热基板承担着各类电子元器件散热、绝缘保护、结构封装支撑的核心维护作用，对电子器件的服役安全性与可靠性至关重要，故陶瓷基板需要拥有高强度和优异的导热性能，以满足使用寿命要求。目前，Al2O3、AlN、Si3N4、SiC为已经广泛使用或具有应用前景的陶瓷基板材料。这类薄片形状的陶瓷材料的制造除了采用流延工艺，另外一个方法是先将陶瓷烧结致密后，采用线锯加工或者切割机切削加工的方法将陶瓷材料切成薄片，然后研磨抛光。相比切割机切削加工，线锯加工的优势在于进给量不受刀具尺寸限制，可以切割较厚的工件，而切割机则受刀具设计尺寸的影响，最大进给量只能在刀具的有效切割深度内。
目前采用线锯加工存在的最大问题是：首先，大尺寸陶瓷烧结时容易受尺寸效应造成样品内外温度不均而产生密度梯度或者内部缺陷以及热残余应力分布不均匀现象；其次，这些高温烧结的陶瓷材料普遍具有高弯曲强度、高硬度(12～17GPa)的特点，导致陶瓷材料的线锯加工效率低下，而且对金刚石线的损耗巨大；更严重的问题是陶瓷基板容易在线锯加工的过程中产生表面缺陷，如微裂纹，高温烧伤以及因热残余应力分布不均匀而导致弯曲变形、甚至崩裂现象等。这些陶瓷表面缺陷会大幅降低陶瓷材料的强度，进而削减基板的使用寿命。
发明内容
本发明所要解决的技术问题是采用线锯加工大尺寸陶瓷烧结体制备大尺寸陶瓷基板过程中，大尺寸陶瓷烧结体因烧结温度不均等问题出现密度梯度或者内部缺陷，以及因陶瓷烧结体具高硬度、高弯曲强度而导致线锯加工的效率降低、对金刚石线损耗大、容易产生表面缺陷及弯曲变形现象。
为了解决上述问题，本发明提出以下技术方案：
第一方面，本发明提供一种易加工高性能陶瓷基板的制备方法，包括以下步骤：
S1、将陶瓷粉体成型处理，制得陶瓷素坯；
S2、将所述陶瓷素坯进行烧结，得到陶瓷烧结块体；
S3、对所述陶瓷烧结块体进行线锯加工，得到符合预设尺寸的陶瓷薄片；
S4、对所述陶瓷薄片进行高温热处理，再经研磨抛光得到高性能陶瓷基板；
所述陶瓷粉体为Al2O3、AlN、Si3N4、SiC中的任一种；
所述步骤S4中高温热处理的温度高于步骤S2中的烧结的温度；
所述步骤S4中高温热处理的时间多于步骤S2中的烧结的时间。
进一步地，所述步骤S2中，陶瓷烧结块体的致密度为50～95％，弯曲强度为成品弯曲强度的20～85％，维氏硬度为1.5～12GPa。
例如，在具体实施中，所述步骤S2中，陶瓷烧结块体的致密度为50％、60％、70％、80％、或者90％，弯曲强度为成品弯曲强度的20％、30％、40％、50％、60％、70％、或者80％，维氏硬度为1.5GPa、2.5GPa、3.5GPa、4.5GPa、5.5GPa、6.5GPa、7.5GPa、8.5GPa、9.5GPa、10.5GPa、或者11.5GPa。
具体地，根据陶瓷粉体的不同，陶瓷烧结块体的弯曲强度和维氏硬度也有差异：
陶瓷粉体为Al2O3时，Al2O3陶瓷烧结块体的弯曲强度为100～300MPa，维氏硬度为1.5～12GPa；
陶瓷粉体为AlN时，AlN陶瓷烧结块体的弯曲强度为90～250MPa，维氏硬度为1.5～10GPa；
陶瓷粉体为Si3N4时，Si3N4陶瓷烧结块体的弯曲强度为90～600MPa，维氏硬度为1.5～12GPa；
陶瓷粉体为SiC时，SiC陶瓷烧结块体的弯曲强度为100～250MPa，维氏硬度为1.5～12GPa。
上述性能的陶瓷烧结块体由于较低的弯曲强度和维氏硬度，能够确保在进行金刚石线锯加工时的效率更高，同时对金刚石线的损耗小。
进一步地，所述步骤S2中的烧结工艺为：
陶瓷粉体为Al2O3时，烧结温度为900～1500℃，优选烧结温度为900～1300℃，保温时间为0.5～6小时，优选保温时间为0.5～4小时，更优选保温时间为0.5～2小时；
陶瓷粉体为AlN时，烧结温度为1300～1750℃，优选烧结温度为1300～1650℃，保温时间为0.5～6小时，优选保温时间为0.5～4小时，更优选保温时间为0.5～2小时；
陶瓷粉体为Si3N4时，烧结温度为1300～1750℃，优选烧结温度为1350～1550℃；保温时间为0.5～6小时，优选保温时间为0.5～4小时，更优选保温时间为0.5～2小时；
陶瓷粉体为SiC时，烧结温度为1500～1800℃，保温时间为0.5～6小时。
需要说明的是，所述步骤S2中的烧结方式可以是真空烧结、常压烧结、气压烧结、热压烧结、等离子体烧结、微波烧结等陶瓷烧结方法。特别的，采用热压烧结时的压力为20～60MPa；采用气压烧结时的气氛压力为1～10MPa。具体烧结时使用气氛为N2、Ar中的一种或两种；特别的，热压烧结、等离子烧结、真空烧结可以保持真空度在10-5～10-2Pa而不使用保护气氛；另外，A12O3陶瓷可在空气气氛中烧结。
进一步地，所述步骤S3中，线锯加工具体是指采用多线金刚石线锯将所述陶瓷烧结块体加工成2～N片接近成品尺寸的陶瓷薄片，所述加工陶瓷薄片尺寸为：长为50～200mm，宽为40～200mm，厚度为0.35～2mm；走丝速度为1～60m/s，线径0.1～0.6mm最佳；进给速度0.1～30mm/min，所使用切削液为有机/无机溶剂，或在切削液中添加适量磨料。所使用多线金刚石线锯切割包含任意其他辅助加工方式，如超声辅助金刚石线锯切割、静电喷雾金刚石线锯切割、金刚石电解磨削切割等。
可以理解的，多线金刚石线锯加工速率与被加工材料的力学性能有关，被加工材料的硬度和弯曲强度越高，所需切割时间越长，耗材越大。本发明通过控制烧结温度和烧结时间控制陶瓷烧结块体的性能，使得到的陶瓷烧结块体致密度为理论密度的50～95％，弯曲强度为成品弯曲强度的20～85％，调控材料的维氏硬度(HV)至1.5～12GPa，该性能的陶瓷烧结块体可以满足线锯加工的基本力学性能要求，保证在线锯加工大尺寸、厚度薄的陶瓷片过程中不发生崩裂，同时降低了被加工材料的力学性能，从而降低加工难度，提高加工效率。
进一步地，所述步骤S3中，加工得到的陶瓷薄片尺寸在厚度部分会比成品的基板厚度大0.05～0.2mm。这是由于陶瓷薄片经高温热处理后会出现收缩等现象，需要为陶瓷薄片预留一定的加工余量。
进一步地，所述步骤S4中的高温热处理工艺为：
陶瓷粉体为Al2O3时，在Ar、N2或空气气氛中，压力为10-5Pa～300Mpa的条件下进行，热处理温度为1400～1700℃，保温时间为1～24小时；
陶瓷粉体为AlN时，在Ar或N2气氛中，压力为10-5Pa～300Mpa的条件下进行，热处理温度为1600～1900℃，保温时间为1～24小时；
陶瓷粉体为Si3N4时，在Ar或N2气氛中，压力为10-5Pa～300Mpa的条件下进行，热处理温度为1700～2000℃，保温时间为1～24小时；
陶瓷粉体为SiC时，在Ar或N2气氛中，压力为10-5Pa～300Mpa的条件下进行，热处理温度为1800～2200℃，保温时间为1～24小时。
特别的，对于陶瓷粉体为Al2O3时，热处理可以在空气中常压进行，能够制备出尺寸接近成品尺寸且高致密的陶瓷基板毛坯。
本发明通过将线锯加工后的陶瓷薄片进行高温热处理，可以使陶瓷薄片烧结至全致密或者高致密，最终符合陶瓷基板的成品性能要求。进一步地，陶瓷在高温下获得较高的烧结驱动力，促进陶瓷颗粒重排及其致密化；例如，对于Si3N4陶瓷粉体及烧结助剂经高温热处理会在高温下形成液相，陶瓷晶粒再次发生颗粒重排、溶解-扩散-再沉淀与晶粒生长，此过程能修复线锯加工过程产生的微裂纹、高温烧伤等缺陷，提高良品率。
进一步地，步骤S4中的研磨抛光可使用不同目数的砂纸、金刚石磨盘、抛光盘等，研磨介质可以是无机溶剂或各种抛光剂，或在其中添加磨料。研磨材料根据材料的特性(力学性能、尺寸误差大小、表面精度等)进行优选，通常初期研磨抛光初期可使用较大目数的加工工具(60～1000目)，后续精加工(表面精度＜13μm)可使用较小目数加工工具(1000～2000目)。尺寸误差为100～200μm时，优选100～400目；尺寸误差为50～100μm时，优选400～800目；尺寸误差13～50μm时，优选800～1000目；尺寸误差＜13μm时，优选1000～2000目。
进一步地，所述步骤S3和步骤S4之间，还包括对所述陶瓷薄片进行清洗、干燥的操作。加工后的陶瓷薄片上会残留加工碎屑、溶剂等，为避免引入杂质，影响热处理及成品性能，需要对加工后的陶瓷薄片进行清洗。清洗溶剂可以是去离子水、酒精、丙醇等，可使用超声波辅助清洗。清洗后的陶瓷薄片还需要进行干燥处理，可使用烘箱、真空干燥机等，在温度50～300℃，干燥2～72小时，避免溶剂残留。
进一步地，所述步骤S1中，还包括将烧结助剂与陶瓷粉体混合，采用干压成型，经冷等静压处理，制得陶瓷素坯。
具体地，陶瓷粉体为Si3N4时，烧结助剂可以为CaO、Ce2O3、CeO2、Cr2O3、Dy2O3、Er2O3、Eu2O3、Gd2O3、HfN、HfO2、Ho2O3、MgO、Nd2O3、Pr2O3、PrO2、Sc2O3、SiC、SiO2、Sm2O3、Tb2O3、TiH2、Tm2O3、Y2O3、Yb2O3、ZnO、ZrO2、YF3、TiO2、MgSiN2、YbF3、BeO、Y3Si2C2中的一种或几种，烧结助剂粒径优选0.2～10μm。烧结助剂占混合粉体总量的1～10％，Si3N4粉体占混合粉体总量的90～99％，原始粉体α-Si3N4含量在90～99％，Si3N4粒径优选0.5～1.5μm，Fe杂质小于40ppm，O杂质含量小于1％。
陶瓷粉体为AlN时，烧结助剂为Y2O3、YF、CaF2、Yb2O3、B2O3、Sm2O3、CaO、BN、Li2O中的一种或几种，烧结助剂粒径优选0.2～10μm。烧结助剂占混合粉体总量的1～10％，AlN占混合粉体总量的90～99％，AlN粒径优选0.8～1.5μm，Fe杂质小于40ppm，O杂质含量小于1％。
陶瓷粉体为Al2O3时，烧结助剂为MgO、CaO、TiO2、La2O3、MnO2、SiO2、MgF2、BaO、ZrO2、Ce2O3、Nd2O5、Y2O3中的一种或几种，烧结助剂粒径优选0.2～10μm。烧结助剂占混合粉体总量的1～10％，Al2O3粉体占混合粉体总量的90～99％，Al2O3粒径优选0.1～5.5μm。
陶瓷粉体为SiC时，烧结助剂为BeO、Y2O3、Gd2O3、Sc2O3、La2O3、TiN、AlN、BN、Sm2O3、YF3、MgO、Al2O3、Y3Si2C2、Gd3Si2C2、Pr3Si2C2中的一种或几种，烧结助剂粒径优选0.2～10μm。烧结助剂占混合粉体总量的1～10％，SiC粉体占混合粉体总量的90～99％，SiC粒径优选0.2～10μm。
将烧结助剂与陶瓷粉体混合，采用干压成型，冷等静压处理，制得陶瓷素坯的具体操作如下：
均匀陶瓷粉体与烧结助剂：混匀方式通常为球磨，球磨的工艺条件为：水平转速为300rpm～400rpm，垂直转速为5rpm～10rpm，球磨时间为6h～12h，所述球磨采用的设备包括全方位行星球磨机，所述球磨的介质为氧化铝、Si3N4、氧化锆小球中的一种或两种以上，所述球磨的料球比为1:1～2，所述混合溶剂为去离子水、无水乙醇中的一种或两种；
干燥混合粉体，去除多余溶剂：干燥方式通常为旋蒸蒸发干燥，旋蒸速度50～160r/min，干燥温度为40～100℃，真空度为10Pa～101kPa，直至多余溶剂完全去除；
将干燥后的混合粉体过筛：将干燥后的混合粉体破碎成块粉体，使用50～300目筛网控制粉体粒径，改善粉体的流动性；
干压成型，冷等静压处理：所述干压成型的压力为1～50MPa，保压时间为10～120s，冷等静压的压力为50～300MPa，保压时间为120～300s；
在上述基础上得到陶瓷素坯。
第二方面，本发明提供一种高性能陶瓷基板，由第一方面所述的易加工高性能陶瓷基板的制备方法制得，所述陶瓷基板的颜色均匀，无切痕，无断裂纹，无区域性缺陷。
本发明中，区域性缺陷指的是有孔洞、或密度不均匀。
第三方面，本发明还提供Si3N4陶瓷基板，由第一方面所述的易加工高性能陶瓷基板的制备方法制备得到，所述Si3N4陶瓷基板的拉曼光谱峰位向左偏移2±0.5cm-1，位于520±2cm-1的Si峰位消失。
与现有技术相比，本发明所能达到的技术效果包括：
本发明提供的易加工高性能陶瓷基板的制备方法，将制得的陶瓷素坯经烧结得到陶瓷烧结块体、线锯加工、高温热处理最后研磨抛光得到高性能陶瓷基板；其中，烧结得到的陶瓷烧结块体致密度为理论密度的50～95％，弯曲强度为成品弯曲强度的20％～85％，维氏硬度(HV)为1.5～12GPa，这种陶瓷烧结块体的性能更易于进行线锯，降低了加工难度，加工效率显著提高，且这种陶瓷烧结体能够确保线锯加工较薄的陶瓷薄片(0.35～2mm)不会出现崩裂现象，避免出现残次品。加工得到的陶瓷薄片经高温热处理可以使陶瓷薄片在高温下进一步烧结至全致密或者高致密，提高硬度、弯曲强度及热导率，最终符合陶瓷基板的成品性能要求。进一步地，高温热处理还能修复线锯工过程产生的表面微裂纹、高温烧伤等缺陷，提高良品率。此方法下制备的陶瓷基板均有微观结构相对均匀，无明显的颜色不均、无切痕、无断裂纹、无区域性缺陷(如孔洞，质量不均等)的特点。
特别的，依据本发明制备方法所制备的Si3N4陶瓷基板具有特征为拉曼光谱峰值左移2±0.5cm-1，位于520±2cm-1的Si峰位消失。
综上，本发明提供的易加工高性能陶瓷基板的制备方法，可以降低陶瓷基板的加工难度、降低陶瓷基板加工时产生的缺陷、提高陶瓷基板制备的良品率，降低陶瓷基板的加工成本。本发明的方法适用Al2O3、AlN、Si3N4、SiC等多种陶瓷基板材料，具有较好的应用前景。
附图说明
图1为实施例13～16及实施例20制得的Si3N4陶瓷基片拉曼光谱对比图；
图2为实施例14及实施例20制得的Si3N4陶瓷基片拉曼光谱峰值对比图；
图3为实施例5、10、20制备陶瓷基片过程中出现的质量问题图片；
图4为实施例3、8、14制得的陶瓷基片成品图片。
具体实施方式
下面将结合说明书附图对实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，以下将描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
本发明提供了一种易加工高性能陶瓷基板的制备方法，用于解决大尺寸陶瓷烧结时容易受尺寸效应造成样品内外温度不均而产生密度梯度或者内部缺陷以及热残余应力分布不均匀现象；用于提升这些陶瓷材料的线锯加工效率，降低加工时对金刚石线的损耗；减少这些陶瓷材料线锯加工的过程中产生的表面缺陷，如微裂纹、高温烧伤以及因热残余应力分布不均匀而导致弯曲变形、甚至崩裂现象等。下面结合具体的实施例对本发明中涉及到的具体细节进行描述。
实施例1～4
本发明实施例提供一种易加工高性能Al2O3陶瓷基板的制备方法，包括如下步骤：
(1)粉体选择
采用Al2O3粉体，纯度99.99％，D50，0.33μm；烧结助剂采用Y2O3，纯度99.9％，0.5μm，按Al2O3：Y2O3＝95:5(质量比)配方进行实验。
(2)素坯制备
球磨工艺：称取Al2O3粉体与烧结助剂并放置在聚四氟乙烯球磨罐中，球磨溶剂为无水乙醇，球磨介质为高纯度的ZrO2磨球，其中粉末原料：无水乙醇：ZrO2磨球＝1:2:2(质量比)；然后将聚四氟乙烯球磨罐固定在行星式球磨机中，以水平转速350rpm、垂直转速10rpm的转速工艺球磨6h，随后将混合好的浆料倒入旋转蒸发仪的烧瓶中，并以60℃的温度进行旋蒸处理；最后采用100目的筛网对干燥后的粉体进行过筛。
干压成型工艺：称取一定量的陶瓷粉体置于64mm×64mm的模具中，采用双向压制法，先后对模具的正反两个方向施加8MPa的压力，保压60s，经脱膜处理，制得干压陶瓷素坯；然后采用真空密封袋对干压陶瓷素坯进行真空密封，置于压力为200MPa的冷等静压机中，升压速率为40MPa/min，保压5min，最终制得冷等静压陶瓷素坯，用于后续烧结。
(3)烧结
采用常压烧结，气氛环境为空气，先以10℃/min的升温速率升至800℃，然后以5℃/min升温至烧结温度，烧结完成后以5℃/min降温至800℃，最后随炉冷却至室温，得到陶瓷烧结块体。具体烧结工艺参数及烧结块体的性能详见表1中例1～4。
(4)金刚石线锯加工
将陶瓷烧结块体进行金刚石线锯加工，获得厚度为0.5mm陶瓷薄片，走丝速度为1.5m/s，线径0.3mm，进给速度0.2mm/min，所使用切削液为水。切割后使用超声清洗机进行清洗，清洗液为酒精。随后采用真空干燥机进行烘干，温度60℃，处理时长为46小时。
(5)高温热处理
将陶瓷薄片进行高温热处理，在空气气氛下，气氛压力为101KPa，先以10℃/min的升温速率升至800℃，然后以5℃/min升温至1600℃，保温2h，随后以5℃/min降温至800℃，最后随炉冷却至室温，得到陶瓷基板毛坯，再经研磨抛光，得到陶瓷基板。工艺参数及烧结体性能如表3所示。
实施例5
实施例5为实施例1的对照组，其配方、粉体、素坯的制备步骤均相同，不同点在于，实施例5采用常规的一次烧结方法，烧结条件与实施例1的热处理条件一致，烧结工艺如表3所示。具体地，实施例5在得到素坯后进行烧结，烧结气氛为空气，烧结气氛压力为101KPa，烧结温度为1600℃，保温时间为2h，得到Al2O3烧结块体。再对Al2O3烧结块体进行金刚石线锯切割，得到Al2O3基板毛坯，再研磨抛光，得到Al2O3基板。例5烧结后的性能如表3所示。
表1实施例1～4的烧结工艺及得到的Al2O3陶瓷烧结块体的性能数据
例 材料 烧结方法 温度℃/时长h 强度/MPa 致密度 硬度(HV)/GPa
1 Al2O3 常压烧结 900℃/1h 109.29±32.40 68.64％ 1.74±0.35
2 Al2O3 常压烧结 1000℃/1h 123.62±30.13 71.39％ 2.68±0.55
3 Al2O3 常压烧结 1100℃/1h 207.15±46.04 79.64％ 7.69±0.52
4 Al2O3 常压烧结 1300℃/0.5h 211.81±24.73 80.68％ 8.21±0.23
实施例1～5的Al2O3烧结块体在步骤(4)中进行金刚石线锯加工，得到Al2O3薄片，金刚石线锯切割参数及结果见表2。
表2实施例1～5的多线金刚石线切割参数及结果对比
实施例 材料 线速 线径 进给速度 材料去除率
1 Al2O3 1.5m/s 0.42mm 3mm/min 109.50mm2/min
2 Al2O3 1.5m/s 0.42mm 1.50mm/min 54.75mm2/min
3 Al2O3 1.5m/s 0.42mm 0.60mm/min 21.90mm2/min
4 Al2O3 1.5m/s 0.42mm 0.40mm/min 14.60mm2/min
5 Al2O3 1.5m/s 0.42mm 0.20mm/min 7.30mm2/min
表1结果显示，本发明通过在较低温度和较短时间下烧结获得Al2O3烧结块体的性能如弯曲强度在100～300MPa，维氏硬度在1.5～12GPa，这种低强度低硬度的性能有利于对其进行金刚石线锯切割加工，进而提高加工效率。由表2的数据可以看出，实施例1～4在较低的温度和较短时间下烧结得到的Al2O3烧结块体进行金刚石线锯加工，其加工速率是实施例5的1倍以上。
另外，本发明实施例在金刚石线锯切割完成后，在步骤(5)中对Al2O3薄片进行高温热处理，经高温热处理后的样品性能数据如表3所示，结合表3数据可以明显看出，线锯切割不会对后期热处理产生影响，经高温热处理之后，Al2O3基板的性能较Al2O3烧结块体的硬度、强度、致密度以及热导率等性能具有显著的提升，得到的Al2O3基板为高致密或全致密，产品性能符合市场需求。
表3实施例1～5热处理工艺及性能
实施例1～5的实验结果说明了可以通过调控烧结工艺(烧结温度和时长)，以调控得到的Al2O3烧结体的性能，使其弯曲强度在100～300MPa，维氏硬度在1.5～12GPa，这个性能下进行金刚石线锯加工的效率更高。
实施例6～9
本实施例提供一种易加工高性能的AlN基板制备方法，包括如下具体步骤：
(1)粉体选择
采用AlN粉体，氧含量0.87％，D50＝1.09μm；烧结助剂采用Y2O3，纯度99.9％，粒径D50＝0.5μm，按AlN：Y2O3＝95:5(质量比)配方进行实验。
(2)素坯制备
球磨工艺：称取AlN粉体与烧结助剂并放置在聚四氟乙烯球磨罐中，球磨溶剂为无水乙醇，球磨介质为高纯度的ZrO2磨球，其中粉末原料：无水乙醇：ZrO2磨球＝1:2:2(质量比)；然后将聚四氟乙烯球磨罐固定在行星式球磨机中，以水平转速350rpm、垂直转速10rpm的转速工艺球磨6h，随后将混合好的浆料倒入旋转蒸发仪的烧瓶中，并以60℃的温度进行旋蒸处理；最后采用100目的筛网对干燥后的粉体进行过筛。
干压成型工艺：称取一定量的陶瓷粉体置于64mm×64mm的模具中，采用双向压制法，先后对模具的正反两个方向施加8MPa的压力，保压60s，经脱膜处理，制得干压陶瓷素坯；然后采用真空密封袋对干压陶瓷素坯进行真空密封，置于压力为200MPa的冷等静压机中，升压速率为40MPa/min，保压5min，最终制得冷等静压陶瓷素坯，用于后续烧结。
(3)烧结
采用常压烧结，气氛为N2，先以10℃/min的升温速率升至1300℃，然后以5℃/min升温至烧结温度，例6～9烧结工艺及性能如表4所示，烧结完成后以5℃/min降温至1300℃，以10℃/min降温至800℃，最后随炉冷却至室温，得到陶瓷烧结块体。
(4)金刚石线锯加工
将陶瓷烧结块体进行金刚石线锯加工，获得厚度为0.41mm的陶瓷薄片，走丝速度为1.5m/s，线径0.3mm，进给速度0.25mm/min，所使用切削液为水。切割后使用超声清洗机进行清洗，清洗液为酒精。随后采用真空干燥机进行烘干，温度60℃，处理时长为46小时。
(5)高温热处理
将陶瓷薄片进行高温热处理，在N2气氛，气氛压力为101KPa，先以10℃/min的升温速率升至1300℃，然后以5℃/min升温至热处理温度，热处理工艺如表5所示，随后以5℃/min降温至1300℃，以10℃/min降温至800℃，最后随炉冷却至室温，得到陶瓷基板毛坯，再经研磨抛光，得到陶瓷基板。
实施例10
实施例10为实施例6的对照组，其配方、粉体、素坯的制备步骤均相同，不同点在于，实施例10采用常规的一次烧结方法，烧结条件与实施例6的热处理条件一致，烧结工艺如表6所示。具体地，实施例10在得到素坯后进行烧结，烧结气氛为N2，烧结气氛压力为101MPa，烧结温度为1850℃，保温时间为4h，得到AlN烧结块体。再对AlN烧结块体进行金刚石线锯切割，得到AlN基板毛坯，再研磨抛光，得到AlN基板。例10烧结后的性能如表6所示。
表4实施例6～9的烧结工艺及得到的AlN陶瓷烧结块体的性能数据
实施例6～10的AlN烧结块体进行金刚石线锯加工，得到AlN薄片，金刚石线锯切割参数及结果见表5。
表5实施例6～10的多线金刚石线切割参数及结果对比
实施例 材料 线速 线径 进给速度 材料去除率
6 AlN 1.5m/s 0.42mm 3mm/min 78.00mm2/min
7 AlN 1.5m/s 0.42mm 2mm/min 52.00mm2/min
8 AlN 1.5m/s 0.42mm 0.7mm/min 18.20mm2/min
9 AlN 1.5m/s 0.42mm 0.50mm/min 13.00mm2/min
10 AlN 1.5m/s 0.42mm 0.25mm/min 6.50mm2/min
表4结果显示，本发明通过在较低温度和较短时间下烧结获得AlN烧结块体的性能如弯曲强度在90～250MPa，维氏硬度在1.5～10GPa，这种低强度低硬度的性能有利于对其进行金刚石线锯切割加工，进而提高加工效率。由表5的数据可以看出，实施例6～9对在较低的温度和较短时间下烧结得到的AlN烧结块体进行金刚石线锯加工，其加工速率是实施例10的1倍以上。
另外，本发明在金刚石线锯切割完成后，再对AlN薄片进行高温热处理，经高温热处理后的样品性能数据如表6所示，从数据中可以明显看出，线锯切割不会对后期热处理产生影响，经高温热处理之后，AlN基板的性能较AlN烧结块体的硬度、强度、致密度以及热导率等性能具有显著的提升，得到的AlN基板为高致密或全致密，产品性能符合市场需求。
表6实施例6～9、例10的热处理后工艺及性能数据
实施例6～10的实验结果说明了可以通过调控烧结工艺(烧结温度和时长)，以调控得到的AlN烧结体的性能，使其弯曲强度在90～250MPa，维氏硬度在1.5～10GPa，这个性能下进行金刚石线锯加工的效率更高。
实施例11～19
本实施例提供一种易加工高性能的Si3N4陶瓷基板制备方法，包括如下具体步骤：
(1)粉体选择
采用Si3N4粉体，D50＝0.8μm，氧含量1.35％；烧结助剂采用Y2O3与MgO，粒径D50＝0.5μm，纯度99.9％，按Si3N4：MgO：Y2O3＝95.23:1.47:3.30(质量比)配方进行实验。
(2)素坯制备
球磨工艺：称取Si3N4粉体与烧结助剂并放置在聚四氟乙烯球磨罐中，球磨溶剂为无水乙醇，球磨介质为高纯度的Si3N4磨球，其中粉末原料：无水乙醇：Si3N4磨球＝1:2:2(质量比)；然后将聚四氟乙烯球磨罐固定在行星式球磨机中，以水平转速350r/minrpm、垂直转速10rpm的转速工艺球磨6h，随后将混合好的浆料倒入旋转蒸发仪的烧瓶中，并以60℃的温度进行旋蒸处理；最后采用100目的筛网对干燥后的粉体进行过筛。
干压成型工艺：称取一定量的Si3N4粉体置于64mm×64mm的模具中，采用双向压制法，先后对模具的正反两个方向施加8MPa的压力，保压60s，经脱膜处理，制得干压Si3N4素坯；然后采用真空密封袋对干压Si3N4素坯进行真空密封，置于压力为200MPa的冷等静压机中，升压速率为40MPa/min，保压5min，最终制得冷等静压Si3N4素坯，用于后续烧结。
(3)烧结
采用常压烧结，气氛为N2，先以10℃/min的升温速率升至800℃，然后以5℃/min升温至烧结温度，烧结温度及保温时长如表7所示，随后以5℃/min降温至800℃，最后随炉冷却至室温，得到Si3N4烧结块体。
(4)金刚石线锯加工
将Si3N4烧结块体进行金刚石线锯加工，获得厚度为0.40mmSi3N4陶瓷薄片，走丝速度为1.5m/s，线径0.3mm，进给速度0.2mm/min，所使用切削液为水。切割后使用超声清洗机进行清洗，清洗液为酒精。随后采用真空干燥机进行烘干，温度60℃，处理时长为46小时。
(5)高温热处理
将Si3N4陶瓷薄片进行高温热处理，在N2气氛，气氛压力为2MPa，先以10℃/min的升温速率升至800℃，然后以5℃/min升温至1850℃，保温12h，随后以5℃/min降温至800℃，最后随炉冷却至室温，经研磨抛光，得到Si3N4陶瓷基板毛坯，再研磨抛光，得到Si3N4陶瓷基板。
实施例20
实施例20为实施例11的对照组，其配方、粉体、素坯的制备步骤均相同，不同点在于，实施例20采用常规的一次烧结方法，烧结条件与实施例11的热处理条件一致，烧结工艺如表7所示。具体地，实施例20在得到素坯后进行烧结，烧结气氛为N2，烧结气氛压力为2MPa，烧结温度为1850℃，保温时间为12h，得到Si3N4烧结块体。再对Si3N4烧结块体进行金刚石线锯切割，得到Si3N4陶瓷基板毛坯，再研磨抛光，得到Si3N4陶瓷基板。例20烧结后的性能见表7、9。
实施例21～28
实施例21～28为实施例14的拓展组，其配方、粉体、素坯制备、烧结条件及线锯切割加工条件均与实施例14相同，不同点在于后处理采用了不同气氛压力、不同后处理温度及不同的保温时长，实施例21～28的性能数据见表10。
表7实施例11～20的烧结工艺及Si3N4烧结块体的性能数据
例 温度℃/时长h 强度/MPa 致密度 硬度(HV)/GPa
11 1200℃/6h 65.68±13.81 59.20％ 0.91±0.07
12 1250℃/6h 73.30±11.90 60.33％ 1.63±0.11
13 1350℃/1h 101.32±12.47 71.58％ 1.54±0.28
14 1450℃/1h 155.53±16.38 71.93％ 1.59±0.26
15 1550℃/1h 340.25±14.73 73.00％ 3.66±0.31
16 1650℃/1h 553.65±29.93 78.30％ 4.43±0.34
17 1650℃/8h 664.16±34.77 84.60％ 10.83±0.61
18 1750℃/1h 599.42±28.64 81.11％ 8.18±0.46
19 1800℃/1h 654.31±28.42 84.56％ 12.84±0.52
20 1850℃/12h 816.65±27.56 99.20％ 17.21±0.89
实施例11～20的Si3N4烧结块体进行金刚石线锯加工，得到Si3N4薄片，金刚石线锯切割参数及结果见表8。
表8实施例11～20的多线金刚石线切割参数及结果对比
实施例 材料 线速 线径 进给速度 材料去除率
11 Si3N4 1.5m/s 0.42mm 3mm/min 75.00mm2/min
12 Si3N4 1.5m/s 0.42mm 2mm/min 50.00mm2/min
13 Si3N4 1.5m/s 0.42mm 1.2mm/min 29.83mm2/min
14 Si3N4 1.5m/s 0.42mm 0.7mm/min 15.43mm2/min
15 Si3N4 1.5m/s 0.42mm 0.25mm/min 5.38mm2/min
16 Si3N4 1.5m/s 0.42mm 0.05mm/min 1.00mm2/min
17 Si3N4 1.5m/s 0.42mm 0.03mm/min 0.60mm2/min
18 Si3N4 1.5m/s 0.42mm 0.04mm/min 0.80mm2/min
19 Si3N4 1.5m/s 0.42mm 0.03mm/min 0.60mm2/min
20 Si3N4 1.5m/s 0.42mm 0.01mm/min 0.20mm2/min
表7结果显示，本发明通过在较低温度和较短时间下烧结获得Si3N4烧结块体的性能如弯曲强度在90～600MPa，维氏硬度在1.5～12GPa，这种低强度低硬度的性能有利于对其进行金刚石线锯切割加工，进而提高加工效率。由表8的数据可以看出，实施例13～16对在较低的温度和较短时间下烧结得到的Si3N4烧结块体进行金刚石线锯加工，其加工速率是实施例20的5倍以上，明显提高了线锯加工的速率；实施例17～19的烧结块体在进行金刚石线锯加工时，加工速率是实施例20的3～4倍，有一定的提升效果。
另外，本发明在金刚石线锯切割完成后，再对Si3N4薄片进行高温热处理，经高温热处理后的样品性能数据如表9所示，结合表9、表10数据可以明显看出，线锯切割不会对后期热处理产生影响，经高温热处理之后，Si3N4基板的性能较Si3N4烧结块体的硬度、强度、致密度以及热导率等性能具有显著的提升，得到的Si3N4基板为高致密或全致密，产品性能符合市场需求。
表9实施例11～20热处理后工艺及性能数据
例 材料 温度/时长 强度/MPa 致密度 热导率/W·m-1·K-1 硬度(HV)/GPa
11 Si3N4 1850℃/12h 715.41±21.32 99.12％ 85.22±2.24 17.11±0.40
12 Si3N4 1850℃/12h 786.98±27.31 98.97％ 92.64±1.33 16.57±0.78
13 Si3N4 1850℃/12h 805.34±26.73 98.56％ 92.70±1.10 17.26±0.45
14 Si3N4 1850℃/12h 814.18±28.65 98.95％ 90.56±1.12 16.03±0.93
15 Si3N4 1850℃/12h 820.16±27.23 99.09％ 89.38±2.31 17.28±0.75
16 Si3N4 1850℃/12h 825.00±25.62 99.08％ 87.49±2.65 15.39±0.82
17 Si3N4 1850℃/12h 837.09±24.24 99.21％ 88.95±2.67 16.07±0.64
18 Si3N4 1850℃/12h 835.50±25.29 99.27％ 91.72±2.30 17.70±0.33
19 Si3N4 1850℃/12h 821.40±30.43 99.27％ 90.65±1.14 16.33±0.84
20 Si3N4 1850℃/12h 816.65±27.56 99.20％ 85.24±1.66 17.21±0.89
实施例11～19的实验结果说明了可以通过调控通过调控烧结的烧结方法、烧结时长、烧结温度、烧结气氛、烧结压力，以调控得到的Si3N4烧结体的性能，使其弯曲强度在90～600MPa，维氏硬度在1.5～12GPa。其中，实施例11～12由于烧结温度过低，得到的烧结块体强度过低，力学性能极差，无法满足加工条件，在进行金刚石线锯加工时出现样品崩坏现象，即使能够快速完成金刚石线锯加工，得到的Si3N4陶瓷薄片经后续的高温热处理也会由于致密度变化过大而出现明显的翘曲现象。实施例17与实施例16相比，烧结时间过长，烧结体致密度及力学性能均有明显提高，线锯切割的速率不如实施例16。实施例18～19由于烧结温度过高，烧结块体致密度和力学性能较好，线锯切割的速率不如实施例16。从提升线锯加工速率的角度来看，实施例13～15的烧结工艺是最优的。
综上所述，Si3N4烧结块体的烧结工艺最优选1350～1550℃，保温1小时。其致密度和力学性能可以在满足金刚石线锯加工的基础上，极大地提升加工速率，降低加工难度；该烧结工艺为得到易加工高性能Si3N4基板的最优烧结工艺。
表10实施例21～28的高温热处理工艺参数及得到的Si3N4基板的性能
例 温度/时长h 气氛压力 强度/MPa 致密度 热导率/W·m-1·K-1 硬度(HV)/GPa
21 1850℃/12h 2MPa 715.41±21.32 99.12％ 85.22±2.24 17.11±0.40
22 1900℃/12h 2MPa 706.51±28.17 98.97％ 94.54±1.97 15.24±0.61
23 1850℃/6h 101KPa 505.11±24.95 97.56％ 61.56±1.73 16.28±0.64
24 1800℃/6h 101KPa 664.58±26.25 98.95％ 60.39±1.37 17.75±0.57
25 1850℃/12h 101kPa 650.80±26.16 99.09％ 88.62±2.37 16.19±0.59
26 1850℃/12h 2MPa 725.60±25.77 99.08％ 85.92±2.62 17.98±0.62
27 1850℃/12h 2MPa 537.69±21.08 98.21％ 89.44±2.71 14.07±0.43
28 1850℃/12h 2MPa 735.45±25.13 99.27％ 91.76±2.94 17.52±0.63
表10的结果可知，热处理过程中，气氛压力的上升会抑制Si3N4的分解，从而使陶瓷薄片达到更高致密度；烧结气氛压力的变化会导致Si3N4材料在烧结过程中发生的微观变化，进而影响烧结性能，因此，在热处理工艺优选1800～1900℃，保温时间大于6小时的前提下，优选烧结气氛压力为2MPa。
进一步地，对实施例20和实施例13～16制得的Si3N4陶瓷基板进行拉曼光谱分析，结果如图1所示。例20制备的Si3N4陶瓷基板存在位于520±2cm-1峰位的非晶态Si，而例13～16制备的Si3N4陶瓷基板则没有此特征峰，说明使用本发明制备方法制备的Si3N4陶瓷基板可以消除非晶态Si，因非晶态Si具有较低的热导率，存在于Si3N4内部将降低热传递效率，因此，非晶态Si的消除一定程度上有利于Si3N4基板的导热性能。
进一步对比实施例14与实施例20的拉曼峰值，如图2所示，根据本发明制备方法所制备的Si3N4基板具有特征为拉曼光谱峰值左移2±0.5cm-1，位于520±2cm-1的Si峰位消失。
因此，本发明通过在较低温度和较短时间下的烧结获得Si3N4陶瓷烧结块体的性能如弯曲强度在90～600MPa(优选100～500MPa)，维氏硬度在1.5～12GPa(优选1.5～8GPa)，这种低强度低硬度的性能有利于对其进行金刚石线锯切割加工，进而提高加工效率。其加工速率是传统加工方法的1倍以上。
另外，本发明在金刚石线锯切割完成后，再根据不同类型陶瓷粉体特性对陶瓷薄片进行高温热处理，经高温热处理之后，陶瓷基板的性能较陶瓷烧结块体的硬度、强度、致密度以及热导率等性能均有显著的提升，得到的陶瓷基板为高致密或全致密，产品性能符合市场需求。而传统制备方法下制备的陶瓷基板容易出现缺陷，如图3所示，在传统制备方法下，实施例5、10、20制得的大块陶瓷的不同位置因热辐射距离不同等原因，造成陶瓷内部受热不均，出现不同位置收缩程度不一致等问题，导致切片后陶瓷出现颜色不均、密度不均、出现孔洞等问题。本发明的制备方法可以很好的解决这一问题，切割后的陶瓷片体烧结时受热更加均匀，陶瓷基板表现出更优秀的导热性能及力学性能，如图4所示，实施例3、8、14制备的三种陶瓷材料都具有较好的均匀性。
上述实施例仅列出Al2O3、AlN、Si3N4作为特例，旨在说明本发明通过调控烧结方法、烧结时长、烧结温度、烧结气氛、烧结压力中的一种或几种(优选调控烧结温度和烧结时长)可以有效调控材料的烧结性能，以利于金刚石线锯加工；同时满足在高温热处理下进一步提高陶瓷薄片致密度、硬度、弯曲强度及热导率等性能，最终符合陶瓷基板的成品性能要求。
综上，采用本发明制备方法得到的陶瓷基板与常规的一次烧结方法制备得到的陶瓷基板性能相当，本发明的制备方法以烧结性能调控与高温热处理结合，不会降低陶瓷基板性能；而且通过烧结性能调控得到的陶瓷烧结体硬度较低且满足一定的弯曲强度，更易于金刚石线锯加工，加工速率有显著的提升，降低加工难度。
需要说明的是，金刚石线锯加工速率与被加工材料的力学性能有关，毫无疑问，本发明通过烧结性能调控获得硬度较低的陶瓷烧结体是更易于金刚石线锯切割的，且还可通过调整烧结温度和烧结时间来调控陶瓷烧结体的硬度和弯曲强度，从而提升金刚石线锯切割的加工速率，降低加工难度；再经过后续的高温热处理促使陶瓷粉体与烧结助剂等成份高温液化，以提高陶瓷薄片的强度、致密度等性能，最终得到高性能的陶瓷基板。
在上述实施例中，对各个实施例的描述都各有侧重，某个实施例中没有详细描述的部分，可以参见其他实施例的相关描述。
以上所述，为本发明的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到各种等效的修改或替换，这些修改或替换都应涵盖在本发明的保护范围之内。因此，本发明的保护范围应以权利要求的保护范围为准。

Claims (11)

1.一种易加工高性能陶瓷基板的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
S1、将陶瓷粉体成型处理，制得陶瓷素坯；
S2、将所述陶瓷素坯进行烧结，得到陶瓷烧结块体；
S3、对所述陶瓷烧结块体进行线锯加工，得到符合预设尺寸的陶瓷薄片；
S4、对所述陶瓷薄片进行高温热处理，再经研磨抛光得到高性能陶瓷基板；
所述陶瓷粉体为Al2O3、AlN、Si3N4、SiC中的任一种；
所述步骤S4中高温热处理的温度高于步骤S2中的烧结的温度；
所述步骤S4中高温热处理的时间多于步骤S2中的烧结的时间。
2.如权利要求1所述的易加工高性能陶瓷基板的制备方法，其特征在于，所述步骤S2中，陶瓷烧结块体的致密度为50～95％，弯曲强度为成品弯曲强度的20～85％，维氏硬度为1.5～12GPa。
3.如权利要求1所述的易加工高性能陶瓷基板的制备方法，其特征在于，所述步骤S2中的烧结工艺为：
陶瓷粉体为Al2O3时，烧结温度为900～1500℃，保温时间为0.5～6小时；
陶瓷粉体为AlN时，烧结温度为1300～1750℃，保温时间为0.5～6小时；
陶瓷粉体为Si3N4时，烧结温度为1300～1750℃，保温时间为0.5～6小时；
陶瓷粉体为SiC时，烧结温度为1500～1800℃，保温时间为0.5～6小时。
4.如权利要求1所述的易加工高性能陶瓷基板的制备方法，其特征在于，所述步骤S4中的高温热处理工艺为：
陶瓷粉体为Al2O3时，在Ar、N2或空气气氛中，压力为10-5Pa～300Mpa的条件下进行，热处理温度为1400～1700℃，保温时间为1～24小时；
陶瓷粉体为AlN时，在Ar或N2气氛中，压力为10-5Pa～300Mpa的条件下进行，热处理温度为1600～1900℃，保温时间为1～24小时；
陶瓷粉体为Si3N4时，在Ar或N2气氛中，压力为10-5Pa～300Mpa的条件下进行，热处理温度为1700～2000℃，保温时间为1～24小时；
陶瓷粉体为SiC时，在Ar或N2气氛中，压力为10-5Pa～300Mpa的条件下进行，热处理温度为1800～2200℃，保温时间为1～24小时。
5.如权利要求1所述的易加工高性能陶瓷基板的制备方法，其特征在于，所述步骤S3和步骤S4之间，还包括对加工完成的陶瓷薄片进行清洗、干燥的操作。
6.如权利要求1所述的易加工高性能陶瓷基板的制备方法，其特征在于，所述步骤S3中，加工得到的陶瓷薄片尺寸为：长为50～200mm，宽为40～200mm，厚度为0.35～2mm。
7.如权利要求1所述的易加工高性能陶瓷基板的制备方法，其特征在于，所述线锯加工是指金刚石线锯加工或基于金刚石线锯加工的复合加工方法。
8.如权利要求1所述的易加工高性能陶瓷基板的制备方法，其特征在于，所述步骤S1中，还包括将烧结助剂与陶瓷粉体混合，采用干压成型，经冷等静压处理，制得陶瓷素坯。
9.如权利要求8所述的易加工高性能陶瓷基板的制备方法，其特征在于，所述干压成型的压力为1～50MPa，保压时间为10～120s，冷等静压的压力为50～300MPa，保压时间为120～300s。
10.根据权利要求1～9任一项所述的易加工高性能陶瓷基板的制备方法制备得到的陶瓷基板，其特征在于，所述陶瓷基板的颜色均匀，无切痕，无断裂纹，无区域性缺陷。
11.一种Si3N4陶瓷基板，其特征在于，根据权利要求1～9任一项所述的易加工高性能陶瓷基板的制备方法制备得到，所述Si3N4陶瓷基板的拉曼光谱峰位向左偏移2±0.5cm-1，位于520±2cm-1的Si峰位消失。
CN202311365532.0A 2023-04-23 2023-10-20 一种易加工高性能陶瓷基板及其制备方法 Pending CN117142842A (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN2023104419206 2023-04-23
CN202310441920 2023-04-23

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN117142842A true CN117142842A (zh) 2023-12-01

Family

ID=88885241

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202311365532.0A Pending CN117142842A (zh) 2023-04-23 2023-10-20 一种易加工高性能陶瓷基板及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN117142842A (zh)

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN114149260B (zh) 一种低热导率高熵陶瓷热障涂层材料
CN114031376B (zh) 一种高硬度、细晶粒zta体系复相陶瓷材料的制备方法
JP2024500914A (ja) 高熱伝導性窒化ケイ素セラミックス絶縁板及びその製造方法
CN112939607B (zh) 一种高热导率氮化铝陶瓷及其制备方法
JP2002201075A (ja) 窒化けい素セラミックス基板およびそれを用いた窒化けい素セラミックス回路基板並びにその製造方法
WO2022156637A1 (zh) 一种氮化硅陶瓷材料的制备方法
WO2022141835A1 (zh) 一种氮化硅陶瓷刀具及其制备方法和应用
CN110903091A (zh) 一种SiC-Ti3SiC2复合材料及其制备方法
CN113149632A (zh) 一种高硬度yag基复合结构透明陶瓷及其制备方法
CN114890797A (zh) 一种氮化硅陶瓷基片的制备方法
CN113773084A (zh) 一种用于装饰镀膜的碳化钨靶材及其制备方法
CN110818395B (zh) SiC晶须协同氮化硅颗粒增韧氧化铝基陶瓷刀具材料及其制备工艺
CN114671689A (zh) 一种热压液相烧结碳化硼复合陶瓷及其制备方法
CN107500776B (zh) 一种聚晶立方氮化硼刀具材料及其制备方法
CN101695808B (zh) 带孔陶瓷刀片的制备方法
CN117142842A (zh) 一种易加工高性能陶瓷基板及其制备方法
CN114835473B (zh) 一种氧化铝陶瓷及其制备方法
KR20110018997A (ko) 고밀도 탄화붕소 소결체의 제조방법 및 이에 의해 제조된 고밀도 탄화붕소 소결체
CN112979282A (zh) 一种氧化铝陶瓷烧结体及其制备方法和应用
CN112079645B (zh) 一种织构化碳化硅晶须增韧的氧化铝基陶瓷及其制备方法和应用
CN114195513A (zh) 高密度、高纯度、大尺寸陶瓷靶材的制备方法
CN115703683B (zh) 一种高强高导热大尺寸氮化硅陶瓷及其制备方法
CN116253560B (zh) 一种氧化铝靶材及其制备方法
CN107500777B (zh) Pcbn刀具材料及其制备方法
CN116903378B (zh) 一种微波低温预处理制备高强度低晶格氧缺陷氮化铝陶瓷的方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination