CN116987924B - 一种SiC/Al复合材料的制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种SiC/Al复合材料的制备方法，包括如下步骤：称取β‑碳化硅微粉、α‑碳化硅微粉、粘结剂于水中球磨混合，得到粉末混合物；将所述粉末混合物干燥后进行筛分造粒、模压成型，得到生坯；将所述生坯于真空气氛下，于2250‑2350℃烧结，得到多孔碳化硅骨架；将所述碳化硅骨架和铝合金预热至第一温度，从而使铝合金熔融，然后采用惰性气体在第二温度下将熔融的液态铝合金熔渗入所述碳化硅骨架的孔隙中即得。
Description
技术领域
本发明涉及金属与陶瓷的复合材料领域，具体涉及一种SiC/Al复合材料的制备方法。
背景技术
现今，高功率密度的三维集成技术在微电子封装中的利用正日益普及。然而，芯片产生的过多热量给微电子封装的热管理带来了巨大的挑战，因此需要具有快速散热和热稳定性的电子封装材料来解决这个问题。
铝-硅、铜-钨、氧化铝、碳化硅颗粒增强铝基复合材料等传统的电子封装的材料存在散热性能差以及与芯片之间的热膨胀系数不匹配而产生的热应力等问题，因此无法满足目前电子设备的高功率密度需求。而具有三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料可以作为解决上述问题的潜在方案。这种类型的材料具有碳化硅和铝的两相连续微尺度网络结构，网络结构的增强效应使得复合材料集成了高强度、高热导率和低热膨胀系数的多种功能，不仅能够快速传递电子芯片产生的热量，而且还具有与芯片匹配的热膨系数。
三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料主要由铝合金和连续网络结构的碳化硅多孔陶瓷制备而成，其中影响复合材料性能的关键之一就是作为复合材料网络骨架的多孔碳化硅陶瓷的性能，碳化硅陶瓷的含量和纯度直接决定了复合材料的热导率和热膨胀系数。高纯度的碳化硅陶瓷含量越高，复合材料则可以具备更低的热膨胀系数，更高的热导率，对复合材料应用在电子封装领域是十分有利的。此外，三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料所具有的优异综合性能还有望应用于汽车刹车盘、防护装甲以及作为航空航天结构件等不同领域中。
目前双峰粒径分布的混合颗粒填充法、压力铸造法、模板法、3D打印法等方法已被用于成功合成具有三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料。
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上述方法大多存在工艺较为复杂、多功能兼容性差、和热导率偏低等问题。
发明内容
基于上述技术问题，本发明的目的在于提供一种简单、成本低、热物理性能和机械强度灵活可调的SiC/Al复合材料的制备方法。
本发明通过如下技术方案实现：
一种SiC/Al复合材料的制备方法，包括如下步骤：
称取β-碳化硅微粉、α-碳化硅微粉、粘结剂于水中球磨混合，得到粉末混合物；
将所述粉末混合物干燥后进行筛分造粒、模压成型，得到生坯；
将所述生坯于真空气氛下，于2250-2350℃烧结，得到多孔碳化硅骨架；
将所述碳化硅骨架和铝合金预热至第一温度，从而使铝合金熔融，然后采用惰性气体在第二温度下将熔融的液态铝合金熔渗入所述碳化硅骨架的孔隙中即得。
所述α-碳化硅微粉的粒径为0.45-0.60μm；
所述α-碳化硅中所述α-碳化硅的含量大于98％；
所述β-碳化硅微粉的粒径为1-1.1μm；
所述β-碳化硅中所述β-碳化硅的含量大于98％。
所述α-碳化硅微粉与所述β-碳化硅微粉的重量比为5-20：80-95。
所述粘结剂包括聚乙烯醇；
所述α-碳化硅微粉和所述β-碳化硅微粉的总重量与所述粘结剂的重量比为100：4-6；
所述球磨的转速为300-500r/min。
所述干燥包括旋转蒸发；
所述干燥的温度为90-110℃。
所述模压成型的压力为25-35MPa。
所述第一温度为750-770℃；
所述预热的保温时间为60min；
所述第二温度为580-620℃；
所述真空气氛的压强小于100Pa；
所述熔渗的压力为8-10MPa；
所述熔渗的保压时间为3-6min。
所述铝合金的型号为6063；
所述铝合金的纯度为98.1-98.95％。
所述惰性气体包括氦气和氩气。
所述SiC/Al复合材料的热导率为210-245W·m-1K-1；
所述SiC/Al复合材料的热膨胀系数为5.2-7.3×10-6/K；
所述SiC/Al复合材料的抗弯强度为210-330MPa。
所述SiC/Al复合材料中碳化硅体积分数为60-70vol.％；
所述SiC/Al复合材料中，碳化硅板状晶粒的尺寸为79-263μm。
相对于现有技术，本发明有益效果如下：
本发明提供的SiC/Al复合材料的制备方法，可制备得到具有三维互穿网络结构且性能可根据需求调整的碳化硅/铝复合材料。同时，该碳化硅/铝复合材料的陶瓷与金属的界面没有碳化铝生成，从而解决现有的封装材料热导率低的问题。
附图说明
图1示出了实施例1采用的α-碳化硅微粉和β-碳化硅微粉的粒径测试结果；
图2示出了实施例1采用的α-碳化硅微粉和β-碳化硅微粉以及实施例1制备得到的多孔碳化硅骨架和碳化硅/铝复合材料的XRD图；
图3a示出了实施例1制备的碳化硅网络骨架的扫描电镜图；
图3b示出了实施例1制备的碳化硅网络骨架中板状晶粒的尺寸统计图；
图4a示出了实施例1制备的三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料的微观结构SEM图；
图4b示出了实施例1制备的三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料的界面结构扫描电镜图；
图5a示出了实施例2制备的碳化硅网络骨架的扫描电镜图；
图5b示出了实施例2制备的碳化硅网络骨架中板状晶粒的尺寸统计图；
图6a示出了实施例2制备的三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料的微观结构SEM图；
图6b示出了实施例2制备的三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料的界面结构扫描电镜图；
图7a示出了对比例1制备的三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料的微观结构SEM图；
图7b示出了对比例1制备的三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料的界面结构扫描电镜图；
图8a示出了实施例3制备的三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料的微观结构SEM图；
图8b示出了实施例3制备的三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料的界面结构扫描电镜图；
图9a示出了实施例4制备的三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料的微观结构SEM图；
图9b示出了实施例4制备的三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料的界面结构扫描电镜图；
图10示出了实施例1-4和对比例1制备的三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料的抗弯强度测试结果；
图11示出了实施例1-4和对比例1制备的三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料的热导率测试结果；
图12示出了实施例1-4和对比例1制备的三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料的热膨胀系数测试结果；
图13示出了实施例1制备得到的碳化硅/铝复合材料的SEM照片；
图14示出了碳元素的元素水平，该元素水平为图13所示的SEM照片白线处的元素水平；
图15示出了氧元素的元素水平，该元素水平为图13所示的SEM照片白线处的元素水平；
图16示出了铝元素的元素水平，该元素水平为图13所示的SEM照片白线处的元素水平；
图17示出了硅元素的元素水平，该元素水平为图13所示的SEM照片白线处的元素水平。
具体实施方式
本发明提供了一种SiC/Al复合材料的制备方法。具体的，首先称取β-碳化硅微粉和α-碳化硅微粉，然后将β-碳化硅微粉和α-碳化硅微粉置于粘结剂的水溶液中，再进行球磨混合，得到粉末混合物；将所述粉末混合物干燥后进行筛分造粒、模压成型，即可得到生坯；将所述生坯于真空气氛下，于2250-2350℃烧结，得到多孔碳化硅骨架。所述多孔碳化硅骨架在熔渗铝合金时，几乎不会有碳化铝生成。这是因为上述多孔碳化硅骨架的烧结过程中，α-碳化硅可作为晶种，其在超过2100℃的高温下会诱导β-碳化硅完全相变为α-碳化硅板状晶粒。此时，进一步升温至2250-2350℃，可得到烧结的，全由板状晶构成的多孔碳化硅骨架。而该板状晶粒与相邻等轴晶粒之间的结合颈部相当于等轴晶粒的大小，而且板状晶粒之间的结合颈部则与晶粒的厚度相当。由此可见，上述烧结方法烧结得到的多孔碳化硅骨架几乎不含烧结颈的。基于烧结颈的形成理论，碳化硅在烧结时，由于碳原子和硅原子的扩散作用，而形成烧结颈。但是，由于硅原子的原子半径比碳原子的原子半径小约30％，因此，两者扩散速度不同。这种不同会在形成烧结颈时造成烧结颈处的碳化硅中的碳原子和硅原子的数量比不为1：1，也就是说，烧结颈中存在大量没有与硅原子成键的碳原子。这种碳原子活性非常高，因此其在熔渗时易与铝反应生成碳化铝。而由于本发明制备得到的多孔碳化硅骨架中由于碳原子和硅原子得到了充分扩散，所以几乎不含烧结颈。因此，该多孔碳化硅骨架在熔渗铝合金时，几乎不与铝反应生成碳化铝。相对的，在加入烧结助剂时，碳化硅的烧结温度下降，其烧结颈并不能完全消失。而且由于烧结颈很小，其比表面积非常大，因此，烧结颈处存在的没有与硅原子成键的碳原子会极易与Al反应生成碳化铝。同时，对于碳化硅来说，因为其导热的过程中，主导热量传播的是声子，也就是晶格振动形成的格波。其导热就是就是通过声子携带能量在固体中运动，通过相互之间碰撞进行能量传递，然后将热量从高温地方传递到低温地方。因此，碳化硅材料中如果界面过越多，那么碳化硅材料的热导率越低。因为碳化铝主要从烧结颈处开始并沿着晶粒表面生成，因此，这会导致碳化硅中界面增加，从而降低其热导率。而且，通常，在碳化硅烧结过程中加入的烧结助剂主要是用来生成液相，从而该液相在润湿碳化硅晶粒后，在烧结完成后，包覆在碳化硅晶粒表面，从而产生界面，进而降低碳化硅的热导率。
正是因为该多孔碳化硅骨架在熔渗铝合金时，几乎不与铝反应生成碳化铝，所以熔渗后得到的SiC/Al复合材料的热导率很高。
具体的，在本发明的某些具体实施例中，将所述多孔碳化硅骨架和铝合金预热至铝合金熔融的温度后，采用惰性气体将熔融的液态铝合金熔渗入所述多孔碳化硅骨架的孔隙中，得到的碳化硅/铝复合材料的导热系数很高。
更进一步的，以α-碳化硅作为晶种，在超过2250℃的高温下可以诱导β-碳化硅完全相变为α-碳化硅板状晶粒而无需添加任何烧结助剂和造孔剂，仅通过调节α-碳化硅晶种含量就可以控制板状晶粒形成网络骨架的微观结构，保证了碳化硅网络骨架的高纯度和高体分。碳化硅体积分数在60-70vol.％范围内可控，碳化硅板状晶粒的尺寸在79-263μm范围内可控，结构也发生从细小板状晶粒到逐渐粗壮的变化。因此，本发明制备得到的多孔碳化硅骨架具有板状晶粒网络骨架，其在渗铝后会得到具有三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料，即，具有粗大的高纯板状α-碳化硅与相邻晶粒相互穿插形成的高度相互连通的三维网络。这种板状晶粒与相邻等轴晶粒之间的结合颈部相当于等轴晶粒的大小，而板状晶粒之间的结合颈部则与晶粒的厚度相当，从而可以认为烧结颈已基本消失。由于没有碳化铝的生成以及烧结助剂等杂质存在，这种高纯的大板状晶粒相互穿插强结合构建的复合材料的网络骨架可以提高机械强度，显著增强快速传热能力同时有效抑制铝合金的热膨胀。因此，本发明制备得到的碳化硅/铝复合材料不仅可以获得高热导率和低热膨胀系数还可以兼容高机械强度。这种具有三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料，得益于高强的碳化硅骨架，可以包容加工过程中铝合金内的残余应力，热循环稳定性良好，界面无脱粘，骨架无缺陷。高纯碳化硅的连续网络确保了无界面反应无有害产物碳化铝的同时大量减少了界面数量从而降低了界面热阻，提高了界面热导率。同时，这种三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料的综合性能存在可调控性。具体的，调整α-碳化硅晶种的含量，α-碳化硅板状晶粒尺寸会随之变化，从而碳化硅/铝复合材料的热物理性能和机械性能也会随之变化。采用添加α-碳化硅晶种的方法不仅得到碳化硅和铝结合良好的界面结构，这种方法制备的三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料作为电子封装材料的各种关键性能还可以通过改变晶种含量来调节板状网络骨架的微观结构，从而满足可扩展性和高稳定性的要求。
本发明使用了比表面积较小、与熔融铝合金反应表面较少的烧结高纯板状晶粒的多孔碳化硅骨架，以及真空/气压熔渗铝合金工艺来制备SiC/Al复合材料，这可以在较低温度和较短时间(750-800℃下1-2h)内完成碳化硅多孔陶瓷与熔融铝合金的填充，大大降低了碳化铝形成的几率。在现有技术中，在采用无压浸润法、较高温度和较长的浸润时间(在950-1350℃下浸润1-3h)从具有较大比表面积的未烧结SiC预型件制备SiCp/Al复合材料的研究中，碳化铝生成的可能性大大增加，已有许多文献报道了通过熔渗制备高体积分数SiC/Al复合材料的方法，发现SiC/Al界面中存在碳化铝[文献1-4]。特别是不经高温烧结而熔渗的SiC预型件，主要采用无压熔渗方法，以确保预型件不会被破坏[文献5-7]。对于无压熔渗，需要较长的反应时间和较高的熔渗温度(通常在950-1350℃下熔渗1-3小时)，以确保完全熔渗铝合金，这无疑为生成碳化铝提供了机会[文献1-4，8-12]。结合上述现有的文献可知，就微观结构而言，通过无压熔渗制造的SiC/Al复合材料更接近于颗粒增强型SiC/Al复合材料，SiC颗粒与熔融Al合金有更多的接触界面，从而提供了更多的反应可能性。对于真空/气压熔渗，低熔渗温度(750-800℃)和短熔渗时间(1-2h)确保了极高的真空度，并使用8-10MPa的氮气压将熔融金属熔渗到预型件中，这对预型件的强度又提出了较高的要求。而本发明由于预制件强度高，远远满足熔渗的强度要求的同时，碳化硅多孔陶瓷样品保证了高纯度，尤其不含碳元素的杂质，然后配合真空/气压熔渗法，即将熔融铝合金压入经2250℃以上的高温下烧结的比表面积较小的高纯板状晶粒的SiC多孔陶瓷中，SiC与熔融铝之间的反应接触面积、反应温度和反应时间都大大减少。
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具体的，所述α-碳化硅微粉的粒径为0.45-0.60μm且α-碳化硅的含量大于98％时，其能起到良好的诱导作用；所述β-碳化硅微粉的粒径为1.0-1.1μm且β-碳化硅的含量大于98％时，其能更好转化为板状α-碳化硅。所述α-碳化硅微粉与所述β-碳化硅微粉的重量比为15：85-100。通过该比例，可实现碳化硅体积分数在60-70vol.％范围内可控，碳化硅板状晶粒的尺寸在79-263μm范围内可控。
优选的，所述球磨的转速为400-500r/min。采用其他转速也可实现本发明。
优选的，所述干燥包括旋转蒸发；所述干燥的温度为90-110℃。采用其他干燥方法也可实现本发明。
优选的，所述模压成型的压力为25-35MPa。当然，采用其他成型方法如等静压成型也可实现本发明。
优选的，所述第一温度为760℃左右；这样可以实现碳化硅的预热和铝合金的熔融。所述预热的保温时间为60min；
优选的，所述第二温度为600℃左右；在该温度下，铝合金渗入碳化硅材料中，可几乎避免碳化铝的生成，同时，在该温度下快速降温后，铝合金快速转变为固体，也可减少由于碳化硅与铝合金较差的润湿性而减少气孔的产生。优选的，所述真空气氛的压强小于100Pa；优选的，所述熔渗的压力为9MPa；优选的，所述熔渗的保压时间为5min。
优选的，所述铝合金的型号为6063；所述铝合金的纯度为98.1-98.95％。铝合金中存在的少量的硅也可减少碳化铝的生成。
优选的，所述惰性气体包括氦气和氩气。采用其他类型的惰性气体也可实现本发明。
具体的，本发明制备得到的SiC/Al复合材料的热导率为210-245W·m-1K-1；热膨胀系数为5.2-7.3×10-6/K；抗弯强度为210-330MPa。
以下结合具体实施例对本发明进行进一步说明。
本发明实施例中采用的α-碳化硅微粉为市售的α-碳化硅微粉，其粒径为0.45-0.60μm，且α-碳化硅的含量大于98％；
本发明实施例中采用的β-碳化硅微粉为市售的α-碳化硅微粉，其粒径为1-1.1μm，且β-碳化硅的含量大于98％。
实施例1
本实施例提供了一种具有三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料的制备方法，其具体包括下述步骤：
(1)碳化硅网络增强骨架的制备
①称取85份β-碳化硅颗粒、15份α-碳化硅颗粒、5份聚乙烯醇溶液和25份去离子水于球磨罐中，以400r/min的速度搅拌1h获得混合均匀的粉末混合物。
②将步骤①所得粉末混合物通过旋转蒸发，在100℃下进行干燥，之后用60目的筛子对粉末混合物进行筛分造粒。
③造粒好的粉体填充至模具中，经30MPa压力模压成型。干燥后的碳化硅多孔陶瓷预制件被放置在碳化硅坩埚中，随后在真空气氛炉中升温至2300℃烧结，保温时间为1h，得到多孔碳化硅骨架。
(2)三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料的制备
①将碳化硅样品的模具和铝合金的坩埚分别放入熔渗室和熔化室，密封和紧固炉体后，将模具和炉腔抽真空至100Pa以下。
②当炉腔内达到100Pa的真空度后，通电加热，控制升温过程，使碳化硅样品和铝合金熔液分别达到设定温度760℃，并保温60min。
③提升坩埚，使模具导液管插入铝液中，通入高压高纯氮气，使铝液渗入碳化硅样品的孔隙中以形成复合材料，随炉冷却，预热温度为600℃，熔渗气压为9MPa，保压时间5min。
图1为实施例1中采用的两种碳化硅粉体原料的粒径分布图。图2为实施例1中采用的两种碳化硅粉体原料以及实施例1制备得到的碳化硅陶瓷和碳化硅/铝复合材料的XRD图谱。从图2中可以看到，多碳化硅骨架只有与原材料α-碳化硅匹配的衍射峰，β-碳化硅在2300℃全部转变成了α-碳化硅，复合材料中只有α-碳化硅和铝的衍射峰，没有其他杂质相。图3为实施例1所制备的碳化硅网络骨架微观结构图和粒径尺寸统计结果，从图中可以看到，粗大的板状晶粒之间相互渗透，晶粒之间几乎看不到结合颈，图中的板状晶粒的平均尺寸为182.95μm。图4为实施例1制备的三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料的微观结构和界面结构扫描电镜图。从图中可以看出，碳化硅和铝相互渗透，均匀分布，由大板状晶粒和Al合金形成了一个三维相互渗透的网络结构，碳化硅相的边缘轮廓保留了其形态特征未被熔融的铝合金所腐蚀。图10、11和12展示了实施例1的复合材料的测试结果，抗弯强度为326.84MPa热导率为239.08W·m-1K-1室温-300℃下的热膨胀系数为5.54×10-6/K，复合材料兼容了良好的综合性能。
同时，实施例1制备得到的三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料界面结合良好，界面处没有不良产物碳化铝。具体可见图13-17所示的复合材料的EDS线扫描结果。从图中可见，在众多SiC/Al界面上均没有发现铝和碳元素的富集，这与XRD结果相互印证，证实了SiC/Al界面干净，从而形成强结合界面。由此可见，实施例1制备得到的碳化硅/铝复合材料，通过β-碳化硅原位相变生成了板状α-SiC，使得多孔陶瓷预制件中只存在单一相的高纯α-SiC，不存在其他杂质。而且该SiC多孔陶瓷的比表面积较小、制备过程中浸润温度较低、浸润时间较短。
实施例2-4和对比例1
实施例2-4和对比例1是在实施例1的基础上，对部分工艺参数进行了修改调整，各实施例与实施案例1不相同的工艺参数见表1。
表1实施案例2-5的工艺参数
| α-碳化硅(份) | β-碳化硅(份) | 烧结温度(℃) | |
| 实施例2 | 20 | 80 | 2250 |
| 实施例3 | 5 | 95 | 2350 |
| 实施例4 | 10 | 90 | 2250 |
| 对比例1 | 0 | 100 | 2350 |
图5～图9为实施案例2～4和对比例1所制备的碳化硅/铝复合材料的扫描电镜图，通过调整α-碳化硅晶种含量，板状晶粒结构可控，尺寸在79-263μm范围内调整，形貌也可以从细小板状晶粒到逐渐粗壮板状晶粒。图10～图12为实施案例1～4和对比例1制备的碳化硅/铝复合材料的机械强度和热物理性能，调整晶种的添加量可以达到调控复合材料的机械强度、热导率和热膨胀系数的目的。实施例2制备的三维互穿网络结构碳化硅/铝复合材料的抗弯强度为293.18MPa，热导率为243.14W·m-1K-1，室温-300℃下的热膨胀系数为5.22×10-6/K。对比例1中复合材料的抗弯强度为213.41MPa，热导率为214.95W·m-1K-1，下降明显，室温-300℃下的热膨胀系数为7.27×10-6/K，升高明显。实施例3制备的复合材料的抗弯强度为232.29MPa，热导率为218.52W·m-1K-1，室温-300℃下的热膨胀系数为6.92×10-6/K。实施例4制备的复合材料的抗弯强度为276.72MPa，热导率为226.3W·m-1K-1，室温-300℃下的热膨胀系数为6.26×10-6/K。由于高纯度α-碳化硅板状晶粒网络骨架对复合材料在机械性能和热物理性能方面的增强效应，其能够延迟裂纹的扩展提高机械强度，高纯度的网络骨架改善了传热性能的同时降低了界面热阻，这种刚性骨架还能够约束铝合金基体的热膨胀，使铝合金高于20×10-6/K的热膨胀系数被显著降低。因此，以上四个实施案例测试所得结果均可以满足作为电子封装材料的特定需求。
以上所述仅为本发明的具体实施例，并不能因此限制本发明，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明披露的技术范围内，利用本发明的技术方案进行的任何修改和等同替换，均应包含在本发明的专利保护范围内。
Claims (9)
1.一种SiC/Al复合材料的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
称取β-碳化硅微粉、α-碳化硅微粉、粘结剂于水中球磨混合，得到粉末混合物；
将所述粉末混合物干燥后进行筛分造粒、模压成型，得到生坯；
将所述生坯于真空气氛下，于2250-2350℃烧结，得到多孔碳化硅骨架；
将所述碳化硅骨架和铝合金预热至第一温度，从而使铝合金熔融，然后采用惰性气体在第二温度下将熔融的液态铝合金熔渗入所述碳化硅骨架的孔隙中即得；
所述α-碳化硅微粉的粒径为0.45-0.60μm；
所述β-碳化硅微粉的粒径为1-1.1μm；
所述α-碳化硅微粉与所述β-碳化硅微粉的重量比为5-20：80-95；
所述α-碳化硅微粉用于作为晶种，在超过2250℃的高温下诱导β-碳化硅微粉完全相变为α-碳化硅板状晶粒；所述α-碳化硅板状晶粒与相邻等轴晶粒之间的结合颈部相当于等轴晶粒的大小，所述α-碳化硅板状晶粒之间的结合颈部与晶粒的厚度相当，α-碳化硅板状晶粒之间的烧结颈已几乎消失；
所述SiC/Al复合材料的热导率为210-245W·m-1K-1；
所述SiC/Al复合材料的热膨胀系数为（5.2-7.3）×10-6/K；
所述SiC/Al复合材料的抗弯强度为210-330MPa。
2.如权利要求1所述的SiC/Al复合材料的制备方法，其特征在于：
所述α-碳化硅微粉中所述α-碳化硅的含量大于98%；
所述β-碳化硅微粉中所述β-碳化硅的含量大于98%。
3.如权利要求1所述的SiC/Al复合材料的制备方法，其特征在于：
所述粘结剂包括聚乙烯醇；
所述α-碳化硅微粉和所述β-碳化硅微粉的总重量与所述粘结剂的重量比为100：4-6；
所述球磨的转速为300-500r/min。
4.如权利要求1所述的SiC/Al复合材料的制备方法，其特征在于：
所述干燥包括旋转蒸发；
所述干燥的温度为90-110℃。
5.如权利要求1所述的SiC/Al复合材料的制备方法，其特征在于：
所述模压成型的压力为25-35MPa。
6.如权利要求1所述的SiC/Al复合材料的制备方法，其特征在于：
所述第一温度为750-770℃；
所述预热的保温时间为60min；
所述第二温度为580-620℃；
所述真空气氛的压强小于100Pa；
所述熔渗的压力为8-10MPa；
所述熔渗的保压时间为3-6min。
7.如权利要求1所述的SiC/Al复合材料的制备方法，其特征在于：
所述铝合金的型号为6063；
所述铝合金的纯度为98.1-98.95%。
8.如权利要求1所述的SiC/Al复合材料的制备方法，其特征在于：
所述惰性气体包括氦气和氩气。
9.如权利要求1所述的SiC/Al复合材料的制备方法，其特征在于：
所述SiC/Al复合材料中碳化硅体积分数为60-70vol.%；
所述SiC/Al复合材料中，碳化硅板状晶粒的尺寸为79-263μm。
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