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中国激光, 2019, 46 (7): 0702012, 网络出版: 2019-07-11  

W含量对选区激光熔化W-Cu组织与热物性的影响 下载： 1033次

Effect of W Content on Microstructure and Thermophysical Properties of W-Cu Composites Fabricated via Selective Laser Melting
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闫岸如 1,*刘学胜 2王智勇 2贺定勇 1
作者单位
1 北京工业大学材料科学与工程学院, 北京 100124
2 北京工业大学激光工程研究院, 北京 100124
激光技术 选区激光熔化 W含量 微观组织 导热性 热膨胀 表面粗糙度 laser technique selective laser melting W content microstructure thermal conductivity thermal expansion surface roughness 
摘要
为获得适用于电子封装的W-Cu材料,对60W-40Cu、70W-30Cu、75W-25Cu和80W-5Ni-15Cu合金进行选区激光熔化实验,研究了W含量对合金微观组织、致密度、热导率、热膨胀系数、表面粗糙度、硬度的影响。结果显示:4种W-Cu合金的成形表面均存在球化现象;当W的质量分数低于70%时,致密化机制为重排致密,W相间几乎不发生连接与团聚,热传导优先在铜相中进行;随着W的质量分数上升到75%,致密化机制主要为固态烧结,热传导路径由以W相为核心、边缘由Cu相包裹的结构单元组成;随着W含量增加,W-Cu合金的热导率和热膨胀系数与理论值的偏差增大,合金的表面粗糙度、硬度均增加。最终获得60W-40Cu、70W-30Cu、75W-25Cu、80W-5Ni-15Cu成形后的致密度分别为97.9%,94.5%,91.6%,91.9%,热导率分别为210.4,176.8,152.7,121.3 W·K -1·m -1,热膨胀系数分别为11.05×10 -6,9.33×10 -6,8.17×10 -6,7.02×10 -6 ℃ -1,表面粗糙度分别是9.2,13.7,15.2,15.4 μm,显微硬度分别是183,324,567,729 HV。
Abstract
This study obtains W-Cu materials suitable for the electronic packaging by fabricating W-Cu composites with different W contents (such as 60W-40Cu, 70W-30Cu, 75W-25Cu, and 80W-5Ni-15Cu) through selective laser melting. The effect of W content on the microstructure, density, thermal conductivity, coefficient of thermal expansion, roughness, and hardness is evaluated. The results show that the balling phenomenon is common in such four composites. When the W mass fraction is less than 70%, the densification mechanism is rearrangement; connection and contiguity are hardly observed between W phases; heat conduction is preferred in the Cu phases. In addition, when the W mass fraction is higher than 75%, solid sintering is the main densification mechanism, and the heat conduction path contains the constitutional unit of Cu occupying the unit edges and W occupying the unit center. The deviation between the thermal conductivity/coefficient of thermal expansion of W-Cu composites and the theoretical values increases with increasing W content, which also occurs in the cases of roughness and hardness. The obtained densities of 60W-40Cu, 70W-30Cu, 75W-25Cu, and 80W-5Ni-15Cu are 97.9%, 94.5%, 91.6%, and 91.9%, respectively. The thermal conductivities of the four composites are 210.4, 176.8, 152.7, and 121.3 W·K -1·m -1, respectively. Furthermore, the thermal expansion coefficients of the four composites are 11.05×10 -6, 9.33×10 -6, 8.17×10 -6, and 7.02×10 -6 ℃ -1, respectively. The surface roughnesses of the four composites are 9.2, 13.7, 15.2, and 15.4 μm, and the microhardnesses are 183, 324, 567, and 729 HV, respectively.

1 引言

随着半导体器件功率升高,热流密度加大,对封装材料的要求也日益提升。热封装材料需要具有热导率高、热膨胀系数匹配、力学性能优良的多重特性。目前,合金封装材料正在逐渐替代纯金属封装材料,W-Cu合金属于封装材料中的佼佼者。

W-Cu合金拥有W的特性,如高熔点、低热膨胀系数,同时又具备Cu的特性,如高热导率[1-4]。通常,制备W-Cu合金的方法有液相烧结、活化烧结[5]、熔渗法[6]等。然而,这些传统方法的应用受到一定限制,如熔渗法获得的W-Cu合金的初始密度仅为理论密度的60%,需要结合热压法来提高其致密度,导致生产成本增加[7]。此外,采用这些方法难以制备形状复杂的W-Cu零部件,而热封装器件通常具有微通道、翅片等结构。因此,采用更为先进的技术制备W-Cu合金具有广阔的前景。

选区激光熔化(SLM)技术是一种基于分层制造思想的增材制造技术,该技术的主要优势在于采用计算机控制可从粉末直接成形复杂零部件。目前SLM技术已应用于不锈钢[8-13]、镍基高温合金[14-17]、钴基合金[18-22]、钛合金[23-26]以及难熔金属[27-28]等金属,可见,SLM技术有成形各种金属的潜力。一些研究者研究了SLM技术制造W-Cu合金的可行性:Zhang等[29]建立了SLM成形90W-2.5Ni-7.5Cu合金的工艺窗口;Kumar[30]研究了SLM成形W基碳化钴复合材料的力学性能;Gu等[31]研究了采用选区激光直接熔化(DMLS)技术成形W-Cu合金工艺参数与微观结构之间的关系。此外,也有一些关于传统方法制造W-Cu合金热物理性能和力学性能间关系的研究:Chen等[32]研究了活化烧结W-Cu合金的热物理性能和力学性能,并且通过添加Zn来强化合金的致密性;Lee等[33]假定W-Cu合金中的球形W颗粒均匀地分布在Cu基体中,且热流绕过W相在Cu基体中传输。

采用传统方法制备的W-Cu合金的热物理性能与力学性能已有大量的文献报道,而采用SLM技术成形W-Cu合金的热物理性能尚缺少相关报道。SLM技术拥有独特的烧结机制和热量、动量、质量传输模式[34],适用于制备多种材料,结合其快速成形复杂形状的优势成形W-Cu材料具有重要意义。

W-Cu合金应用在封装领域时,首要考虑的性能是热导率和热膨胀系数。此外,由于封装器件通常具有内部微通道与翅片等结构,成形表面的粗糙度和硬度同样重要。相关资料表明,W-Cu合金成形后难以完全致密,而孔隙是影响热导率的最大因素[35]。有文献报道添加Ni、Zn、Co等活化剂有助于在较低温度下烧结高W含量的W-Cu时获得较高的致密度[36-37]。此外,添加活化元素Ni还有助于强化W和Cu之间的结合,增强微通道表面的耐蚀性。

本文采用SLM技术成形了60W-40Cu、70W-30Cu、75W-25Cu和80W-5Ni-15Cu合金,研究了它们的致密度、微观组织、表面形貌、热物理性能、表面粗糙度以及显微硬度,分析了W相含量和成形后的微观组织对合金各项性能的影响。

2 实验过程

实验原材料采用纯度均为99%的W粉、Ni粉、Cu粉,三者的平均粒径分别为20,30,20 μm。将原始粉末在高能行星球磨仪中混合成60W-40Cu、70W-30Cu、75W-25Cu和80W-5Ni-25Cu粉末。70W-30Cu混合粉末在扫描电子显微镜(SEM)下的形貌如图1所示。

图 1. 70W-30Cu混合粉末的SEM形貌

Fig. 1. SEM morphology of 70W-30Cu composite powder

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实验所用选区激光熔化设备的型号为EOS M270,内置200 W光纤激光器,光束直径为100 μm,激光波长为1060~1090 nm。表1中列出了选区激光熔化成形4种混合粉末的最优工艺参数。成形尺寸为10 mm×10 mm×6 mm的试样,用于金相观察、表面粗糙度测量、硬度测试等。成形Φ12.7 mm×2 mm 和Φ4 mm×45 mm的试样分别用于测试热导率和热膨胀系数。采用原始粉末检测比热容。每种检测试样各准备5件,将其平均值作为最后的结果。

表 1. 4种粉末选区激光熔化成形的最优工艺参数

Table 1. Optimal process parameters of selective laser melting for four composite powders

PowderPower /WScanning speed /(mm·s-1)Layerthickness /μmHatchspace /mmOverlaprate /%
60W-40Cu19584020510
70W-30Cu19573020410
75W-25Cu19561020410
85W-5Ni-15Cu19550020210

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SLM成形试样的密度采用阿基米德法在去离子水中测得,致密度由测量值除以理论值获得。采用场发射扫描电子显微镜表征试样的表面形貌和微观结构。试样截面按照制作金相试样的步骤进行处理,腐蚀液采用由NH3·H2O(10%,10 mL)、H2O2(10%,10 mL)和去离子水(20 mL)组成的混合溶液。热扩散系数(α)由激光闪光法测试获得,采用的测试设备为TA FL4010热分析仪。比热容(cp)由差示扫描量热法(DSC)测试获得,所用设备为差示扫描量热仪。热导率由密度(ρ)、热扩散系数(α)、比热容共同得到。热膨胀系数测试设备型号为NETZSCH DIL-402PC。表面粗糙度通过白光干涉仪测得,测试成形表面轮廓的算术平均偏差Ra。显微硬度采用维氏硬度仪测试得到。

3 实验结果

3.1 致密度

图2为不同W含量的四种W(-Ni)-Cu合金成形后的致密度,可以看出,随着W的质量分数从60%上升到75%,合金的致密度(相对密度)从97.9%下降到91.6%,但当W含量为80%时,由于添加了质量分数为5%的Ni,致密度增加到91.9%。本实验获得的致密度低于文献[ 38]中的值,但高于文献[ 39]中的值。

图 2. 不同W含量合金的致密度

Fig. 2. Relative density of alloys with different W contents

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文献[ 38-39]的研究表明,烧结温度并不是影响致密度的最主要因素。SLM成形包含复杂的质量、动量、热量传输模型,而非简单的传热过程。因此,对致密度影响因子的分析需研究其致密化机理。

通常,液相烧结过程中的致密化分为三个阶段:热毛细力驱动下的颗粒重排阶段、固相形状发生变化的溶解析出阶段以及固相骨架形成的固态烧结阶段。对于W-Cu合金而言,W相的熔点高,并且W不溶于Cu,因此致密化过程主要发生在颗粒重排及固态烧结阶段。在W-Cu合金中添加Ni会促进W和Ni发生轻微的反应,在晶界处形成液相,使颗粒形状发生改变,延长颗粒重排的时间[40],这与图3(b)中的结果一致。颗粒重排致密与固态烧结致密都取决于W含量与W颗粒的尺寸,而这两个因素对致密化的影响相反,相互作用的结果可以从微观组织中反映出来。

图 3. 不同合金的EDX面扫描分析结果。(a) 70W-30Cu;(b) 80W-5Ni-15Cu

Fig. 3. EDX map-scanning results of different alloys. (a) 70W-30Cu; (b) 80W-5Ni-15Cu

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3.2 微观组织和凝固过程

图4所示为不同W含量合金成形件横截面的微观组织。采用能量色散X射线光谱仪(EDX)进行面扫描,图3所示的EDX面扫描分析结果均显示白色相是W,围绕W的灰色基体是Cu。在图4(a)、(c)、(e)和(g)中,W未熔化,并呈多面体分布在液相Cu基体中,液相Cu呈网络状包裹在W颗粒周围。从图4(a)、(c)中可以看出,W相均匀分布,几乎没有明显的团聚现象,致密化过程主要发生颗粒重排。在图4(e)中,W相之间的连接变得明显;在图4(g)中,W相之间出现团聚,Cu基体上可以看到微小的孔洞。图4(b)、(d)、(f)分别为(a)、(c)、(e)的局部放大图,对比三者可以看出,60W-40Cu中的Cu基体致密,70W-30Cu中的Cu基体较为疏松,75W-25Cu中Cu基体的疏松情况加剧。从图4(h)可以看出,Ni促进了Cu基体的致密化,这与图2中致密度的测量结果相吻合。图3(b)中EDX面扫描分析结果显示少量Ni分布在W相颗粒上,这表明Ni和W之间发生了轻微的反应。

图 4. 不同合金的SEM微观组织。(a)(b) 60W-40Cu;(c)(d)70W-30Cu;(e)(f) 75W-25Cu;(g)(h) 80W-5Ni-15Cu

Fig. 4. SEM microstructures of different alloys. (a)(b) 60W-40Cu; (c)(d) 70W-30Cu; (e)(f) 75W-25Cu; (g)(h) 80W-5Ni-15Cu

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W-Cu合金的微观组织演变由致密化过程决定,后者取决于熔池内动力。在SLM过程中,激光的能量强度曲线遵守高斯分布。激光束扫描粉末后在熔池内沿中心向边缘产生很大的热量梯度,如图5所示,而表面张力是温度的函数,所以热量梯度导致由熔池中心到边缘的表面张力发生变化。这种不平衡在熔池内产生了Marangoni环流,如图5(b)所示,热流在热毛细力作用下,从低表面张力区域流向高表面张力区域,因此热毛细力FC是产生重排的主要作用力,其表达式为[41]

FC=5γLVD,(1)

式中:γLV为液气表面张力,液态Cu的γLV值为1.28 J·m-2;D为颗粒直径。

图 5. 熔池温度梯度控制下的(a)表面张力和(b) Marangoni环流

Fig. 5. (a) Surface tension and (b) Marangoni flow controlled by temperature gradient in melt pool

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在SLM成形W-Cu合金过程中,W相之间的连接阻碍了W颗粒重排。根据渗透理论,颗粒间的刚性结合将形成骨架结构,颗粒间的结合力Fb可以表示为

Fb=NCσ0(T)πX22,(2)

式中:NC为配位数,随着固相体积分数的增加而升高;σ0为材料的本征强度,是温度T的函数,在本实验中该值约为200 MPa[40];X为固相间接触颈的平均直径。颗粒间结合力与固相体积分数、颗粒尺寸正相关。

将上述分析与图4中4种合金的微观结构联系起来可知:在图4(a)、(c)中,60W-40Cu和70W-30Cu合金的热毛细力大于颗粒间的结合力,颗粒重排为致密化的主要过程;而在图4(e)、(g)中,75W-25Cu和80W-5Ni-15Cu中的颗粒结合力大于热毛细力,重排过程受阻,致密化过程主要发生W骨架的固态烧结。理论上,颗粒重排可以获得绝对致密,而固态烧结则难以实现,这与图4(b)、(d)、(f)、(h)所示的结果一致。在图4(d)中,Cu基体疏松的原因可能为:一方面,W对激光的吸收率高于Cu,W相增加会吸收更多的激光能量,导致Cu熔池中的温度较低,不利于液相的流动和凝固;另一方面,W相增加会阻碍Cu相的均匀流动。在图3(f)中,继续增加W相更加契合固态烧结机制,Cu基体多孔疏松。

在Johnson的工作中[40],对于直径为1.6 μm的W颗粒,当颗粒间的结合力与热毛细力相等时,W相的体积分数为61%,而当W相的体积分数超过69%时,W颗粒间形成了足够的连接,阻止重排继续。本实验中的颗粒尺寸大于1.6 μm,W颗粒产生连接对应的W相体积分数的临界值为61%(70W-30Cu),阻碍颗粒重排的W相的体积分数为64%(75W-25Cu)。添加Ni促进了Cu基体的致密化,且其活化烧结的作用降低了获得高致密度合金所需的温度。此外,Ni和W之间的轻微反应促进了W在基体中的溶解,在W颗粒边界形成液相薄膜,使得颗粒形状圆滑,有助于重排致密。在80W-5Ni-15Cu合金中,颗粒重排和固态烧结共同促进致密化过程。

3.3 热物理性能

3.3.1 W含量对热导率的影响

图6显示了不同合金热导率测量值与理论值[32,41]的对比。60W-40Cu、70W-30Cu、75W-25Cu和80W-5Ni-15Cu合金的热导率测量值分别为210.4,176.8,152.7,121.3 W·K-1·m-1。可以看出,随着W含量增加,热导率下降,测量值与理论值之间的差距也增加。此外,本实验中获得的热导率低于文献[ 42]中数据,

图 6. 不同W含量合金的热导率

Fig. 6. Thermal conductivity ofalloys with different W contents

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但高于文献[ 43]中的数据。主要原因可能是本实验中的激光功率限制在195 W,导致在SLM过程中熔池温度不足以获得更为致密的Cu基体。而且,由于设备原因,纳米粉末无法应用在本实验中。文献[ 44]采用纳米W、Cu粉末制备了W-Cu合金,该合金获得了更高的致密度和热导率。

通常,热导率取决于合金的成分与微观组织,具有更多高导热相的合金的热导率更高。在已有的相关文献中,热导率的传热模型均是基于整齐排列的纤维、均匀分布的球体、层压薄片建立的。通过SLM成形的W-Cu合金的微观组织与上述模型均不符合。

合金的导热主要通过电子传输和声子振动进行。W含量较低的60W-40Cu和70W-30Cu中,几乎不存在W的团聚。Cu的热导率为396 W·K-1·m-1,W的热导率为174 W·K-1·m-1,热传导优先在Cu基体中进行。在这种情况下,合金的热导率TC遵循如下方程[32]:

TC=V1C1+V2C23C12C1+C2V1+V23C1C1+C2,(3)

式中:C1、C2分别为W和Cu的热导率;V1、V2分别为W和Cu的体积分数。根据(3)式可得,60W-40Cu、70W-30Cu的理论热导率分别是234,223 W·K-1·m-1。由于W颗粒间的连接和团聚会改变Cu基体中的优先导热路径,因此随着W含量增加,实际测量值会偏离理论值。

随着W含量上升,在图4(e)和(f)中,W颗粒之间的连接明显,热量传输不能再视为优先在Cu相中进行。在图4(f)中,微观组织呈现为多面体固相被网络状凝固的液相包围,因此热量传递路径由以低热导率W为核心、边缘为高热导率Cu相的结构单元组成。Randall 将这种结构的理论热导率定义为

TC=C1C2[4R+(4-π)R2]32R(C1-C2)+C2,(4)

R=0.0113+1.58V2-1.83V232+1.06V23。(5)

该模型假设合金完全致密且具有理想界面,这在实际工作中难以实现。W和Cu不互溶,W和Cu之间大量的界面会阻碍电子传输。在今后的研究中还需要进一步修正该模型,使之符合存在界面和孔隙的情况。

此外,晶粒尺寸、孔洞、杂质含量也是影响W-Cu合金热导率的主要因素。在SLM过程中,激光与材料的反应时间为0.5~25 ms[34],快速升温、冷却使Cu基体的晶粒细小。大量的晶界增加了自由电子的界面热阻以及声子的散射,降低了合金的热导率。孔洞的热导率近似为零,因此致密度低,也会降低热导率。对于80W-5Ni-15Cu合金,结合致密度与图3(b)中的面扫描分析可以看出,Ni的添加促进了W-Cu合金的致密化。另一方面,活化元素Ni可以看作溶于Cu晶格中的杂质原子,增加了晶格畸变和位错密度,导致自由电子传输路径障碍和声子散射都增加。因此,选择Ni的添加量时必须同时考虑其对致密度和热导率的影响。

3.3.2 W含量对热膨胀系数的影响

图7显示了不同W含量合金热膨胀系数的测量值与理论值,可以清楚地看到:热膨胀系数的测量值低于理论值;随着W含量增加,W-Cu合金的热膨胀系数降低,测量值与理论值之间的差值增加;60W-40Cu、70W-30Cu、75W-25Cu、80W-5Ni-15Cu合金的热膨胀系数分别为11.05×10-6, 9.33×10-6, 8.17×10-6, 7.02×10-6 ℃-1,测量值与理论值间的差值分别为0.95×10-6,1.77×10-6,1.93×10-6, 1.98 ×10-6 ℃-1。

图 7. 不同W含量合金的热膨胀系数

Fig. 7. Coefficients of thermal expansion of alloys with different W contents

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热膨胀产生自晶格振动。已有研究表明合金中组元的含量是决定热膨胀系数的最关键因素,但致密度和晶粒尺寸也有一定影响。在文献[ 45]中,热膨胀系数与弹性模量呈负相关关系。W和Cu的弹性模量分别为411,145 GPa,W-Cu合金热膨胀系数的降低归因于连续W相具有更高的强度和刚度;由于SLM成形能量高、反应时间短的特点,成形体中的细小晶粒强化了刚度,且大量晶界抑制了热膨胀行为。因此,SLM成形后W-Cu合金的热膨胀系数低于采用传统方法制备的合金[42,44,46]。在电子封装领域,热膨胀系数更低的W-Cu合金可以匹配更多的半导体材料。

此外,Ni元素的添加也进一步抑制了热膨胀行为。在图8中可以看出,80W-5Ni-15Cu中的W相与基体相间的结合界面比75W-25Cu中更为紧密。Johnson[47]的研究表明,添加质量分数为1%的Ni能使W在基体相中的溶解度增加一个数量级,使W相和Cu相间的结合强度更大,从而阻碍热膨胀。关于热膨胀和界面结合强度间的关系已有一些研究报道。Zhang等[48]的工作表明,界面结合强度的增加限制了材料的热膨胀,从而使得热膨胀系数减小。

图 8. 热膨胀系数测试试样结合界面的微观组织。(a) 75W-25Cu;(b) 80W-5Ni-15Cu

Fig. 8. Microstructures of bonding interface in test of coefficient of thermal expansion for different alloys. (a) 75W-25Cu; (b) 80W-5Ni-15Cu

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3.3.3 表面粗糙度和硬度

由图9可知,随着W含量上升,合金的表面粗糙度增加,当添加W的质量分数分别为60%、70%、75%和80%时,表面粗糙度分别为9.2,13.7,15.2,15.4 μm,添加Ni有助于抑制表面粗糙度增大的趋势。

由图10可知,SLM成形合金的表面表现为球化形貌。球化是激光选区熔化的常见现象。假设这是由粉末状原材料导致的。表面形貌图像说明表面粗糙度是由熔液的凝固特性决定的,而该特性又取决于凝固时间、铺展时间、残渣和孔洞。Cu熔滴的凝固和铺展时间分别为40 μs和77.5 μs[49],凝固时间仅为铺展时间的一半,这意味着Cu熔液没有足够的时间铺展就已经发生了凝固,从而导致了球化以及与W结合处的孔洞。随着W含量增加,凝固机制由颗粒重排转变为固态烧结,液相流动受到结合力的限制,球化现象更为严重。诸多文献表明,Ni是易于进行SLM加工的材料,其凝固时间长于铺展时间,添加Ni有助于延长铺展时间并减少球化和孔洞。

图 9. 不同W含量合金的表面粗糙度

Fig. 9. Surface roughnesses of composites with different W contents

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图 10. 不同合金的SEM表面形貌。(a) 60W-40Cu;(b) 70W-30Cu;(c) 75W-25Cu;(d) 80W-5Ni-15Cu

Fig. 10. SEM surface morphologies of composites. (a) 60W-40Cu; (b) 70W-30Cu; (c) 75W-25Cu; (d) 80W-5Ni-15Cu

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不论是SLM易于加工的材料(如不锈钢、镍合金等),还是采用精密铸造、机加工等方法制备的W-Cu合金,其表面粗糙度均低于SLM成形的W-Cu合金。Ventola等[50]发现,SLM成形后的粗糙表面有助于强化热传输,对于平面或者翅片散热器来说,表面粗糙度为15.4 μm的表面相比光滑表面,热传输可分别增强73%和40%。这个结果表明,散热器内部适当增加表面粗糙度会具有更强的热传输能力,采用SLM技术制备W-Cu散热材料具有天然优势。

由图11可以看出,随着W含量增加,合金的显微硬度明显增加,60W-40Cu、70W-30Cu、75W-25Cu、80W-5Ni-15Cu的显微硬度分别为183,324,567,729 HV。

对于低W含量的W-Cu合金,W相镶嵌在Cu基体中,能够强化Cu基体的硬度,因此获得的显微硬度高于纯铜;随着W含量增加,该现象更为明显。当W相的体积分数占据主导时,测量探头被加载到W相上,会导致硬度值突然升高。硬度变化遵循混合相硬度法则:合金硬度值取决于各相的体积分数和硬度。

图 11. 不同W含量合金的硬度

Fig. 11. Hardnesses of composites with different W contents

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4 结论

采用SLM技术成形了不同W含量的W(-Ni)-Cu合金,随着W含量增加,W-Cu合金的致密度下降,Ni的加入有助于促进致密化。W含量增加会引起致密机制和微观组织特征的变化。当W的质量分数低于70%时,W-Cu合金内的致密化主要为重排致密,Cu基体结合紧密,且W相均匀分布其中;当W的质量分数升高至75%以上时,W-Cu合金内的致密化主要是固态烧结致密,Cu相松散,W-W的连接与团聚明显。

60W-40Cu、70W-30Cu、75W-25Cu、80W-5Ni-15Cu热导率测量值与理论值之间的差距随着W质量分数的增加而增大,这是因为热传输模型随着微观组织的变化而发生变化。当W的质量分数低于70%时,热量传输路径可以看作优先在Cu相中传导;当W的质量分数高于70%时,热量传输路径可以看作以低热膨胀系数材料W作为核心,边缘被高导热相Cu包围。60W-40Cu、70W-30Cu、75W-25Cu、80W-5Ni-15Cu热膨胀系数测量值与理论值之差随W质量分数的增加而增大,这是由合金的刚度和细晶强化作用导致的。

60W-40Cu、70W-30Cu、75W-25Cu、80W-5Ni-15Cu的表面粗糙度随着W质量分数增加而增大。表面粗糙度与材料的本征特性相关,W与Cu在成形过程中均易球化,从而导致表面粗糙度值较大。60W-40Cu、70W-30Cu、75W-25Cu、80W-5Ni-15Cu的显微硬度随着W质量分数的增加而增大,这是由W在液相基体中的弥散强化及W相的高硬度引起的。

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