技术研究 | 导热界面材料（TIM）在电池热管理中的热失效研究

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2026年6月26日 17:27

BTMS与导热界面材料

在现代电动汽车和高能储能系统的设计中，锂离子电池的工作温度及其均匀性是决定其电化学性能、循环寿命以及系统安全性的最关键物理量。研究表明，锂离子电池的最佳工作温度区间为 15°C 至 35°C 。根据阿伦尼乌斯动力学规律，电池运行温度每升高 10°C，固体电解质界面（SEI）膜的生长速率就会翻倍；这意味着如果电池包长期工作在 35°C 以上而非 25°C，其日历寿命将衰减至原先的一半。相反，若在低于 0°C 的低温工况下进行充电，由于石墨阳极中锂离子的嵌入速率显著变慢，极易导致金属锂在阳极表面沉积（析锂），形成导电的锂枝晶，从而造成不可逆的容量衰减甚至刺穿隔膜引发内短路。

图 1. 理想化的电池性能曲线与温度的关系，显示在 15 至 35° C 的最佳范围之外运行时性能会下降。绿色曲线表示电池放电，黄色曲线表示充电（图片：NREL）

为了实现高效的产热排出，现代电池热管理系统（BTMS）广泛采用液冷板或液冷管等间接冷却结构。然而，由于电池外壳、模具结构、液冷底板的制造公差、表面粗糙度以及装配变形，这些硬质固体接触界面之间不可避免地存在微观空隙和宏观间隙。由于空气的导热系数极低（常温下仅为 0.026 W/(m·K)），这些空气间隙会引入巨大的接触热阻，阻碍热量的快速导出并引发局部热量积聚。一维稳态导热的温降关系可通过下式进行定量表征：

式中，ΔT 为传热温差，Q 为热流，L 为热传导路径长度（厚度），k 为传热介质的导热系数，A 为传热截面积。导热界面材料（TIM）的核心任务正是排除界面间的空气，用高导热的复合介质填充微观不平整表面，从而提供低热阻的连续热传导通道，将电池电芯外壳与冷却板紧密相连。

在传统的电子封装（如图 2 所示的 DBC 基板与集成基板冷却器之间的热阻架构）以及动力电池热管理系统中，TIM 均作为降低传热温差、抑制热斑以及保障电池单元之间温差在 2°C 以内的关键热桥梁。一旦 TIM 因热、力、振动和老化发生退化，热阻将剧烈上升，导致电池热管理失效并引发严重的局部过热。

图2 典型电力电子封装中，用于 DBC 基板与集成底板冷却器之间的导热界面材料示意图

主流TIM类型与物性分析

为了在不同的电池物理边界和装配工况下获得优化的界面导热特性，工程上开发了多种化学体系与物理形态的导热界面材料。主流的聚合物基 TIM 主要由高分子基体（如硅胶、环氧树脂、聚氨酯或丙烯酸酯）以及分散于其中的高导热无机填料颗粒（如氧化铝、氮化铝、氮化硼或金属粒子）构成。不同形态 TIM 的物理特性、装配特征及失效风险存在显著差异。

表1 电池包内常用的主流 TIM 对比

在无模组（CTP）和集成化底盘（CTC）设计中，由于取消了中间模组框架，热界面材料不仅需要承担高负荷的热量传递，还往往兼任承载、粘接和振动阻尼等多重重任。

图3 无模组（CTP）和集成化底盘（CTC）设计示意

当要求 TIM 的导热系数提升至 3.0 W/(m·K) 以上时，无机陶瓷填料的体积填充率通常需要逼近 80% 至 90% 。如此高的无机填料载荷会导致材料粘度急剧上升，显著增加自动点胶系统的泵送压力与喷嘴磨损。此外，由于高填料使聚合物基体退化为弱连接的少数组分，材料会表现出高模量、易变脆、拉伸应变吸收能力显著下降等物理特征，在电池长期工作热交变下极易发生微观剥离或撕裂失效。这类微观失效很难通过肉眼或常规产线检测发现，但会迅速反映在材料的导热系数衰减和比热容变化上——而这正是材料级热分析最擅长的捕捉窗口。

稳态热阻测定与等温老化退化分析

为了定量评估不同热界面材料在高温严苛工况下的老化演变行为，研究团队基于 ASTM D5470 稳态测试原理设计了高精度的铜盘堆叠（Cu Stack）实验，并对五种典型 TIM 在 170°C 高温等温老化下的物理退化机制进行了系统研究。

3.1 无TIM对照样的氧化与退化机制

对于未填充任何 TIM 的裸铜盘堆叠样件（如图4 所示），在未老化的初始状态（0 天），其单界面比热阻高达 21 至 27 K·mm^2/W，这表明没有 TIM 填充时，依靠微观金属凸起传递热量的效果极差。在 170°C 高温老化前 30 天的过程中，裸铜表面因热氧反应快速生成 CuO 氧化层，导致接触表面粗糙度变差、接触硬度增加且氧化物本身导热率较低，使得热阻进一步升高。然而，当老化时间继续延长至 90 天时，比热阻却表现出反转回落的趋势。

图4 无任何过渡界面材料（TIM）的铜堆叠样品中，两个铜盘之间比热阻随老化时间的变化规律

图5 扫描电子显微镜（SEM）背散射电子图像采集自铜堆叠样品

从图5所示的扫描电镜（SEM）背散射显微图像中可以看出，随着老化持续，相邻铜盘表面的 CuO 氧化薄层在持续的装配挤压压力下发生了横向生长、相互穿透并建立了局部实体金相连接（氧化物熔接桥）。这一局部固相融合导致有效传热路径加宽，使老化后期无 TIM 堆叠样件的热阻发生了一定幅度的回落。

3.2 五种候选TIM的老化演变动力学与显微结构解析

图6 比热阻随老化时间的变化趋势（测试条件：功率 P = 200 W，压力 = 1.4 MPa）

图7 比热阻随老化时间的变化趋势（测试条件：功率 P = 200 W，压力 = 3.0 MPa）

图8 比热阻随老化时间的变化趋势（测试条件：功率 P = 350 W，压力 = 3.0 MPa）

实验针对大功率应用中的五种 TIM 候选材料进行了全面对比，以下结合各材料在老化 90 天后的 SEM 微观金相特征，深度剖析其退化失效机制：

银导热硅脂：在初始（0 天）状态下，该银硅脂表现出所有样件中最优越、最低的比热阻，约 1.9 K·mm^2/W 。然而，在 170°C 等温老化过程中，其等效阻抗随时间延长呈现出极具破坏性的指数级增加（见附件图 6、7、8），至老化 90 天后其比热阻几乎增加至与 bare 裸铜盘等温氧化相等的水平（高至 18 至 22 K·mm^2/W），失去了全部的高效传热性能。从图 9 的背散射 SEM 显微形貌中可以清晰地发现，在 170°C 持续高温和装配压力下，该银硅脂中的高分子载体发生了近乎完全的热分解、干涸及氧气催化下的烧失逸出。基体消失后，残留的 Ag 活性微粒由于失去聚合物的物理拉紧和湿润包覆，在铜界面上呈现出不规则、离散、松散的颗粒堆积，导致固-固接触传热面积极度萎缩，引入了极大的微观传热接触阻抗。

Sn-3.5Ag 焊料层：在初始焊接态（0 天），由于形成了直接的冶金轴向熔合，其在各个工况下的比热阻均稳定保持在约 5.0 K·mm^2/W 的低水平。图9a 的 SEM 组织表明，焊接态铜/焊层界面形成了连续、正常的 Cu₆Sn₅ 金属间化合物（IMC）反应晶粒。然而，在等温老化至 90 天后，其稳态热阻均出现大幅飙升（见附件图 6、7、8）。经显微结构观测（见附件图 9b），在 170°C 长达 90 天的高温老化和轴向应力作用下，Cu/Sn 界面发生了极其明显的固体物理扩散反应，导致 Cu₆Sn₅ 界面处生长出了富铜的 Cu₃Sn 扩散相。更致命的是，通过附件图 8c 的二次电子高倍率成像，发现由于共晶 Sn 基合金高温下屈服极限降至极低，焊层产生了严重的高温蠕变与热膨胀差分疲劳裂纹。这些微小的热应力空隙逐渐汇聚，最终沿着 Cu₆Sn₅/Sn-3.5Ag 共晶相边界发展为贯穿性的横向连续分层裂缝，裂缝层厚度约为 0.5 μm。由于此微小裂缝富集空气，在传热主通道上构成了极高的阻热空隙，导致整体焊层热阻彻底失效。

图9 170°C下老化90天后的SEM图

纯锡箔（Sn Foils）：根据附件图 6、7、8的阻抗演变曲线， 12.5 μm 和 25 μm 厚度的硬质 Sn 箔表现出了极不稳定、且在老化早期（0~10天）发生热阻陡增继而大幅波动的特征。这一异常老化特征可由附件图 10a 和 10b 所示的截面显微金相进行精确解释：在高温固相扩散中，Sn 箔与铜基底表面的扩散焊接和 Cu₆Sn₅ 层的原位形核极为不均匀。如附件图 10a 所示，12.5 μm 锡箔样件中，由于厚度太薄且初始接触应力局限，仅在单侧界面发生了局部化学结合与 IMC 生成，而未发生原子结合的另一侧粗糙表面则在高温下渗入空气并被迅速完全氧化，形成了高阻抗的非均匀 CuO 夹层。而厚度稍高的 25 μm 锡箔（附件图 10b）由于具有更佳的塑性变形潜能，在界面两侧实现了相对较好的固固结合，但其在老化后期依然无法摆脱因高温蠕变引发的界面空洞分离。

图10 扫描电子显微镜背散射电子图像

硬质退火银箔（Ag Foil）：如各曲线图所示，虽然 25 μm 银箔由于初始硬度大、杨氏模量高，导致在界面上无法紧密贴合（初始热阻是所有 TIM 中最高，约为 12 至 15 K·mm^2/W）；但是，其在 90 天的老化全生命周期中，热阻的恶化斜率最为平缓、性能展现出优异的稳定性。显微图像（附件图 11）揭示，老化至 90 天后，银箔与铜界面没有发生任何由于蠕变引起的层剥离裂缝。相反，在 Ag/Cu 接触界面之间，生长出了一层微观厚度高度均匀且致密的 CuO 结合层，起到了优异的微观化学锚固与物理过渡作用，避免了界面热阻在热交变中发生突发性失稳突变。

图11 SEM后向散射电子成像技术谱图

电池组全生命周期热安全失效机制

如果将上述 TIM 热失效与热阻恶化的物理现象外推至典型的锂电池热管理系统（BTMS），其在电芯及系统层级所产生的后果更具严重。在高速充电或极重度放电工况下，单体电芯将产生大量的体积欧姆焦耳热和电化学反应热。如果电芯壳体与冷板界面填充的导热填缝胶或相变材料因为等温热老化或剪切循环发生了泵出流失、干硬干裂，局部热导通阻抗暴涨，将直接导致冷液回路的降温能力无法高效输送至电芯，引发电芯单体在快充时快速跨过 60°C 的温度红线。

由于热流无法均匀疏导，退化的热界面处会迅速产生局部极高热斑，导致单体间温差大幅超过限制并引发电池包系统性热失效连锁机制：

1）非均匀老化与容量失配：处于高阻热老化界面（热斑区）的电池单体，其内部 SEI 膜生长速度成倍增加。高温电芯的可用容量快速衰减，内阻大幅升高，直接导致整个串联电池包内的可用充放电能量被“最差单体”所限制，电池系统日历寿命提前折半。

2）触发局部自加热：当局部温度累积突破 80°C 至 130°C 的极限安全区后，负极表面的 SEI 膜开始自发化学热分解释放气体，电芯内部压力剧烈升高并发生鼓胀。

3）内短路与气体喷射：温度上升至 150°C 以上时，内部聚合物隔膜发生大面积热熔缩，导致电池内部大面积物理正负极短路并发生瞬时热失控，电芯泄压阀打开并高速喷射出高度易燃的混合高温气体。

4）灾难性热失控蔓延：如果失控电芯下方的导热界面材料已经干硬开裂或发生横向脱粘（分层热阻很大），热失控爆发出的巨大热量（高达数十至百千焦）无法通过底部水冷板高效吸收并输送出去。相反，这股热洪流将全部横向穿透模组框架，直接作为巨大的“热滥用”源头袭击相邻的电芯单体，使邻近电芯在数秒内达到热失控临界点，从而产生连锁爆燃，导致电池包彻底起火解体。

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