Revue des matériaux isolants haute température disponibles et matériaux retenus pour l’étude 

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Procédé d’encapsulation

L’encapsulation du module de puissance avec du gel silicone est une étape délicate. Elle se décompose en trois parties, à savoir le remplissage, le dégazage sous vide et la polymérisation. Durant la phase de remplissage du module de puissance par le produit (ou mélange de produits) de base, de viscosité faible, un environnement dépressurisé autour de 1 mbar est nécessaire pour éviter la formation de bulles. En effet, les bulles d’air résiduelles sont des lieux propices aux décharges partielles pouvant provoquer une réduction de la tenue en tension et un vieillissement prématuré du module de puissance. Lors du cycle de polymérisation (une température supérieure à la température ambiante permet d‘accélérer la réaction), l’ensemble des matériaux du module de puissance peut dégazer dans le gel silicone. Pour éviter cela, il est souhaitable de dégazer auparavant les éléments mis en contact avec le gel.

Propriétés des gels silicones disponibles et limitation en température

Un tableau, présentant la revue des gels du commerce de tenue en température la plus élevée, ainsi que les valeurs à 25 °C des principales propriétés électriques, thermiques et mécaniques, est donné en annexe C (premier tableau de cette annexe).
Cette revue permet tout d‘abord de préciser les principales caractéristiques de ces matériaux actuellement utilisés comme encapsulants, et donc de fixer une base (au moins un exemple) concernant les propriétés requise par la fonction encapsulation. Typiquement, les gels silicones ont un CTE très élevé de l’ordre de 200 ppm/°C, une conductivité thermique faible autour de 0,15 W.m–1.K–1, une tenue diélectrique entre 15 kV/mm et 20 kV/mm, une résistivité électrique entre 1014 Ω.cm et 1015 Ω.cm à 25 °C.
En terme de limitation en température, le tableau fourni en annexe C met en évidence qu‘aucun produit commercial de type gel silicone ne présente une tenue en température maximale en fonctionnement permanent supérieure à 260 °C. D‘après ces données fournisseurs, la température maximale d‘usage continu se situe donc a priori à 260 °C, sachant que cette donnée est peu précise (conditions d‘évaluation non fournies), et qu‘elle ne résulte pas d‘une étude de l‘évolution des propriétés électriques en fonction de la température.
Peu d‘études ont été publiées à l‘heure actuelle sur le vieillissement des gels silicone d‘encapsulation à haute température. Elles montrent une dégradation relativement rapide des gels silicones vieillis à 250 °C sous air. La Figure I.6 présente le champ de rupture mesuré à 25 °C de gels silicones vieillis à 250 °C sous air.
Dans le paragraphe suivant, nous rassemblons les principaux critères nous paraissant à ce stade être prioritaires pour le choix d‘un matériau d‘encapsulation de composants hautes températures.

Propriétés recherchées

Les différents éléments cités ci-après découlent donc de l‘examen du besoin et des propriétés des solutions actuelles. Ils définiront le cahier des charges minimal que doit satisfaire a priori la couche d‘encapsulation recherchée.
En sus de propriétés diélectriques adéquates, les matériaux candidats pour l‘encapsulation à haute température doivent être également compatibles mécaniquement avec leur environnement. Cette dernière notion est à la fois liée au coefficient d‘expansion thermique (CTE) ou à la dureté du matériau (Shore), selon son épaisseur, qui devront être tels qu‘ils n‘engendrent (ni ne subissent) de contraintes thermomécaniques sur (de la part) des matériaux avec lesquels ils sont en contact. Les propriétés des matériaux recherchés devront également être stables thermiquement au cours du temps dans une gamme de température plus large que celle théoriquement couverte par les gels silicone, pour présenter un intérêt pour cette étude.
Le paramètre de faisabilité de mise en œuvre sera évidemment également un critère de choix déterminant (viscosité, conformité du dépôt, température du procédé d‘élaboration, produits non corrosifs, absence de sous-produits, norme ROHS, …).
Ces éléments sont:
une température maximale d‘utilisation continue supérieure à 260 °C;
un matériau isolant électrique : ρ > 1012 Ω.cm y compris à T au-delà de 260 °C;
une rigidité diélectrique de l‘ordre de 15-20 kV/mm y compris à T au-delà de 260 °C; un coefficient d‘expansion thermique proche de celui des supports ou une flexibilité importante;
une faible viscosité de mise en œuvre (si produits de base liquides) : < 100 Pse, ou un procédé de dépôt conforme.
Nous présentons ensuite un état de l‘art des différents matériaux isolants électriques haute température, disponible et susceptibles de supporter une plus grande température que les gels silicones.

Revue des matériaux isolants haute température disponibles et matériaux retenus pour l’étude

L‘étude bibliographique menée a abouti à une revue des principaux matériaux disponibles envisageables, qui, par une confrontation aux cahiers des charges à satisfaire, a permis de définir un choix de matériaux à étudier, en vue de rehausser la tenue en température de la solution d‘encapsulation actuelle, à savoir au mieux 260 °C.

Matériaux isolants candidats pour l’encapsulation haute température: revue et stratégie

Un état de l‘art des matériaux isolants solides haute température, (de tenue en température maximale supérieure à 260 °C), disponibles commercialement, a permis de rassembler et de classer ces matériaux en cinq grandes familles (en excluant donc la famille des gels silicones). Une liste représentative (probablement non exhaustive) de ces matériaux est donnée en annexe C, sous la forme de cinq tableaux (un par catégorie, en plus du tableau dédié aux gels).
Le Tableau I.2 rappelle ces cinq familles de matériaux isolants haute température, ainsi que la gamme de température maximale d‘usage continu et la dureté du produit fini correspondantes, telles que spécifiées par leurs fabricants.

Bases de physique pour la polarisation diélectrique

Polarisation sous champ statique

Lorsqu‘une charge est soumise à l‘action d‘un champ électrique, la force qui apparaît sur cette charge est : F qE (II.1).
La force (F) tend à déplacer la charge électrique dans la direction du champ. Si la charge est libre, elle se déplace dans la direction du champ. Si la charge est contrainte, la force déplace la charge produisant un moment dipolaire qu‘on appelle la polarisation diélectrique P : P 0 E ( r 1) 0 E N0 g E(II.2).
où χ est la susceptibilité diélectrique, ε0 = 8.854×10-12 F.m-1 est la permittivité du vide, εr est la permittivité relative (ou constante diélectrique) du matériau, N0 est le nombre de dipôles par unité volumique, αg est la polarisabilité de la charge électrique exprimée en c.m2.V-1 ou en c2.m2.J-1.
Le terme ε0εrE dans l‘équation (II.2) est appelé déplacement électrique D dans le matériau. L‘équation (II.2) devient alors : D 0 r E 0 E P (II.3)
Cette équation montre que le déplacement électrique naît de la contribution géométrique et de la contribution de la polarisation du matériau (P).

Relaxation dipolaire dans les polymères

Dans cette partie, nous présenterons la réponse diélectrique dans le domaine fréquentiel sous polarisation sinusoïdale. Les processus de relaxation dus au mouvement des groupes de dipôles comme les molécules ou les segments des chaînes, apparaissent dans le spectre de ε (ω). En outre, aux plus basses fréquences, une augmentation des pertes peut être observée quand la fréquence diminue en raison de l‘apparition du phénomène de conduction.

Modèles de relaxation

Relaxation de Debye et conduction

La relaxation dipolaire simple, établie par Debye, est un processus qui existe pour des structures en état purement visqueux sans force d‘interaction entre les dipôles. Dans cette relaxation, la fonction de réponse diélectrique f(t) évolue suivant une loi exponentielle: [Deb 1929] t f (t) s e (II.16)
où εs et ε∞ sont respectivement les permittivités statique et à fréquence infinie et η est le temps de relaxation unique de Debye. Après application de la transformée de Fourier à la relation (II.16), on obtient le modèle de Debye de la permittivité diélectrique complexe, en fonction de la fréquence angulaire ω: ( ) ( ) i ( ) s (II.17) 1 i avec: ( ) s et ( ) ( ) (II.18).
La Figure II.7 représente l‘évolution des parties réelle et imaginaire de la permittivité diélectrique complexe en fonction de la fréquence suivant la relation (II.18) du modèle de Debye.

Comportement de type Vogel – Fulcher – Tammann (VFT)

Ce type de comportement a été observé pour un grand nombre de grandeurs physiques essentiellement dans une gamme de températures supérieures à la température de transition vitreuse Tg à cause du changement de volume libre dans le matériau. La fréquence de relaxation correspondant est inversement proportionnelle à une exponentielle, ce qui donne la relation de VFT [Run 1997]: (T) exp DT0 (II.25).
où να∞ est la fréquence de relaxation à une température infinie, D est le paramètre de fragilité caractérisant l’écart à la dépendance en température de type d’Arrhenius. Les matériaux sont appelés fragiles (D faible) si να(T) dévie fortement du comportement Arrhenius, tandis qu‘ils sont dits forts (D élevé) pour indiquer un comportement similaire. T0 définit la transition vitreuse idéale ou la température de Vogel.
Ce comportement a été aussi étudié par une autre théorie proposée par Adam et Gibbs. [Ada 1965] Cette théorie est fondée sur la définition de région de réarrangements coopératifs (Cooperative Rearranging Region, CRR) dans laquelle les entités mobiles peuvent relaxer seulement si toutes ses entités relaxent simultanément.

Relaxations multiples dans les polymères

Dans un polymère, on trouve des petites molécules (CH3, F, OH, etc…), des molécules plus grosses, des chaînes plus ou moins longues, des terminaisons de chaînes, des squelettes macromoléculaires [Wüb 2001]… Chaque entité a un moment dipolaire mais des interactions sont également possibles entre ces entités et peuvent donc être à l‘origine de phénomènes de relaxation diélectrique. Les relaxations multiples observées peuvent de ce fait être corrélées avec les différentes structures moléculaires des différents types de polymères : amorphes, semi-cristallins et cristallins. Ces relaxations apparaissent sous la forme de pics dans les réseaux de courbes isofréquences ou isothermes caractérisant les pertes diélectriques du matériau. Il faut noter que ces pics de relaxation sont déplacés:
– vers les températures les plus élevées lorsque la fréquence augmente (réseau de courbes isofréquences) (cf. Figure II.8 (a)),
– vers les fréquences les plus élevées lorsque la température augmente (réseau de courbes isothermes) (cf. Figure II.8 (b)).

Relaxations dans un polymère amorphe

Le spectre diélectrique d‘un polymère amorphe présente généralement de multiples relaxations où chaque processus pourra éventuellement être identifié dans la réponse de ε’ et ε ». La plupart des polymères amorphes montrent une relaxation principale α et une relaxation secondaire β qui sont dues aux mouvements de segments polaires plus ou moins longs des chaînes principales et latérales. Nous décrivons ci-après ces relaxations.
La relaxation secondaire β: La relaxation diélectrique secondaire β, caractéristique spécifique de l’état amorphe, résulte de fluctuations rotationnelles du vecteur représentatif du moment dipolaire [Run 1997] [Sch 1998] [Kre 2003]. Pour la première fois Heijboer [Hei 1978] a développé un recensement des mécanismes moléculaires qui peuvent être responsables de ce phénomène. Selon cette approche les fluctuations de parties localisées de la chaîne principale ou des fluctuations rotationnelles d‘une partie ou de l‘ensemble des chaînes latérales seraient la cause de cette relaxation. Une autre approche a été décrite par Goldstein et Johari [Kre 2003], montrant que la relaxation β est une caractéristique spécifique de la transition vitreuse et de l’état amorphe. De ce fait cette relaxation peut être observée dans des matériaux autres que des polymères. Récemment des discussions à propos de cette relaxation sont reprises parce que l’on suppose que l‘investigation de ce processus peut aider à comprendre la nature de la dynamique de la transition vitreuse (relaxation α) qui est un problème non résolu [Run 1997] [Kre 2003].
La dépendance en température des temps de relaxation associés à la relaxation β suit un comportement de type Arrhenius. La contribution de la relaxation β sur le facteur de pertes (ε′′) est un pic d‘amplitude faible, souvent symétrique et très large (largeur à mi-hauteur étalée sur 3 à 6 décades) [Run 1997].
Généralement, la variation de permittivité de la relaxation β, Δεβ=εs-ε∞ augmente avec l‘augmentation de la température selon la théorie de Onsager/Kirkwood/Fröhlich [Kre 2003]. Cela peut être compris en supposant que soit le nombre Np de dipôles contribuant soit l‘extension angulaire des fluctuations augmentent avec la température.
La relaxation α: La compréhension de la relaxation ou « transition vitreuse dynamique » [Run 1997], qui est l‘équivalent de la transition vitreuse calorimétrique, est un problème réel de la physique de la matière [Kre 2003]. La plupart des auteurs reconnaissent que pour les polymères la transition vitreuse correspond aux mouvements segmentaires de la chaîne macromoléculaire. Des changements conformationnels mènent aux fluctuations rotationnelles d’un dipôle autour de la chaîne avec laquelle il est perpendiculairement (rigidement) attaché.
Par ailleurs, la dépendance en température des temps de relaxation associés à la relaxation α ne suit pas un comportement de type Arrhenius, montrant généralement une courbure dans le diagramme d‘Arrhenius. Près de la transition vitreuse, il peut être décrit par un comportement de type Vogel/Fulcher/Tammann (VFT) [Sch 1998] [Run 1997] (cf. § II.1.2.2.2). Le pic de relaxation α observé sur ε » est plus large que celui prévu par Debye mais reste en général d‘une largeur assez faible et asymétrique.
On peut observer que la variation de permittivité de la relaxation , Δεα=εs-ε∞ augmente avec la diminution de la température, surtout autour de la transition vitreuse, cette tendance de la dépendance en température peut être attribuée à l‘augmentation de l‘influence des régions CRR de petites tailles de région de réarrangements coopératifs dans lesquelles les interactions locales dipôle-dipôle (cross-correlation) sont prédominantes.
Le comportement fréquentiel des pics de pertes α et β se décrit relativement bien avec les modèles empiriques (décrits au § II.1.2.1.2) et particulièrement avec le modèle de Havriliak-Negami (H-N).

Relaxations dans un polymère semi-cristallin

Les investigations diélectriques sur les polymères semicristallins ont été discutées par Hoffman et al. [Hof 1966] [Kre 2003] et Ashcraft et al. [Ash 1976] [Kre 2003]. Ce paragraphe se concentrera sur l‘étude de l‘effet de la structure cristalline sur les relaxations diélectriques.
Les propriétés diélectriques des polymères semicristallins ne peuvent pas être comprises sans une connaissance de leur morphologie. Pour cela, des aspects structurels seront récapitulés d’abord. Une discussion plus détaillée de l’état cristallin de polymères a été rapportée dans l‘ouvrage de G. Strobl [Str 2007].

Morphologie de la structure semi-cristalline

Sous l‘influence de certaines actions physiques (typiquement la température) des zones ordonnées, suivant un réseau périodique, peuvent apparaître au sein du polymère, l‘annexe D rappelle les mécanismes à l‘origine de la cristallisation. Dans ces zones dites cristallines les chaînes restent parallèles les unes aux autres, et entre elles s‘établit un réseau d‘interactions transversales qui maintient la solidité de la structure. Du fait de l‘existence des enchevêtrements entre les chaînes qui se conservent dans le solide pendant la formation des zones cristallines, la régularité du parallélisme des chaînes se trouve limitée à des portions restreintes des longueurs de celles-ci. On admet qu’un polymère semi-cristallin est une alternance de lamelles cristallines (épaisseur lc) et de zones amorphes (épaisseur la) (cf. FIG. II.9)
Les lamelles cristallines et la phase amorphe s’organisent en arrangements semi-cristallins dont la taille peut varier d’un micromètre à plusieurs millimètres. Parce que l’épaisseur des lamelles est beaucoup plus petite que la longueur étendue d’une macromolécule, une chaîne choisie peut être une partie de différentes lamelles adjacentes. Sous des conditions spécifiques les polymères se cristallisent sous la forme lamellaire pour former des paquets lamellaires appelés cristallites. Les cristallites radiales (peuvent être considérées comme des rubans) séparées par la phase amorphe, croissent à partir d’un centre pour occuper tout l’espace offert et constituent les sphérolites (Figure II.10 (a)). Les sphérolites de polymère présentent des propriétés optiques particulières. Ainsi, observés par microscopie optique entre polariseur et analyseur croisés, ils présentent souvent une extinction en forme de croix de Malte, selon les axes du polariseur et de l’analyseur (Figure II.10 (a)).
Selon la nature des polymères et les conditions de cristallisation, les matériaux obtenus présentent tous les états intermédiaires entre l‘état amorphe et l‘état cristallin (Figure II.10
(b)). De ce fait, un matériau 100 % cristallin ne peut pas être obtenu par cristallisation dans le volume et un polymère cristallin est toujours semicristallin constitué au moins des deux phases amorphe et cristalline (Figure II.10 (b)).
La Figure II.11 présente un schéma des différents niveaux d‘organisation de la structure semi-cristalline avec une échelle des longueurs caractéristiques.

Table des matières

Chapitre I Isolants d’encapsulation de modules de puissance haute température: besoins et choix de matériaux
I.1. Besoins en électronique de puissance haute température et problématique du packaging21
I.1.1. Besoins en électronique de puissance à haute température
I.1.2. Structure interne d‘un module de puissance
I.1.2.1. Puces semi-conductrices
I.1.2.2. Limitations en température liées au packaging
I.2. Couche d’encapsulation: rôle, solution actuelle, propriétés recherchées
I.2.1. Rôle
I.2.2. Solution actuelle
I.2.2.1. Particularité des gels silicones: leur très grande flexibilité
I.2.2.2. Procédé d’encapsulation
I.2.2.3. Propriétés des gels silicones disponibles et limitation en température
I.2.3. Propriétés recherchées
I.3. Revue des matériaux isolants haute température disponibles et matériaux retenus pour l’étude
I.3.1. Matériaux isolants candidats pour l‘encapsulation haute température: revue et stratégie
I.3.2. Choix des références des matériaux retenus pour l‘étude
I.3.3. Matériaux retenus: synthèses et état de l‘art des propriétés physiques et structurales
I.3.3.1. Généralités sur la famille des élastomères silicones et cas des matériaux retenus
I.3.3.2. Généralités sur la famille des parylènes
I.4. Conclusion
Chapitre II. Généralités sur les isolants solides
II.1. Mécanismes de relaxation diélectrique
II.1.1. Bases de physique pour la polarisation diélectrique
II.1.1.1. Polarisation sous champ statique
II.1.1.2. Différents types de polarisation diélectrique
II.1.1.3. Polarisation dipolaire en fonction du temps
II.1.1.4. Réponse diélectrique dans le domaine fréquentiel
II.1.2. Relaxation dipolaire dans les polymères
II.1.2.1. Modèles de relaxation
II.1.2.2. Influence de la température sur la relaxation dipolaire
II.1.3. Relaxations multiples dans les polymères
II.1.3.1. Relaxations dans un polymère amorphe
II.1.3.2. Relaxations dans un polymère semi-cristallin
II.1.4. Conduction électrique dans le domaine fréquentiel
II.1.4.1. Conductivité électrique en régime AC
II.1.4.2. Dispersion aux basses fréquences
II.1.5. Relaxations interfaciales
II.1.5.1. Modèle de Maxwell – Wagner – Sillars dans le volume
II.1.5.2. Polarisation aux électrodes ou relaxation AC de la charge d‘espace
II.2. Mécanismes de claquage
II.2.1. Claquage thermique
II.2.2. Claquage d‘origine électronique
II.2.2.1. Claquage intrinsèque
II.2.2.2. Claquage associé au volume libre
II.2.2.3. Claquage par avalanche
II.2.3. Claquage électromécanique
II.3. Conclusion
Chapitre III. Matériaux et Dispositifs Expérimentaux
III.1. Mise en oeuvre des matériaux et réalisation des structures de test
III.1.1. Elaboration des échantillons structures test
III.1.1.1. Cas du parylene fluoré PA-F
III.1.1.2. Les élastomères silicones chargés
III.2. Techniques de mesures expérimentales
III.2.1. Caractérisation physico-chimique: spectroscopie infrarouge à transformée de Fourier
III.2.2. Analyses thermiques
III.2.2.1. Analyse enthalpique différentielle par calorimétrie différentielle à balayage
III.2.2.2. Analyse thermo–gravimétrique
III.2.3. Caractérisation structurale : la diffraction de rayons X
III.2.4. Caractérisation optique
III.2.5. Mesures électriques
III.2.5.1. Spectroscopie diélectrique
III.2.5.2. Rupture diélectrique sous Haute Tension
III.3. Conclusion
Chapitre IV. Propriétés des élastomères silicones à haute température 
IV.1. Caractérisations physico-chimiques des élastomères silicones
IV.1.1. Spectroscopie Infrarouge (FTIR)
IV.1.2. Analyse par calorimétrie différentielle à balayage (DSC)
IV.1.3. Analyse thermogravimétrique (ATG)
IV.1.4. Stabilité thermique sous atmosphères inerte et oxydante
IV.2. Caractérisation des propriétés électriques intrinsèques des élastomères silicones sous faible champ : étude entre -150 °C et 300°C
IV.2.1. Propriétés diélectriques à basse température [-150 °C; 25°C]
IV.2.1.1. Effet des transitions thermiques sur la réponse diélectrique
IV.2.2. Réponse diélectrique à haute température [25 °C; 300 °C]
IV.2.2.1. Influence du traitement thermique sur la réponse diélectrique
IV.2.3. Conductivité électrique des élastomères silicones entre 200 °C et 300°C
IV.3. Synthèse sur les propriétés physico-chimiques et électriques des élastomères silicones chargés 1
IV.4. Conclusion
Chapitre V. Caractérisation des films de Parylène-
V.1. Propriétés physico-chimiques du PA-F
V.1.1. Analyse de la structure chimique du PA-F dans le domaine IR
V.1.2. Stabilité thermique : Analyse par thermogravimétrie dynamique et isotherme
V.1.2.1. ATG dynamique sous atmosphère inerte et oxydante
V.1.2.2. ATG isotherme à 350 °C et 400 °C sous air et azote :
V.1.3. Analyse enthalpique différentielle (DSC) :
V.2. Effet d’un traitement thermique
V.2.1. Influence sur les propriétés structurales et physico-chimiques
V.2.1.1. Propriétés structurales
V.2.1.2. Structure chimique
V.2.1.3. Etude Optique
V.2.2. Influence du traitement thermique sur les propriétés électriques
V.2.2.1. Spectroscopie diélectrique
V.2.2.2. Rigidité diélectrique des films de PA-F : Etude entre 25 °C et 400 °C
V.3. Effet de l’épaisseur initiale des films de PA-F
V.3.1. Influence sur les propriétés structurales et physico-chimiques
V.3.1.1. Propriétés structurales en fonction de l‘épaisseur
V.3.1.2. Etude physico-chimique en fonction de l‘épaisseur
V.3.2. Influence de l‘épaisseur sur les propriétés électriques
V.3.2.1. Spectroscopie diélectrique
V.3.2.2. Rigidité diélectrique à 25 °C
V.4. Conclusion
Conclusion Générale
Annexes
Références Bibliographiques

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