江漢文， 俞星星， 薛名山， 彭同華， 洪 珍， 梁丹妮

（南昌航空大學 材料科學與工程學院，南昌 330063）

引 言

自集成電路發(fā)明以來，半導體材料已先后經(jīng)歷了三代。其中第三代半導體又稱寬禁帶半導體，包含了碳化硅（SiC）、氮化鎵（GaN）等化合物材料[1-3]。SiC 因具有寬帶隙、高臨界擊穿電場、高電子飽和漂移速度等優(yōu)異特性，在半導體電子功率器件和陶瓷材料等方面具有重要的應用價值，是第三代半導體材料的主要代表[1-2]。正如表1 所列出的三代半導體材料的性能，相比第一代硅基半導體，SiC 的帶隙寬度、熱導率大約是硅的3 倍，臨界擊穿電場大約是硅的7 倍，電子漂移速度大約是硅的2 倍[4-5]。正因如此，SiC 半導體材料具有廣泛的應用前景，并被廣泛應用于工業(yè)、醫(yī)療、軍事、航空和信息通訊等領域[5-7]。

表1 三代半導體材料的主要性能參數(shù)[2]

尤其值得注意的是，SiC 材料還具有優(yōu)異的導熱性能，其理論導熱率可以達到490 W?m?1?K?1，在非導電材料中已屬佼佼者。電子器件在工作時，不可避免地會產(chǎn)生熱量，電子器件的工作效率會因其工作溫度的升高而下降，如不及時解決其散熱問題，將導致電子器件無法高效工作，甚至損壞。在以5G 通信為代表的新一代信息技術中，相比以往成倍增長的高密度熱流的散熱問題愈加突出。在以SiC 為基底開發(fā)的新一代大功率高密度器件中，將不僅可以利用SiC 的高導熱性，還可以充分發(fā)揮其優(yōu)異的熱穩(wěn)定性和耐腐蝕性等。例如，在半導體器件的基底材料、高導熱陶瓷材料、半導體加工的加熱器和加熱板、核燃料的膠囊材料以及壓縮機泵的氣密封環(huán)中，都可以看到SiC 導熱性能的應用[8-9]。然而，SiC 的制造工藝成本較高以及制造過程中產(chǎn)生的晶體缺陷，是制約其在電子器件和陶瓷材料領域廣泛應用的主要因素[10]。如SiC 器件的批量生產(chǎn)需要精心設計的穩(wěn)健架構和復雜的制造工藝，而晶體缺陷對SiC 的熱力學性能和化學性能有著重要的影響，都需要進一步進行深入系統(tǒng)地研究。基于目前和未來信息技術對高導熱散熱的需求，本論文對SiC 的晶體結構、導熱機理和影響其導熱性的多型體、二次相、晶體尺寸、孔隙率、溫度等因素進行了分析，并討論了SiC 摻雜對導熱性能的影響，總結了SiC 作為導熱材料的應用及其國內(nèi)外最新研究進展，并展望了SiC 作為導熱材料的未來發(fā)展趨勢。

1 SiC 的晶體結構與導熱機理

1.1 SiC 的晶體結構

SiC 晶體的主要結構基本單元是Si 原子和C 原子通過sp3共價鍵結合在一起形成的正四面體。這些原子堆積成兩個主配位四面體SiC4和CSi4結構，其中四個C 或Si 原子連接到一個中心Si 或C 原子上[11]。這些四面體通過其角連接緊密堆積形成的結構稱為多型體，其在平行堆積平面的維度上的堆積順序相似，但在垂直堆積平面的維度上的堆疊順序則有所不同[12]。典型的SiC 多型體結構有3C、4H、6H 和15R-SiC 等（其中數(shù)字表示多型體結構的層數(shù)，字母表示晶格的對稱性，如C：立方體；H：六角形；R：菱面體）。SiC 中的堆積順序可以用ABC 表示法，通過將一層固定為A 層并將其他層堆積的六邊形順序或原子序列的位置與A 層位置一一對應，堆積中其他位置的原子層稱為B、C 層，如圖1 所示（如3C 表示為ABC，4H 表示為ABCB，6H 表示為ABCACB）。

圖1 3C-SiC、4H-SiC、6H-SiC 多型體的堆積結構(黑色為Si 原子，白色為C 原子)

SiC 的物理性質和熱學性質都是由多型體結構決定，現(xiàn)已發(fā)現(xiàn)約有250 種SiC 的多型體。表2列出了3C-SiC、4H-SiC、6H-SiC 多型體的性能參數(shù)。其中兩種基本的多型體備受關注，一種是α-SiC，另一種是β-SiC，分別稱為六方和立方多型體。α-SiC 晶體最常見的多型體有2H、4H、6H 和15R，而3C 是β-SiC 晶體的基本多型體[12]。這些多型體之間的差別非常小，在一定溫度范圍內(nèi)可以相互轉化。

表2 3C-SiC 與4H、6H-SiC 的性能參數(shù)[14]

1.2 SiC 的導熱機理

SiC 材料的導熱性與大多數(shù)介電固體一樣，主要受熱彈性波（稱為聲子）傳遞的影響[13]。對于聲子導熱，熱阻主要來源于聲子傳遞過程中各種物質引起的散射作用。聲子散射的影響因素主要有4 種：1）聲子－聲子之間的相互作用。在聲子與聲子的碰撞過程中，溫度越低，聲子間碰撞的概率越小，平均自由程就越大，導熱性越高；反之，導熱性越低；2）點缺陷（空位等）的散射作用。聲子散射強弱與點缺陷的大小和聲子波長的相對大小有關。在低溫時為長波，波長比點缺陷大的多，平均自由程與溫度T4成反比；在高溫下，波長和點缺陷大小相近，平均自由程為一個常數(shù)；3）線缺陷（位錯等）的散射作用。在位錯附近有應力場存在，會引起聲子的散射，其散射與T2成正比。平均自由程與T2成反比，溫度越高導熱性就越低；4）面缺陷（晶界等）的散射作用。晶界的散射與晶體直徑成反比，平均自由程與晶體直徑成正比，晶體尺寸越大，導熱性就越高。因此，隨著溫度的升高，聲子的傳輸容易被其他物質影響而導致聲子發(fā)生散射，其平均自由程減小，從而降低熱導率。

聲子平均自由程（L）可以通過以下方式與特定溫度T范圍內(nèi)的倒數(shù)相關表示：

同時在實際的SiC 制備過程中，不可避免地會存在晶體缺陷（二次相、晶體尺寸、密度、孔隙率、雜質等），這些缺陷導致聲子發(fā)生散射，進一步減小平均自由程，降低導熱率。對于SiC 熱彈性波傳輸?shù)膶嵝钥梢酝ㄟ^導熱率（k）來表示：

其中， ρ是SiC 的堆積密度（g?cm?3），Cp是SiC 的比熱容（J?g?1?k?1）， ν是SiC 的彈性波速度（cm?s?1）。另外，也可以通過直接測量SiC 的堆積密度 ρ和熱擴散率α（cm2?s?1）來簡單地確定其導熱系數(shù)：

如果在特定溫度范圍內(nèi)，SiC 的Cp和 ν近似恒定時，導熱系數(shù)（k）和熱擴散系數(shù)（ α）與溫度成反比。

2 SiC 導熱性的影響因素

SiC 的導熱性主要受其晶體缺陷的影響，晶體缺陷包括SiC 的二次相和晶體邊界等[15]。SiC 二次相的比例取決于燒結添加劑的數(shù)量和組成，晶體邊界的性質取決于燒結助劑的組成成分及燒結條件。

2.1 多型體對SiC 導熱性的影響

熱壓條件下燒結得到的SiC 聚集體的導熱性會隨SiC 多型體的類型以及濃度不同而有很大改變，并且對溫度有一定的依賴性。Dean 等[13]通過在2000℃下熱壓與足夠的Al2O3燒結助劑條件下得到具有4H、3C-SiC 多型體的聚集體。研究發(fā)現(xiàn)，在室溫下3C-SiC 多型體濃度越高的聚集體，其導熱性越高。隨著4H 多型體濃度的增加，聚集體的導熱率明顯下降。這可能是在熱壓過程中氧化物燒結添加劑固溶到3C-SiC 中導致轉化為4HSiC，因為存在于晶格中的氧會產(chǎn)生額外的硅空位，這些空位導致聲子散射。此外，在低溫下，不同濃度的4H 和3C-SiC 多型體組成的SiC 聚集體的熱導率隨溫度的升高而降低，但是在高溫下這種改變不明顯。這是由于聲子與聲子、聲子與缺陷之間的相互作用導致聲子平均自由程顯著下降，從而使導熱率下降；而在高溫下，聲子的平均自由程為常數(shù)，導熱率基本保持穩(wěn)定。

2.2 微結構對SiC 導熱性的影響

材料表面和內(nèi)部的微結構對導熱性具有重要影響。例如，反應結合SiC（RBSC）復合材料的導熱性降低主要是因為二次相、晶體尺寸、密度等結構缺陷引入的熱阻所致。另外，溫度和退火熱處理對導熱性也有一定的影響，因為溫度會誘導晶體缺陷和相變的變化[15]。在低溫下RBSC 的導熱系數(shù)更接近于Si，隨著溫度的升高，RBSC 的導熱系數(shù)更接近于SiC。Sigl 等[16]指出室溫下Y3Al5O12氧化物相的存在會顯著降低RBSC 復合材料的導熱系數(shù)，因為Y3Al5O12氧化物是一種導熱系數(shù)極低的相。Yu 等[17]進一步指出，二次相會通過形成非晶層破壞晶粒的連接，從而降低復合材料的導熱系數(shù)。另外，Aghajanian 等[18]研究了晶體尺寸對RBSC 復合材料導熱系數(shù)的影響。研究發(fā)現(xiàn)，當復合材料的平均晶體尺寸從6 μm 增加到50 μm 時，導熱系數(shù)從137 W?m?1?K?1增加到188 W?m?1?K?1。這說明RBSC 復合材料導熱性隨著晶體尺寸增加而增加。此外，還有人研究了溫度對體積比為80%與90%（體積分數(shù)）SiC 的RBSC 復合材料導熱性的影響[19]。在室溫下，80%和90%的復合材料密度分別為2.965 g?cm?3和3.066 g?cm?3。研究發(fā)現(xiàn)，這兩個不同體積比的復合材料在室溫下熱導率分別為185.7 W?m?1?K?1和211.4 W?m?1?K?1，在1173 K時分別降低到51.46 W?m?1?K?1和55.77 W?m?1?K?1。其中90%（體積分數(shù)）SiC 的RBSC 的導熱系數(shù)略高于80%的RBSC，這表明密度越大的RBSC 復合材料，其導熱性越高，主要是由于SiC 的體積百分比更高，而SiC 的導熱系數(shù)比Si 高得多。同時兩種RBSC 復合材料的比熱容隨溫度的增加大致遵循相同的上升趨勢，基本可認為在高溫下RBSC 復合材料的導熱性可能存在與相變有關的結構機理。研究發(fā)現(xiàn)，在高溫下非晶態(tài)的Si 相會轉變?yōu)榻Y晶Si 相，高溫下的Si 相變有助于RBSC 的熱性能改善，因為Si 晶體的熱導率比非晶態(tài)的Si 高大約兩個數(shù)量級[20]。另外，通過后加工退火可以消除殘留的a-Si 和其他結構缺陷，從而進一步提高RBSC 復合材料的導熱性。經(jīng)退火后體積比為80%SiC 的RBSC 的熱導率從185.7 W?m?1?K?1增加到192.3 W?m?1?K?1，而90%SiC 的RBSC 的熱導率從211.4 W?m?1?K?1增加至221.9 W?m?1?K?1[15]。導熱系數(shù)的增加與非晶硅相變和其他結構變化的效果一致，這表明退火處理改進了RBSC 復合材料的微結構，從而改善了其熱性能。

2.3 孔隙對SiC 導熱性的影響

基于固體材料的導熱機理，孔隙會嚴重影響聲子的傳輸，從而導致其導熱性隨著孔隙率的增加而降低。例如，孔隙作為C-SiC 復合材料的固有結構缺陷，對其導熱性有著重要影響。熱擴散和熱輻射是C-SiC 復合材料導熱的主要媒介[21]。Wang 等[22]通過氧化碳相將孔隙引入C-SiC 復合材料，研究發(fā)現(xiàn)，隨著溫度的升高，熱擴散率迅速下降。這是由于聲子的振動頻率加快，從而增加了聲子碰撞的概率，聲子平均自由程減小，導熱性降低?？紫秾釘U散率的影響主要與孔的數(shù)量（即孔隙率）有關。在相同溫度下，C-SiC 復合材料的熱擴散率隨孔隙率的增加而緩慢降低，說明孔隙率削弱了C-SiC 的熱擴散率。同時對于C-SiC 復合材料，本征結構主要是碳纖維、熱解碳（PyC）相、SiC 基體和SiC 涂層。當PyC 相和碳纖維逐漸被氧化消失時，消失的碳相會改變CSiC 的微觀結構和化學成分，主要是增加了孔隙率和減少導熱路徑，從而引起聲子散射導致熱擴散率下降[23]。另外，C-SiC 中孔隙對熱輻射也有很大影響。不同位置的孔隙對熱輻射的影響也不同，位于C-SiC 表面上的孔隙改善了熱輻射，但位于內(nèi)部的孔隙會吸收并反射了底部的熱輻射，從而降低了熱輻射[24]。

3 SiC 導熱材料的最新研究進展

SiC 材料的導熱率主要取決于：1）燒結助劑的數(shù)量、化學計量比、化學性質以及相關的晶界厚度和結晶度；2）晶粒尺寸；3）SiC 晶體中雜質原子的類型和濃度；4）燒結氣氛；5）燒結后的熱處理等。表3 列出了三種燒結方法添加不同燒結助劑下SiC 的導熱率。目前為了制備具有高導熱率的陶瓷，改善SiC 陶瓷導熱性的策略主要包括：1）采取從添加劑混合物中去除含氧化合物，以及選擇從SiC 晶格中去除氧的燒結添加劑組合物。因為晶格中的氧會產(chǎn)生額外的硅空位，這些空位導致聲子散射[25]；2）最大限度地減少氧化物燒結添加劑的用量，因為氧化物或碳氧化物相的熱導率明顯低于SiC 晶格的熱導率[26]。

表3 不同燒結方法添加不同燒結劑下SiC 的導熱率

3.1 無摻雜快速熱壓SiC 陶瓷的導熱性

在燒結過程中摻雜燒結添加劑對于SiC 陶瓷的導熱性有著一定的影響。文獻[36]報道了快速熱壓造粒粉末制備的兩種不同SiC 陶瓷：一種是不使用任何含氧化物的燒結添加劑（RHP0），另一種是使用體積比為0.79%（體積分數(shù)）的Y2O3-Sc2O3添加劑（RHP79）。研究發(fā)現(xiàn)，隨著溫度的升高，導致聲子散射增加，使得SiC 陶瓷材料的熱擴散系數(shù)和導熱系數(shù)隨溫度升高而降低。在室溫下RHP0 的熱擴散系數(shù)和導熱系數(shù)分別為57.4 mm2?s?1和164.4 W?m?1?K?1，在480℃下時分別為18.3 mm2?s?1和60.2 W?m?1?K?1。同樣，在室溫下RHP79 的相應值為50.8 mm2?s?1和116.8 W?m?1?K?1，在480 ℃下的17.0 mm2?s?1和62.0 W?m?1?K?1。同時，有人燒結了體積分數(shù)為2%的Y2O3（SiC-2Y）的SiC 陶瓷[37]。研究發(fā)現(xiàn)，在室溫下，陶瓷的熱擴散系數(shù)和熱導系數(shù)分別為83.0 mm2?s?1和188.6 W?m?1?K?1，而在500℃下，其熱擴散系數(shù)和熱導系數(shù)分別降低到14.4 mm2?s?1和52.4 W?m?1?K?1。Terrani 等[38]用質量分數(shù)為9%的Al2O3-Y2O3（SiC-9AY）燒結制備SiC 陶瓷。當溫度從室溫升高到500 ℃時，陶瓷的導熱系數(shù)從58 W?m?1?K?1穩(wěn)定下降到42 W?m?1?K?1。在室溫下，SiC-2Y 材料（188.6 W?m?1?K?1）的熱導率高于RHP0（164.4 W?m?1?K?1），這是由于Y2O3添加劑在燒結過程中從SiC 晶格吸收氧雜質[29]。在室溫下，SiC-9AY 的熱導率（58 W?m?1?K?1）比RHP0（164.4 W?m?1?K?1）低，這是由于SiC 晶格中摻入了Al，使其晶格中產(chǎn)生點缺陷，從而引起了聲子散射[30]。對于SiC 陶瓷材料，可以根據(jù)以下公式將熱導率估算為對材料的熱阻率的各種貢獻的線性總和的倒數(shù)：

其中R代表熱阻率，下標m、gb 和u 分別表示基體、晶界和散射[39]?；w電阻率覆蓋了SiC 晶粒中存在的缺陷的影響，這些缺陷包括點缺陷、固溶體中的原子、位錯等。Rm與SiC 晶粒中的缺陷有關，Rgb與晶體尺寸大小相關，Ru是聲子?聲子相互作用的影響。陶瓷材料中，在室溫～500℃的溫度范圍內(nèi)，缺陷濃度和晶粒尺寸的變化可以忽略不計。由于Ru的升高，熱擴散率隨溫度升高而降低。聲子散射隨著溫度的升高而增加，從而導致熱擴散率降低。因此，SiC 導熱率的溫度影響可以通過高溫下熱擴散率的降低來解釋。

3.2 鋁、硼和碳等單質摻雜對SiC 陶瓷導熱性的影響

通過添加鋁、硼和碳等單質，可以使多孔SiC 陶瓷的堆積密度增加，導致孔隙率以及孔徑減小，從而提高其導熱性。Yoshida 等[40]通過Al、B 和C 添加劑進行無壓燒結制備了具有原位板狀晶粒的多孔SiC 陶瓷，進而研究了Al、B 和C 添加劑對多孔SiC 陶瓷熱性能的影響。研究發(fā)現(xiàn)，含B-C 添加劑的多孔SiC 陶瓷的堆積密度和孔隙率分別為1.67 g?cm?3和47%。含Al-B-C 添加劑的多孔SiC 陶瓷的堆積密度在1.44～1.92 g?cm?3之間，其孔隙率在37%～53%之間。用B-C 添加劑燒結的多孔SiC 陶瓷的熱導率為14 W?m?1?K?1，用Al-B-C 添加劑燒結的多孔SiC 陶瓷的熱導率為4～16 W?m?1?K?1。與含有B-C 添加劑的多孔SiC陶瓷相比，當Al 添加劑質量分數(shù)小于0.1%時，Al-B-C 添加劑燒結的多孔SiC 陶瓷顯示出較低的堆積密度和較高的孔隙率。當Al 添加劑的質量分數(shù)大于0.1%時，多孔SiC 陶瓷的堆積密度則增加到1.8～1.9 g?cm?3，而其孔隙率降低到37～39%。說明在Al 添加劑質量分數(shù)大于0.1%時，多孔SiC 陶瓷的堆積密度增加使得孔隙率降低。而當質量分數(shù)超過0.5%的Al 添加劑時，不會增加多孔SiC 陶瓷的堆積密度，其孔隙率不再降低。研究表明，BC 體系中添加0.1～0.5 wt%的Al 增強了多孔SiC陶瓷的燒結性，從而提高了其導熱性。

3.3 氧化物摻雜對SiC 陶瓷導熱性的影響

在SiC 陶瓷中，氧化物燒結劑對SiC 陶瓷的導熱性有著明顯的影響。Kim 等[41]通過在1850℃的氬氣（SCA）和氮氣（SCN）氣氛中進行熱壓，并使用新的氧化物燒結添加劑（Y2O3-Sc2O3-MgO 等），可以成功地由亞微米β-SiC 粉制備出致密SiC 陶瓷。研究發(fā)現(xiàn)，Y2O3-Sc2O3-MgO 添加劑與SiO2（SiC 顆粒上的氧化膜）的加熱反應過程中，在氬氣中形成Y-Sc-Mg-Si-O 熔體，同時在氮氣中形成YSc-Mg-Si-ON 熔體。隨著溫度的升高，在氬氣和氮氣氣氛中燒結過程中，SiC 高溫溶解后分別形成了Y-Sc-Mg-Si-OC 和Y-Sc-Mg-Si-OCN 熔體，在液相燒結下使其致密化。研究發(fā)現(xiàn)，氧化物燒結添加劑能夠降低SiC 晶格中的氧含量，從而提高導熱性。其中SCA 的熱導率比SCN 的熱導率高，這是因為SCA 的晶格氧含量比SCN 小，并且SCA 的晶粒尺寸比SCN 大導致。同時發(fā)現(xiàn)SCA 中SiC 陶瓷的熱擴散率和熱容為39.9 mm2?s?1和0.880 J?g?1?K?1，SCN 中分別為39.7 mm2?s?1和0.771 J?g?1?K?1。SCA和SCN 中SiC 陶瓷熱導率分別為113.9 和99.3 W?m?1?K?1。兩者熱導率值略高在1900℃以下溫度合成的SiC 陶瓷的熱導率值（55～80 W?m?1?K?1）[27]。用體積比為10%Al2O3-Y2O3添加劑燒結的SiC 陶瓷導熱率為55 W?m?1?K?1；7%Al2O3-Y2O3-CaO-SrO添加劑燒結的SiC 陶瓷導熱率為76 W?m?1?K?1[29]；9 wt%Al2O3-Y2O3-CaO 添加劑燒結的SiC 陶瓷導熱率為80 W?m?1?K?1[28]。在低于1900 ℃的溫度下的SiC 陶瓷所獲得的SCA 熱導率最高（約114 W?m?1?K?1）。

SCA 的高導熱性可歸因于Y2O3-Sc2O3-MgO添加劑的促進作用。由于SiC 晶格會產(chǎn)生點缺陷，O 和Al 是SiC 晶格中最不利于熱傳導的雜質[34]，可以通過Y2O3-Sc2O3-MgO 添加劑形成Y-Sc-Mg-Si-OC 熔體來降低SiC 晶格中的晶格氧含量。例如，在氬氣中燒結（SCA）的SiC 陶瓷，晶格氧含量從起始值的0.67%降低到熱壓后的0.23%。在氮氣（SCN）中燒結的SiC 陶瓷中，晶格氧含量從0.67%降低到0.30%。同時，在2050 ℃氮氣氛下，用Y2O3-Sc2O3-MgO 燒結的SiC 陶瓷熱導率值遠低于用Y2O3-Sc2O3燒結的SiC 陶瓷。體積比為1 vol%Y2O3-Sc2O3（ SC1） 和0.79 vol%Y9O3-Sc2O（SC0.79）燒結的SiC 陶瓷的導熱系數(shù)分別為234 W?m?1?K?1和262 W?m?1?K?1[42]。其能夠實現(xiàn)了如此高的熱導率，這是由于Y2O3-Sc2O3添加劑具有以下作用：1）Y2O3-Sc2O3添加劑用作除氧劑并通過形成(Sc、Y)2Si2O7相降低了SiC 晶格中的氧含量；2）存在干凈的SiC-SiC 邊界，這增加了SiC 晶粒之間的連續(xù)性；3）由于元素之間的離子尺寸差異大，SiC 晶格中釔溶解度不足。此外，當在Y2O3-Sc2O3添加劑體系中添加0.5%的MgO 時，SiC 陶瓷 的 導 熱 系 數(shù) 從234 W?m?1?K?1（SC1）和262 W?m?1?K?1（SC0.79）分 別 降 低 到114 W?m?1?K?1（SCA）和199 W?m?1?K?1（SCN）。導致這種結果是因 為：1）SiC 的 晶 粒 尺 寸（SCA 和SCN 分 別 為0.59 和0.51 μm）小于SC1（6.5 μm）和SC0.79（10.7 μm）。較小的晶粒尺寸導致每單位體積更多的晶界，導致聲子在晶界處的散射增加。這是由于SCN 的晶粒尺寸小于SCA，SCN 的熱導率（99 W?m?1?K?1）低于SCA（114 W?m?1?K?1）。2）盡管SCA 和SCN 的燒結溫度低于SC1 和SC0.79 的溫度，但SCA 和SCN 的相變更明顯（約58%的β-SiC 轉變?yōu)棣?SiC），比SC1（β-SiC 的30%轉化為α-SiC）和SC0.79（β-SiC 的36%轉化為α-SiC）都高。與Y-Sc-Si-OCN 熔體相比，這是因為Y-Sc-Mg-Si-OC 和Y-Sc-Mg-Si-OCN 熔體的粘度較低。相變在SiC 晶粒中產(chǎn)生更多的β-α 相界，從而增加了界面處的聲子散射[43]；3）與SC1 和SC0.79 相比，1.87%的Y2O3-Sc2O3-MgO 添加劑形成了大量的晶界相。這是由于Y-Sc-Mg-Si-OC 和Y-Sc-Mg-Si-OCN 相的熱導率低于SiC 陶瓷的熱導率。因此，大量的添加劑也會導致所得SiC 陶瓷的熱導率降低。

4 SiC 導熱材料的應用前景

SiC 具有高導熱、禁帶寬度大、電子飽和遷移速率高和臨界擊穿電場高等優(yōu)異性質，其優(yōu)異的綜合性能彌補了傳統(tǒng)半導體材料與器件在實際應用中的不足，在電動汽車、手機通信芯片等領域具有廣泛的應用前景[44]。由于SiC 有著更高的可靠性、更高的工作溫度，更高的效率，更小的尺寸和更高的電壓承受能力，可應用于主驅板、車載充電機和電源模塊等功率器件，從而可大幅度提高效率，給電動汽車增加續(xù)航能力。同時，SiC 具有良好的導熱性能，使用SiC 半導體功率器件可以縮小電池尺寸以及更有效地轉換能量，從而降低總成器件的成本。SiC 陶瓷作為一種高性能結構陶瓷材料，具有優(yōu)異的熱性能，可廣泛應用于耐高溫、加熱與熱交換工業(yè)領域[45]：

1）高溫應用領域：SiC 陶瓷具有的高溫強度高、耐高壓、高溫蠕動性小等優(yōu)點，能適應各種高溫環(huán)境。例如，SiC 橫梁，適用于工業(yè)窯爐中的承重結構架，它高溫力學性能優(yōu)異，抗高溫蠕變性好，長期使用不彎曲變形。SiC 棍棒用于高溫燒成帶，具有良好的導熱性能，節(jié)約能源的同時不增加窯車重量。SiC 冷風管用于窯的降溫帶，耐急冷熱性能好，其使用壽命是不銹鋼管或氧化鋁等耐火材料的5～10 倍。另外，由于SiC 陶瓷突出的高溫強度、優(yōu)良的抗高溫抗蠕變能力以及抗熱震性，使其成為火箭、飛機、汽車發(fā)動機和燃汽輪機中熱機部件的主要材料之一，通用汽車公司研制的AGT100 車用陶瓷燃氣輪機就采用SiC 陶瓷用作燃燒室環(huán)、燃燒室筒體、導向葉片和渦輪轉子等高溫部件。

2）加熱與熱交換工業(yè)領域：SiC 陶瓷具有的低熱膨脹系數(shù)、高導熱率、抗熱沖擊性，可廣泛應用于加熱與熱交換工業(yè)領域。例如，SiC 噴火嘴，其高熱導率結合其低熱膨脹，抗熱震性遠優(yōu)于碳化鎢，耐高溫，耐極冷極熱，使用溫度大于1400 ℃，還可被加工成各種形狀，適用于明火直接加熱和輻射管間接加熱系統(tǒng)的工業(yè)窯爐中。在通常情況下，工業(yè)窯爐中釋放的氣體不僅溫度高而且有腐蝕性，這就要求熱交換器同時具有耐高溫、耐腐蝕和抗熱震性，可承受大的熱應力。SiC 換熱器則滿足了這一需求，換熱器內(nèi)部分為空氣通道和煙氣通道，能有效地進行煙氣回收，具有超強的耐磨性和完全的不滲透性，允許介質以高速通過，且熱交換率高，是一種理想的節(jié)能裝置。SiC 輻射管，用于輻射管間接加熱系統(tǒng)，良好的熱傳導性能可以極大提高散熱效果，顯著節(jié)約能源，同時使得整個加熱系統(tǒng)的運行壽命增加，有效降低維護成本。

5 總結與展望

綜上所述，SiC 由于化學性能穩(wěn)定、導熱系數(shù)高、熱膨脹系數(shù)小等優(yōu)點，在涉及導熱散熱領域的各行各業(yè)都具有廣泛的應用前景。國內(nèi)外已經(jīng)對SiC 作為導熱散熱材料進行了廣泛而深入的研究，但是其導熱性能仍有待提高，主要體現(xiàn)在SiC 的制作成本較高、晶體缺陷問題仍未完全解決、SiC 器件制造工藝難度較高、SiC 摻雜工藝與表界面缺陷控制等。因此，需要進一步改進燒結合成工藝，采用新的技術，降低燒結溫度，減小晶體缺陷，提高致密性等，制備出導熱性能更高的SiC 材料，從而培育出具有自主知識產(chǎn)權、具有國際競爭力的SiC導熱材料產(chǎn)業(yè)。