碳化硅在导热材料中的应用及其最新研究进展

江汉文， 俞星星， 薛名山， 彭同华， 洪 珍， 梁丹妮

（南昌航空大学 材料科学与工程学院，南昌 330063）

引 言

自集成电路发明以来，半导体材料已先后经历了三代。其中第三代半导体又称宽禁带半导体，包含了碳化硅（SiC）、氮化镓（GaN）等化合物材料[1-3]。SiC 因具有宽带隙、高临界击穿电场、高电子饱和漂移速度等优异特性，在半导体电子功率器件和陶瓷材料等方面具有重要的应用价值，是第三代半导体材料的主要代表[1-2]。正如表1 所列出的三代半导体材料的性能，相比第一代硅基半导体，SiC 的带隙宽度、热导率大约是硅的3 倍，临界击穿电场大约是硅的7 倍，电子漂移速度大约是硅的2 倍[4-5]。正因如此，SiC 半导体材料具有广泛的应用前景，并被广泛应用于工业、医疗、军事、航空和信息通讯等领域[5-7]。

表1 三代半导体材料的主要性能参数[2]

尤其值得注意的是，SiC 材料还具有优异的导热性能，其理论导热率可以达到490 W•m−1•K−1，在非导电材料中已属佼佼者。电子器件在工作时，不可避免地会产生热量，电子器件的工作效率会因其工作温度的升高而下降，如不及时解决其散热问题，将导致电子器件无法高效工作，甚至损坏。在以5G 通信为代表的新一代信息技术中，相比以往成倍增长的高密度热流的散热问题愈加突出。在以SiC 为基底开发的新一代大功率高密度器件中，将不仅可以利用SiC 的高导热性，还可以充分发挥其优异的热稳定性和耐腐蚀性等。例如，在半导体器件的基底材料、高导热陶瓷材料、半导体加工的加热器和加热板、核燃料的胶囊材料以及压缩机泵的气密封环中，都可以看到SiC 导热性能的应用[8-9]。然而，SiC 的制造工艺成本较高以及制造过程中产生的晶体缺陷，是制约其在电子器件和陶瓷材料领域广泛应用的主要因素[10]。如SiC 器件的批量生产需要精心设计的稳健架构和复杂的制造工艺，而晶体缺陷对SiC 的热力学性能和化学性能有着重要的影响，都需要进一步进行深入系统地研究。基于目前和未来信息技术对高导热散热的需求，本论文对SiC 的晶体结构、导热机理和影响其导热性的多型体、二次相、晶体尺寸、孔隙率、温度等因素进行了分析，并讨论了SiC 掺杂对导热性能的影响，总结了SiC 作为导热材料的应用及其国内外最新研究进展，并展望了SiC 作为导热材料的未来发展趋势。

1 SiC 的晶体结构与导热机理

1.1 SiC 的晶体结构

SiC 晶体的主要结构基本单元是Si 原子和C 原子通过sp3共价键结合在一起形成的正四面体。这些原子堆积成两个主配位四面体SiC4和CSi4结构，其中四个C 或Si 原子连接到一个中心Si 或C 原子上[11]。这些四面体通过其角连接紧密堆积形成的结构称为多型体，其在平行堆积平面的维度上的堆积顺序相似，但在垂直堆积平面的维度上的堆叠顺序则有所不同[12]。典型的SiC 多型体结构有3C、4H、6H 和15R-SiC 等（其中数字表示多型体结构的层数，字母表示晶格的对称性，如C：立方体；H：六角形；R：菱面体）。SiC 中的堆积顺序可以用ABC 表示法，通过将一层固定为A 层并将其他层堆积的六边形顺序或原子序列的位置与A 层位置一一对应，堆积中其他位置的原子层称为B、C 层，如图1 所示（如3C 表示为ABC，4H 表示为ABCB，6H 表示为ABCACB）。

图1 3C-SiC、4H-SiC、6H-SiC 多型体的堆积结构(黑色为Si 原子，白色为C 原子)

SiC 的物理性质和热学性质都是由多型体结构决定，现已发现约有250 种SiC 的多型体。表2列出了3C-SiC、4H-SiC、6H-SiC 多型体的性能参数。其中两种基本的多型体备受关注，一种是α-SiC，另一种是β-SiC，分别称为六方和立方多型体。α-SiC 晶体最常见的多型体有2H、4H、6H 和15R，而3C 是β-SiC 晶体的基本多型体[12]。这些多型体之间的差别非常小，在一定温度范围内可以相互转化。

表2 3C-SiC 与4H、6H-SiC 的性能参数[14]

1.2 SiC 的导热机理

SiC 材料的导热性与大多数介电固体一样，主要受热弹性波（称为声子）传递的影响[13]。对于声子导热，热阻主要来源于声子传递过程中各种物质引起的散射作用。声子散射的影响因素主要有4 种：1）声子－声子之间的相互作用。在声子与声子的碰撞过程中，温度越低，声子间碰撞的概率越小，平均自由程就越大，导热性越高；反之，导热性越低；2）点缺陷（空位等）的散射作用。声子散射强弱与点缺陷的大小和声子波长的相对大小有关。在低温时为长波，波长比点缺陷大的多，平均自由程与温度T4成反比；在高温下，波长和点缺陷大小相近，平均自由程为一个常数；3）线缺陷（位错等）的散射作用。在位错附近有应力场存在，会引起声子的散射，其散射与T2成正比。平均自由程与T2成反比，温度越高导热性就越低；4）面缺陷（晶界等）的散射作用。晶界的散射与晶体直径成反比，平均自由程与晶体直径成正比，晶体尺寸越大，导热性就越高。因此，随着温度的升高，声子的传输容易被其他物质影响而导致声子发生散射，其平均自由程减小，从而降低热导率。

声子平均自由程（L）可以通过以下方式与特定温度T范围内的倒数相关表示：

同时在实际的SiC 制备过程中，不可避免地会存在晶体缺陷（二次相、晶体尺寸、密度、孔隙率、杂质等），这些缺陷导致声子发生散射，进一步减小平均自由程，降低导热率。对于SiC 热弹性波传输的导热性可以通过导热率（k）来表示：

其中， ρ是SiC 的堆积密度（g•cm−3），Cp是SiC 的比热容（J•g−1•k−1）， ν是SiC 的弹性波速度（cm•s−1）。另外，也可以通过直接测量SiC 的堆积密度 ρ和热扩散率α（cm2•s−1）来简单地确定其导热系数：

如果在特定温度范围内，SiC 的Cp和 ν近似恒定时，导热系数（k）和热扩散系数（ α）与温度成反比。

2 SiC 导热性的影响因素

SiC 的导热性主要受其晶体缺陷的影响，晶体缺陷包括SiC 的二次相和晶体边界等[15]。SiC 二次相的比例取决于烧结添加剂的数量和组成，晶体边界的性质取决于烧结助剂的组成成分及烧结条件。

2.1 多型体对SiC 导热性的影响

热压条件下烧结得到的SiC 聚集体的导热性会随SiC 多型体的类型以及浓度不同而有很大改变，并且对温度有一定的依赖性。Dean 等[13]通过在2000℃下热压与足够的Al2O3烧结助剂条件下得到具有4H、3C-SiC 多型体的聚集体。研究发现，在室温下3C-SiC 多型体浓度越高的聚集体，其导热性越高。随着4H 多型体浓度的增加，聚集体的导热率明显下降。这可能是在热压过程中氧化物烧结添加剂固溶到3C-SiC 中导致转化为4HSiC，因为存在于晶格中的氧会产生额外的硅空位，这些空位导致声子散射。此外，在低温下，不同浓度的4H 和3C-SiC 多型体组成的SiC 聚集体的热导率随温度的升高而降低，但是在高温下这种改变不明显。这是由于声子与声子、声子与缺陷之间的相互作用导致声子平均自由程显著下降，从而使导热率下降；而在高温下，声子的平均自由程为常数，导热率基本保持稳定。

2.2 微结构对SiC 导热性的影响

材料表面和内部的微结构对导热性具有重要影响。例如，反应结合SiC（RBSC）复合材料的导热性降低主要是因为二次相、晶体尺寸、密度等结构缺陷引入的热阻所致。另外，温度和退火热处理对导热性也有一定的影响，因为温度会诱导晶体缺陷和相变的变化[15]。在低温下RBSC 的导热系数更接近于Si，随着温度的升高，RBSC 的导热系数更接近于SiC。Sigl 等[16]指出室温下Y3Al5O12氧化物相的存在会显著降低RBSC 复合材料的导热系数，因为Y3Al5O12氧化物是一种导热系数极低的相。Yu 等[17]进一步指出，二次相会通过形成非晶层破坏晶粒的连接，从而降低复合材料的导热系数。另外，Aghajanian 等[18]研究了晶体尺寸对RBSC 复合材料导热系数的影响。研究发现，当复合材料的平均晶体尺寸从6 μm 增加到50 μm 时，导热系数从137 W•m−1•K−1增加到188 W•m−1•K−1。这说明RBSC 复合材料导热性随着晶体尺寸增加而增加。此外，还有人研究了温度对体积比为80%与90%（体积分数）SiC 的RBSC 复合材料导热性的影响[19]。在室温下，80%和90%的复合材料密度分别为2.965 g•cm−3和3.066 g•cm−3。研究发现，这两个不同体积比的复合材料在室温下热导率分别为185.7 W•m−1•K−1和211.4 W•m−1•K−1，在1173 K时分别降低到51.46 W•m−1•K−1和55.77 W•m−1•K−1。其中90%（体积分数）SiC 的RBSC 的导热系数略高于80%的RBSC，这表明密度越大的RBSC 复合材料，其导热性越高，主要是由于SiC 的体积百分比更高，而SiC 的导热系数比Si 高得多。同时两种RBSC 复合材料的比热容随温度的增加大致遵循相同的上升趋势，基本可认为在高温下RBSC 复合材料的导热性可能存在与相变有关的结构机理。研究发现，在高温下非晶态的Si 相会转变为结晶Si 相，高温下的Si 相变有助于RBSC 的热性能改善，因为Si 晶体的热导率比非晶态的Si 高大约两个数量级[20]。另外，通过后加工退火可以消除残留的a-Si 和其他结构缺陷，从而进一步提高RBSC 复合材料的导热性。经退火后体积比为80%SiC 的RBSC 的热导率从185.7 W•m−1•K−1增加到192.3 W•m−1•K−1，而90%SiC 的RBSC 的热导率从211.4 W•m−1•K−1增加至221.9 W•m−1•K−1[15]。导热系数的增加与非晶硅相变和其他结构变化的效果一致，这表明退火处理改进了RBSC 复合材料的微结构，从而改善了其热性能。

2.3 孔隙对SiC 导热性的影响

基于固体材料的导热机理，孔隙会严重影响声子的传输，从而导致其导热性随着孔隙率的增加而降低。例如，孔隙作为C-SiC 复合材料的固有结构缺陷，对其导热性有着重要影响。热扩散和热辐射是C-SiC 复合材料导热的主要媒介[21]。Wang 等[22]通过氧化碳相将孔隙引入C-SiC 复合材料，研究发现，随着温度的升高，热扩散率迅速下降。这是由于声子的振动频率加快，从而增加了声子碰撞的概率，声子平均自由程减小，导热性降低。孔隙对热扩散率的影响主要与孔的数量（即孔隙率）有关。在相同温度下，C-SiC 复合材料的热扩散率随孔隙率的增加而缓慢降低，说明孔隙率削弱了C-SiC 的热扩散率。同时对于C-SiC 复合材料，本征结构主要是碳纤维、热解碳（PyC）相、SiC 基体和SiC 涂层。当PyC 相和碳纤维逐渐被氧化消失时，消失的碳相会改变CSiC 的微观结构和化学成分，主要是增加了孔隙率和减少导热路径，从而引起声子散射导致热扩散率下降[23]。另外，C-SiC 中孔隙对热辐射也有很大影响。不同位置的孔隙对热辐射的影响也不同，位于C-SiC 表面上的孔隙改善了热辐射，但位于内部的孔隙会吸收并反射了底部的热辐射，从而降低了热辐射[24]。

3 SiC 导热材料的最新研究进展

SiC 材料的导热率主要取决于：1）烧结助剂的数量、化学计量比、化学性质以及相关的晶界厚度和结晶度；2）晶粒尺寸；3）SiC 晶体中杂质原子的类型和浓度；4）烧结气氛；5）烧结后的热处理等。表3 列出了三种烧结方法添加不同烧结助剂下SiC 的导热率。目前为了制备具有高导热率的陶瓷，改善SiC 陶瓷导热性的策略主要包括：1）采取从添加剂混合物中去除含氧化合物，以及选择从SiC 晶格中去除氧的烧结添加剂组合物。因为晶格中的氧会产生额外的硅空位，这些空位导致声子散射[25]；2）最大限度地减少氧化物烧结添加剂的用量，因为氧化物或碳氧化物相的热导率明显低于SiC 晶格的热导率[26]。

表3 不同烧结方法添加不同烧结剂下SiC 的导热率

3.1 无掺杂快速热压SiC 陶瓷的导热性

在烧结过程中掺杂烧结添加剂对于SiC 陶瓷的导热性有着一定的影响。文献[36]报道了快速热压造粒粉末制备的两种不同SiC 陶瓷：一种是不使用任何含氧化物的烧结添加剂（RHP0），另一种是使用体积比为0.79%（体积分数）的Y2O3-Sc2O3添加剂（RHP79）。研究发现，随着温度的升高，导致声子散射增加，使得SiC 陶瓷材料的热扩散系数和导热系数随温度升高而降低。在室温下RHP0 的热扩散系数和导热系数分别为57.4 mm2•s−1和164.4 W•m−1•K−1，在480℃下时分别为18.3 mm2•s−1和60.2 W•m−1•K−1。同样，在室温下RHP79 的相应值为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。同时，有人烧结了体积分数为2%的Y2O3（SiC-2Y）的SiC 陶瓷[37]。研究发现，在室温下，陶瓷的热扩散系数和热导系数分别为83.0 mm2•s−1和188.6 W•m−1•K−1，而在500℃下，其热扩散系数和热导系数分别降低到14.4 mm2•s−1和52.4 W•m−1•K−1。Terrani 等[38]用质量分数为9%的Al2O3-Y2O3（SiC-9AY）烧结制备SiC 陶瓷。当温度从室温升高到500 ℃时，陶瓷的导热系数从58 W•m−1•K−1稳定下降到42 W•m−1•K−1。在室温下，SiC-2Y 材料（188.6 W•m−1•K−1）的热导率高于RHP0（164.4 W•m−1•K−1），这是由于Y2O3添加剂在烧结过程中从SiC 晶格吸收氧杂质[29]。在室温下，SiC-9AY 的热导率（58 W•m−1•K−1）比RHP0（164.4 W•m−1•K−1）低，这是由于SiC 晶格中掺入了Al，使其晶格中产生点缺陷，从而引起了声子散射[30]。对于SiC 陶瓷材料，可以根据以下公式将热导率估算为对材料的热阻率的各种贡献的线性总和的倒数：

其中R代表热阻率，下标m、gb 和u 分别表示基体、晶界和散射[39]。基体电阻率覆盖了SiC 晶粒中存在的缺陷的影响，这些缺陷包括点缺陷、固溶体中的原子、位错等。Rm与SiC 晶粒中的缺陷有关，Rgb与晶体尺寸大小相关，Ru是声子−声子相互作用的影响。陶瓷材料中，在室温～500℃的温度范围内，缺陷浓度和晶粒尺寸的变化可以忽略不计。由于Ru的升高，热扩散率随温度升高而降低。声子散射随着温度的升高而增加，从而导致热扩散率降低。因此，SiC 导热率的温度影响可以通过高温下热扩散率的降低来解释。

3.2 铝、硼和碳等单质掺杂对SiC 陶瓷导热性的影响

通过添加铝、硼和碳等单质，可以使多孔SiC 陶瓷的堆积密度增加，导致孔隙率以及孔径减小，从而提高其导热性。Yoshida 等[40]通过Al、B 和C 添加剂进行无压烧结制备了具有原位板状晶粒的多孔SiC 陶瓷，进而研究了Al、B 和C 添加剂对多孔SiC 陶瓷热性能的影响。研究发现，含B-C 添加剂的多孔SiC 陶瓷的堆积密度和孔隙率分别为1.67 g•cm−3和47%。含Al-B-C 添加剂的多孔SiC 陶瓷的堆积密度在1.44～1.92 g•cm−3之间，其孔隙率在37%～53%之间。用B-C 添加剂烧结的多孔SiC 陶瓷的热导率为14 W•m−1•K−1，用Al-B-C 添加剂烧结的多孔SiC 陶瓷的热导率为4～16 W•m−1•K−1。与含有B-C 添加剂的多孔SiC陶瓷相比，当Al 添加剂质量分数小于0.1%时，Al-B-C 添加剂烧结的多孔SiC 陶瓷显示出较低的堆积密度和较高的孔隙率。当Al 添加剂的质量分数大于0.1%时，多孔SiC 陶瓷的堆积密度则增加到1.8～1.9 g•cm−3，而其孔隙率降低到37～39%。说明在Al 添加剂质量分数大于0.1%时，多孔SiC 陶瓷的堆积密度增加使得孔隙率降低。而当质量分数超过0.5%的Al 添加剂时，不会增加多孔SiC 陶瓷的堆积密度，其孔隙率不再降低。研究表明，BC 体系中添加0.1～0.5 wt%的Al 增强了多孔SiC陶瓷的烧结性，从而提高了其导热性。

3.3 氧化物掺杂对SiC 陶瓷导热性的影响

在SiC 陶瓷中，氧化物烧结剂对SiC 陶瓷的导热性有着明显的影响。Kim 等[41]通过在1850℃的氩气（SCA）和氮气（SCN）气氛中进行热压，并使用新的氧化物烧结添加剂（Y2O3-Sc2O3-MgO 等），可以成功地由亚微米β-SiC 粉制备出致密SiC 陶瓷。研究发现，Y2O3-Sc2O3-MgO 添加剂与SiO2（SiC 颗粒上的氧化膜）的加热反应过程中，在氩气中形成Y-Sc-Mg-Si-O 熔体，同时在氮气中形成YSc-Mg-Si-ON 熔体。随着温度的升高，在氩气和氮气气氛中烧结过程中，SiC 高温溶解后分别形成了Y-Sc-Mg-Si-OC 和Y-Sc-Mg-Si-OCN 熔体，在液相烧结下使其致密化。研究发现，氧化物烧结添加剂能够降低SiC 晶格中的氧含量，从而提高导热性。其中SCA 的热导率比SCN 的热导率高，这是因为SCA 的晶格氧含量比SCN 小，并且SCA 的晶粒尺寸比SCN 大导致。同时发现SCA 中SiC 陶瓷的热扩散率和热容为39.9 mm2•s−1和0.880 J•g−1•K−1，SCN 中分别为39.7 mm2•s−1和0.771 J•g−1•K−1。SCA和SCN 中SiC 陶瓷热导率分别为113.9 和99.3 W•m−1•K−1。两者热导率值略高在1900℃以下温度合成的SiC 陶瓷的热导率值（55～80 W•m−1•K−1）[27]。用体积比为10%Al2O3-Y2O3添加剂烧结的SiC 陶瓷导热率为55 W•m−1•K−1；7%Al2O3-Y2O3-CaO-SrO添加剂烧结的SiC 陶瓷导热率为76 W•m−1•K−1[29]；9 wt%Al2O3-Y2O3-CaO 添加剂烧结的SiC 陶瓷导热率为80 W•m−1•K−1[28]。在低于1900 ℃的温度下的SiC 陶瓷所获得的SCA 热导率最高（约114 W•m−1•K−1）。

SCA 的高导热性可归因于Y2O3-Sc2O3-MgO添加剂的促进作用。由于SiC 晶格会产生点缺陷，O 和Al 是SiC 晶格中最不利于热传导的杂质[34]，可以通过Y2O3-Sc2O3-MgO 添加剂形成Y-Sc-Mg-Si-OC 熔体来降低SiC 晶格中的晶格氧含量。例如，在氩气中烧结（SCA）的SiC 陶瓷，晶格氧含量从起始值的0.67%降低到热压后的0.23%。在氮气（SCN）中烧结的SiC 陶瓷中，晶格氧含量从0.67%降低到0.30%。同时，在2050 ℃氮气氛下，用Y2O3-Sc2O3-MgO 烧结的SiC 陶瓷热导率值远低于用Y2O3-Sc2O3烧结的SiC 陶瓷。体积比为1 vol%Y2O3-Sc2O3（ SC1） 和0.79 vol%Y9O3-Sc2O（SC0.79）烧结的SiC 陶瓷的导热系数分别为234 W•m−1•K−1和262 W•m−1•K−1[42]。其能够实现了如此高的热导率，这是由于Y2O3-Sc2O3添加剂具有以下作用：1）Y2O3-Sc2O3添加剂用作除氧剂并通过形成(Sc、Y)2Si2O7相降低了SiC 晶格中的氧含量；2）存在干净的SiC-SiC 边界，这增加了SiC 晶粒之间的连续性；3）由于元素之间的离子尺寸差异大，SiC 晶格中钇溶解度不足。此外，当在Y2O3-Sc2O3添加剂体系中添加0.5%的MgO 时，SiC 陶瓷 的 导 热 系 数 从234 W•m−1•K−1（SC1）和262 W•m−1•K−1（SC0.79）分 别 降 低 到114 W•m−1•K−1（SCA）和199 W•m−1•K−1（SCN）。导致这种结果是因 为：1）SiC 的 晶 粒 尺 寸（SCA 和SCN 分 别 为0.59 和0.51 μm）小于SC1（6.5 μm）和SC0.79（10.7 μm）。较小的晶粒尺寸导致每单位体积更多的晶界，导致声子在晶界处的散射增加。这是由于SCN 的晶粒尺寸小于SCA，SCN 的热导率（99 W•m−1•K−1）低于SCA（114 W•m−1•K−1）。2）尽管SCA 和SCN 的烧结温度低于SC1 和SC0.79 的温度，但SCA 和SCN 的相变更明显（约58%的β-SiC 转变为α-SiC），比SC1（β-SiC 的30%转化为α-SiC）和SC0.79（β-SiC 的36%转化为α-SiC）都高。与Y-Sc-Si-OCN 熔体相比，这是因为Y-Sc-Mg-Si-OC 和Y-Sc-Mg-Si-OCN 熔体的粘度较低。相变在SiC 晶粒中产生更多的β-α 相界，从而增加了界面处的声子散射[43]；3）与SC1 和SC0.79 相比，1.87%的Y2O3-Sc2O3-MgO 添加剂形成了大量的晶界相。这是由于Y-Sc-Mg-Si-OC 和Y-Sc-Mg-Si-OCN 相的热导率低于SiC 陶瓷的热导率。因此，大量的添加剂也会导致所得SiC 陶瓷的热导率降低。

4 SiC 导热材料的应用前景

SiC 具有高导热、禁带宽度大、电子饱和迁移速率高和临界击穿电场高等优异性质，其优异的综合性能弥补了传统半导体材料与器件在实际应用中的不足，在电动汽车、手机通信芯片等领域具有广泛的应用前景[44]。由于SiC 有着更高的可靠性、更高的工作温度，更高的效率，更小的尺寸和更高的电压承受能力，可应用于主驱板、车载充电机和电源模块等功率器件，从而可大幅度提高效率，给电动汽车增加续航能力。同时，SiC 具有良好的导热性能，使用SiC 半导体功率器件可以缩小电池尺寸以及更有效地转换能量，从而降低总成器件的成本。SiC 陶瓷作为一种高性能结构陶瓷材料，具有优异的热性能，可广泛应用于耐高温、加热与热交换工业领域[45]：

1）高温应用领域：SiC 陶瓷具有的高温强度高、耐高压、高温蠕动性小等优点，能适应各种高温环境。例如，SiC 横梁，适用于工业窑炉中的承重结构架，它高温力学性能优异，抗高温蠕变性好，长期使用不弯曲变形。SiC 棍棒用于高温烧成带，具有良好的导热性能，节约能源的同时不增加窑车重量。SiC 冷风管用于窑的降温带，耐急冷热性能好，其使用寿命是不锈钢管或氧化铝等耐火材料的5～10 倍。另外，由于SiC 陶瓷突出的高温强度、优良的抗高温抗蠕变能力以及抗热震性，使其成为火箭、飞机、汽车发动机和燃汽轮机中热机部件的主要材料之一，通用汽车公司研制的AGT100 车用陶瓷燃气轮机就采用SiC 陶瓷用作燃烧室环、燃烧室筒体、导向叶片和涡轮转子等高温部件。

2）加热与热交换工业领域：SiC 陶瓷具有的低热膨胀系数、高导热率、抗热冲击性，可广泛应用于加热与热交换工业领域。例如，SiC 喷火嘴，其高热导率结合其低热膨胀，抗热震性远优于碳化钨，耐高温，耐极冷极热，使用温度大于1400 ℃，还可被加工成各种形状，适用于明火直接加热和辐射管间接加热系统的工业窑炉中。在通常情况下，工业窑炉中释放的气体不仅温度高而且有腐蚀性，这就要求热交换器同时具有耐高温、耐腐蚀和抗热震性，可承受大的热应力。SiC 换热器则满足了这一需求，换热器内部分为空气通道和烟气通道，能有效地进行烟气回收，具有超强的耐磨性和完全的不渗透性，允许介质以高速通过，且热交换率高，是一种理想的节能装置。SiC 辐射管，用于辐射管间接加热系统，良好的热传导性能可以极大提高散热效果，显著节约能源，同时使得整个加热系统的运行寿命增加，有效降低维护成本。

5 总结与展望

综上所述，SiC 由于化学性能稳定、导热系数高、热膨胀系数小等优点，在涉及导热散热领域的各行各业都具有广泛的应用前景。国内外已经对SiC 作为导热散热材料进行了广泛而深入的研究，但是其导热性能仍有待提高，主要体现在SiC 的制作成本较高、晶体缺陷问题仍未完全解决、SiC 器件制造工艺难度较高、SiC 掺杂工艺与表界面缺陷控制等。因此，需要进一步改进烧结合成工艺，采用新的技术，降低烧结温度，减小晶体缺陷，提高致密性等，制备出导热性能更高的SiC 材料，从而培育出具有自主知识产权、具有国际竞争力的SiC导热材料产业。