一种高导热SiC-AlN复合陶瓷的制备方法

摘要

本发明属于SiC‑AlN复合陶瓷烧结制备领域，本发明提供了一种高导热SiC‑AlN复合陶瓷的制备方法，制备该复合陶瓷的方法包括：S1、提供含硅原料粉体，所述含硅原料粉体的组成物质包括粗颗粒碳化硅粉和细颗粒硅粉；S2、将所述含硅原料粉体、氮化铝源和碳源进行低能球磨混料，得到均匀混合原料粉体；S3、将所述均匀混合粉体进行合成反应，得到含有碳化硅晶须的SiC‑AlN复合粉体；S4、将所述SiC‑AlN复合粉体与烧结助剂混合后烧结，得到SiC‑AlN复合陶瓷。本工艺简便易行，在提高SiC‑AlN复合陶瓷的导热率和强度等方面有重要意义。

权利要求

1.一种SiC‑AlN复合陶瓷的制备方法，包括以下步骤：S1、提供含硅原料粉体，所述含硅原料粉体的组成物质包括粗颗粒碳化硅粉和细颗粒硅粉；

S2、将所述含硅原料粉体、氮化铝源和碳源进行低能球磨混料，得到均匀混合粉体；所述含硅原料粉体硅粉中的硅与所述碳源中的碳的摩尔比为1:1 1:2；所述氮化铝源占本步~骤粉体总质量的1% 35%；所述氮化铝源为铝或氮化铝；

~

S3、将所述均匀混合粉体进行合成反应，得到SiC‑AlN复合粉体；所述SiC‑AlN复合粉体含有碳化硅晶须；所述合成反应的气氛在使用氮化铝为原料时为氩气，在使用铝为原料时选择氮气或氨气；

S4、将所述SiC‑AlN复合粉体与烧结助剂混合后进行烧结，得到高导热SiC‑AlN复合陶瓷。

2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S1中粗颗粒碳化硅粉的主要粒径范围为1.5 20μm，细颗粒硅粉的主要粒径范围为0.1 2μm。

~ ~

3.根据权利要求1或2所述的制备方法，其特征在于，所述含硅原料粉体的物质组成为：SiC占10% 90%，Si占10% 90%。

~ ~

4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述碳源为炭黑、活性炭、石墨、葡萄糖、淀粉和三聚氰胺中的一种或多种；所述低能球磨混料的球料比为3:1 20:1，球磨时间为~

5 24小时。

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5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述反应的温度为1300 1600℃，保温~时间为0.5 4小时。

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6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述反应后还包括将过量的碳源通过燃烧法去除，得到纯净的SiC‑AlN复合粉体。

7.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S4中，所述烧结助剂为氧化钇、氧化镧和氧化锶的一种或多种；所述烧结助剂加入的质量为本步骤粉体总质量的1%~

5%。

8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S4中烧结方式为真空烧结、低压烧结、热压烧结、放电等离子烧结或微波烧结的一种。

9.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，所述步骤S4中烧结的温度为1700~

2100℃。

说明书

一种高导热SiC‑AlN复合陶瓷的制备方法

技术领域

[0001] 本发明属于先进陶瓷制备技术领域，具体涉及一种高导热SiC‑AlN复合陶瓷的制备方法。

背景技术

[0002] 随着电子产品特别是消费类电子产品和大功率LED的发展，电路集成度越来越高，电子器件过热的问题愈来愈严重。在大多数电子产品中，基板和电路层之前往往采用绝缘介质，而绝缘介质大多是有机材料和金属氧化物，它们的热导率都相当低。热量累积过高，会造成基板变形，降低电子器件寿命。一般来说，使用散热性良好的基板材料是解决热量累积问题的首要选择，因此，如何提高基板材料的导热性能是目前研究的重点。

[0003] 近年来，相比于其他基板材料，陶瓷基板材料由于导热性能突出而成为大功率集成电路基板的最佳选择之一。在陶瓷材料中，常用作基板的有氧化铍(BeO)、氧化铝(Al2O3)、氮化铝(AlN)和碳化硅(SiC)等。其中，BeO综合性能好，散热高，但因为有毒性而限制了其使用范围。Al2O3成本低廉，但导热性相对较差，只有30W/m·K左右。AlN陶瓷和SiC陶瓷是重要的先进陶瓷材料。相比Al2O3，AlN有更优异的导热性，而且其绝缘性好，介电常数低，适用于大功率电路。此外，SiC具有高热导率、高硬度、良好的耐磨性及耐腐蚀性、优异的抗热震性和低热膨胀系数等特点。

[0004] 不过，SiC陶瓷和AlN陶瓷在制备和性能方面也有一些不足。SiC由于有较强的共价键，使得陶瓷的烧结温度高、难以致密；AlN原料价格昂贵，因而陶瓷制备成本高，且易发生水解反应。而SiC‑AlN复合陶瓷既能弥补两者单独存在的缺点，又能保持原有优良特性。特别的，由于两者具有相似的密度和热膨胀系数，使得复合陶瓷制品致密度高，抗弯强度等力学性能较好。

[0005] 然而，与AlN陶瓷和SiC陶瓷的理论热导率相比，目前制备的SiC‑AlN复陶瓷材料的热导率普遍较低。比如：D.H.A.Besisa等人[Densification and characterization of SiC‑AlN  composites for  solar  energy applications,D.H.A.Besisa,E.M.M.Ewais.Y.M.Z.Ahmed,Renewable Energy 129(2018)201‑213]，在不同气氛下制备的SiC‑AlN复合陶瓷的热导率最高只有51W/m·K；J.l.Gu等人[Thermal conductivity and high‑frequency dielectric properties of pressureless sintered SiC‑AlN multiphase ceramics,J.L.Gu,L.L.Sang,B.Pan,Materials.11(2018)969]采用无压烧结的方式，得到的SiC‑AlN复合陶瓷的热导率最高也只有61W/m·K。总之，如何进一步提升材料的热导率是SiC‑AlN复合陶瓷工业应用亟待解决的问题。

发明内容

[0006] 有鉴于此，本申请提供一种高导热SiC‑AlN复合陶瓷的制备方法，本发明方法可得到力学性能良好、热导率高的SiC‑AlN复合陶瓷。

[0007] 本发明提供一种SiC‑AlN复合粉体的制备方法，包括以下步骤：

[0008] S1、提供含硅原料粉体，所述含硅原料粉体的组成物质包括粗颗粒碳化硅粉和细颗粒硅粉；

[0009] S2、将所述含硅原料粉体、氮化铝源和碳源进行低能球磨混料，得到均匀混合粉体；

[0010] S3、将所述均匀混合粉体进行合成反应，得到含有碳化硅晶须的SiC‑AlN复合粉体；

[0011] S4、将所述SiC‑AlN复合粉体与烧结助剂混合后进行烧结，得到高导热SiC‑AlN复合陶瓷。

[0012] 优选地，所述步骤S1中粗颗粒碳化硅粉的主要粒径范围为1.5～20μm，细颗粒硅粉的主要粒径范围为0.1～2μm。

[0013] 优选地，所述含硅原料粉体的物质组成为碳化硅占10％～90％，硅占10％～90％。

[0014] 优选地，所述含硅原料粉体硅粉中的硅与所述碳源中的碳的摩尔比为1:1～1:2；所述氮化铝源占本步骤粉体总质量的1％～35％。

[0015] 优选地，所述氮化铝源为铝、氮化铝的一种或两种；所述碳源可以为炭黑、活性炭、石墨等无机碳源的一种或多种，也可以为葡萄糖、淀粉和三聚氰胺等有机碳源的一种或多种；所述低能球磨混料的球料比为3:1～20:1，球磨时间为5～24小时。

[0016] 优选地，所述反应的温度为1300～1600℃，保温时间为0.5～4小时；所述合成反应的气氛为氮气、氨气或者氩气气氛的一种。

[0017] 优选地，所述反应后还包括将过量的碳源通过燃烧法去除，得到纯净的SiC‑AlN复合粉体。

[0018] 优选地，所述步骤S4中，所述烧结助剂为稀土元素氧化物，优选为氧化钇、氧化镧和氧化锶中的一种或多种；所述烧结助剂加入的质量为本步骤粉体总质量的1％～5％。

[0019] 优选地，所述步骤S4中烧结方式为真空烧结、低压烧结、热压烧结、放电等离子烧结或微波烧结的一种；所述步骤S4中烧结的温度为1700～2100℃。

[0020] 本发明具有如下优点及有益效果：

[0021] (1)本发明以不同粒径碳化硅和硅为主要初始原料，在容易致密烧结材料的同时，也可以减少材料单位体积内的晶界，这有利于提高SiC‑AlN复合陶瓷的热导率。

[0022] (2)本发明预先制备出SiC‑AlN复合粉体原料，且在复合粉体中含有碳化硅晶须，这有利于改善后续烧结SiC‑AlN复合陶瓷的力学性能。

[0023] (3)本发明使用预合成粉体为原料烧结SiC‑AlN复合陶瓷，SiC和AlN更容易形成2H固溶体，这有利于提升复合陶瓷的强度。

[0024] (4)本发明所提供SiC‑AlN复合陶瓷的制备方法工艺简便易行，原料成本较低，材料综合性能较好，适于工业规模化推广。

附图说明

[0025] 图1为本发明实施例1中含硅原料粉末形貌SEM图；

[0026] 图2为对应图1中b的EDS图；

[0027] 图3为对应图1中c的EDS图；

[0028] 图4为本发明实施例1中含硅原料粉末粒径曲线；

[0029] 图5为本发明实施例1所得SiC‑AlN复合粉体的SEM图；

[0030] 图6为本发明实施例1所得碳化硅晶须的TEM图；

[0031] 图7为本发明实施例1所得碳化硅晶须的HR‑TEM图。

具体实施方式

[0032] 下面对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

[0033] 本发明提供了一种SiC‑AlN复合粉体的制备方法，包括以下步骤：

[0034] S1、提供含硅原料粉体，所述含硅原料粉体的组成物质包括粗颗粒碳化硅粉和细颗粒硅粉；

[0035] S2、将所述含硅原料粉体、氮化铝源和碳源进行低能球磨混料，得到均匀混合原料粉体；

[0036] S3、将所述均匀混合粉体在一定气氛下进行合成反应，得到含有碳化硅晶须的SiC‑AlN复合粉体；

[0037] S4、将所述SiC‑AlN复合粉体与烧结助剂混合后进行烧结，得到高导热SiC‑AlN复合陶瓷。

[0038] 本发明得到的SiC‑AlN复合粉体有利于SiC‑AlN复合陶瓷的烧结制备，可提升陶瓷材料的导热率等。

[0039] 本发明实施例首先提供含硅原料粉体，优选通过回收利用固体光伏晶硅废料得到碳化硅主原料，所述含硅原料粉体的物质组成包括粗颗粒碳化硅粉和细颗粒硅粉。

[0040] 本发明制备SiC‑AlN复合粉体所用的硅源优选为固体光伏晶硅废料，其物质组成主要为碳化硅和硅；并且，所述固体光伏晶硅废料的粒径分布较广，粗颗粒碳化硅的主要粒径在10μm左右，细颗粒硅的主要粒径在1.5μm左右。本发明以固体光伏晶硅废料为原料，利于光伏晶硅废料的回收利用，原料成本较低，环保性好。在本发明的实施例中，所述固体光伏晶硅废料即为来自光伏晶硅切割过程中产生的废砂浆，碳化硅或硅含量可为接近10％～90％，即粉体中可几乎全为碳化硅或硅。

[0041] 本发明实施例取所述废砂浆粉具体物质组成按质量百分数可为：碳化硅占10％～90％，硅占10％～90％、优选15～50％。所述含硅原料粉体具有不同的微纳粒径范围，具体为：粗颗粒为碳化硅，其主要粒径范围为1.5～20μm，例如主要粒径在10μm左右；细颗粒主要为硅，其主要粒径范围为0.1～2μm，例如主要粒径在1.5μm左右。

[0042] 得到所述含硅原料粉体后，本发明实施例按不同配比，将其与氮化铝源和碳源放在球磨罐里，优选通过球磨混料，得到混合粉体。其中，所述氮化铝源可为铝粉或氮化铝粉，粒径为1～3μm；其中铝粉可在氮气或氨气气氛下，在硅碳反应的同时，合成为氮化铝。所述碳源可以为炭黑、活性炭、石墨等无机碳源的一种或多种，也可以为葡萄糖、淀粉和三聚氰胺等有机碳源的一种或多种；本发明优选以炭黑为碳源。

[0043] 在本发明的实施例中，所述含硅原料粉体硅粉中的硅与所述碳源中碳的摩尔比可为1:1～1:2；本发明优选采用碳源过量以保证反应完全。本发明复合粉体中氮化铝的含量对后续陶瓷的性能影响较大，所述氮化铝粉占粉体总质量的1～35％，更优选为5～15％。所述低能球磨球料质量比优选为3:1～20:1，球磨时间可为5～24小时。混料完成后，过筛将球料分离，可得到混料均匀的混合粉体。

[0044] 本发明实施例将混好的粉体放在烧结炉中，在一定气氛下进行反应合成。所述反应合成的温度优选为1300～1600℃，保温时间为0.5～4小时；所述气氛在使用氮化铝粉为原料时优选氩气，在使用铝粉为原料时选择氮气或氨气。所述的反应后优选还包括：将过量的碳源通过燃烧法去除，得到纯净的SiC‑AlN粉体。所述燃烧法去除的温度可为600～700℃，保温时间为0.5～2小时。

[0045] 本发明制备得到的SiC‑AlN复合粉体的物质组成为SiC和AlN；该粉体分散均匀，并有一定量的碳化硅晶须生成。所述复合粉体的粒径分布与原固体光伏晶硅废料相比无明显变化，AlN物相比可占1％～35％。采用所述SiC‑AlN粉体进行烧结，能得到力学性能良好、热导率高的SiC‑AlN复合陶瓷。

[0046] 本发明实施例将得到的SiC‑AlN复合粉体取出，加入烧结助剂并混合均匀，然后置于石墨模具中进行烧结，得到SiC‑AlN复合陶瓷。

[0047] 其中，所述烧结助剂优选为稀土元素氧化物，更优选为氧化钇、氧化镧和氧化锶中的一种或多种；所述烧结助剂加入的质量可为烧结粉体总质量的1％～5％。所述烧结方式可以为真空烧结、低压烧结、热压烧结、放电等离子烧结或微波烧结的一种，本发明优选采用放电等离子烧结。所述烧结的温度优选为1700～2100℃；升温速率可为50～300℃/min，保温时间为5～20min，压力为20～70MPa，气氛为真空或少量氩气。

[0048] 所述复合陶瓷中，不同氮化铝含量对块体性能有影响。热导率最高值为AlN为5wt％(按块体烧结中氮化铝占总质量的质量分数)，过高会缓慢下降；抗弯强度呈上升趋势，15wt％后可达580MPa；致密度在5wt％时可达98.6％，随后保持在99％左右。综合来说，氮化铝含量在5wt％～15wt％为最佳。

[0049] 综上，本发明实施例先选择一定碳化硅和硅组成的固体光伏晶硅废料作为原料粉体，再与氮化铝源、炭黑放入球磨罐中球磨混合，得到均匀的混合粉体。本发明实施例将所述混合粉体经过反应合成、除碳，得到纯净的SiC‑AlN复合粉体；最后与烧结助剂混合，采用放电等离子的方式烧结，得到复合陶瓷。本发明实施例是一种利用固体光伏晶硅废料为主要原料，制备混合均匀的复合粉体和具有高导热率、高强度的SiC‑AlN复合陶瓷的新的技术方案，利于在导热陶瓷基板等产品中应用。

[0050] 为了进一步理解本申请，下面结合实施例对本申请提供的高导热SiC‑AlN复合陶瓷的制备方法进行具体地描述。但是应当理解，这些实施例是在以本发明技术方案为前提下进行实施，给出了详细的实施方式和具体的操作过程，只是为进一步说明本发明的特征和优点，而不是对本发明权利要求的限制，本发明的保护范围也不限于下述的实施例。

[0051] 以下实施例中，所涉及的含硅原料粉体为废砂浆粉，其中碳化硅的含量为75％，其余为硅；粗颗粒碳化硅粉的主要粒径范围为1.5～20μm，细颗粒硅粉的主要粒径范围为0.1～2μm。所述氮化铝源的粒径为1～3μm。

[0052] 实施例1

[0053] (1)取硅含量为25％的含硅原料粉体，与1.2倍摩尔配比的炭黑(纯度为99.9％，粒径为100nm左右)、5wt％的氮化铝粉放入球磨罐中，按球料比10:1球磨10h；混料完成后，过筛将球料分离，得到混料均匀的混合粉体。此处，原料配比为，配制100g原料，氮化铝5g，含硅原料粉体86.6g，炭黑8.4g。

[0054] (2)将步骤(1)混好的粉体装在石墨坩埚中，放入真空烧结炉，经过抽真空、洗气后，通入流动的氩气，气体流量为1L/min。设置升温速率为5℃/min，在1400℃反应，保温2h。

[0055] (3)将步骤(2)反应后体系冷却，取出粉体，在空气气氛下升温至700℃并保温1h，除去过量的碳，得到约98.6g纯净的SiC‑AlN复合粉体。

[0056] (4)将步骤(3)得到的SiC‑AlN复合粉体取出，加入3wt％的氧化钇并混合均匀，放入直径为30mm的石墨模具中，将该模具两头用压头压紧放入放电等离子烧结炉中，抽真空并通入少量氩气。设置升温速率为100℃/min，在1900℃下保温10min来完成烧结，得到SiC‑AlN复合陶瓷。

[0057] 该SiC‑AlN复合陶瓷试样的相对密度为99.6％；热导率为125W/(m·K)；三点抗弯强度为293MPa。测试方法：致密度为阿基米德排水法，导热率采用激光热导仪，抗弯强度为万能试验机测定，以下实施例相同。

[0058] 本实施案例所述含硅原料粉体中碳化硅含量为75wt％，硅含量为25％；其粉末形貌SEM图见图1、对应EDS图见图2‑3、粉末粒径曲线见图4。从图中可看出，所述含硅原料粉体中，粗颗粒为碳化硅，主要粒径在10μm左右；细颗粒为硅粉，主要粒径在1.5μm左右。

[0059] 本实施案例所得SiC‑AlN复合粉体的SEM图如图5所示，所得晶须的TEM图如图6所示，对应HR‑TEM如图7所示。从图中可以看出粉体中大小粒径共存，有一定量的碳化硅晶须生成。

[0060] 实施例2

[0061] (1)取硅含量为25％的含硅原料粉体，与1.5倍摩尔配比的炭黑、15wt％的铝粉放入球磨罐中，按球料比20:1球磨10h；混料完成后，过筛将球料分离，得到混料均匀的混合粉体。此处，原料配比为，配制100g原料，铝粉15g，含硅原料粉体75.8g，炭黑9.2g。

[0062] (2)将步骤(1)混好的粉体装在石墨坩埚中，放入真空烧结炉，经过抽真空、洗气后，通入流动的氮气，气体流量为1L/min。设置升温速率为5℃/min，在1600℃反应，保温2h。

[0063] (3)将步骤(2)反应后体系冷却，取出粉体，在空气气氛下升温至700℃并保温1h，除去过量的碳，得到约104.7g纯净的SiC‑AlN复合粉体。

[0064] (4)将步骤(3)得到的SiC‑AlN复合粉体取出，加入3wt％的氧化镧并混合均匀，放入直径为30mm的石墨模具中，将该模具两头用压头压紧放入放电等离子烧结炉中，抽真空并通入少量氩气。设置升温速率为100℃/min，在1900℃下保温10min来完成烧结，得到SiC‑AlN复合陶瓷。

[0065] 该SiC‑AlN复合陶瓷试样的相对密度为99.6％；热导率为95W/(m·K)；三点抗弯强度为580MPa。

[0066] 实施例3

[0067] (1)取硅含量为25％的含硅原料粉体，与1倍摩尔配比的尿素、35wt％的氮化铝粉放入球磨罐中，按球料比5:1球磨5h；混料完成后，过筛将球料分离，得到混料均匀的混合粉体。此处，原料配比为，配制100g原料，氮化铝35g，含硅原料粉体46.3g，尿素18.7g。

[0068] (2)将步骤(1)混好的粉体装在石墨坩埚中，放入真空烧结炉，经过抽真空、洗气后，通入流动的氩气，气体流量为1L/min。设置升温速率为5℃/min，在1300℃反应，保温1h。

[0069] (3)将步骤(2)反应后体系冷却，取出粉体，在空气气氛下升温至600℃并保温1h，除去过量的碳，得到约85g纯净的SiC‑AlN复合粉体。

[0070] (4)将步骤(3)得到的SiC‑AlN复合粉体取出，加入1wt％的氧化钇并混合均匀，放入直径为20mm的模具中制作生坯，取出后放入微波烧结炉中，抽真空并通入氩气。设置升温速率为150℃/min，在1700℃下保温5min来完成烧结，得到SiC‑AlN复合陶瓷。

[0071] 该SiC‑AlN复合陶瓷试样的相对密度为99.2％；热导率为86W/(m·K)；三点抗弯强度为500MPa。

[0072] 实施例4

[0073] (1)取硅含量为25％的含硅原料粉体，与1.5倍摩尔配比的活性炭、2wt％的氮化铝粉放入球磨罐中，按球料比20:1球磨20h；混料完成后，过筛将球料分离，得到混料均匀的混合粉体。此处，原料配比为，配制100g原料，氮化铝2g，含硅原料粉体85.9g，活性炭9.1g。

[0074] (2)将步骤(1)混好的粉体装在石墨坩埚中，放入真空烧结炉，经过抽真空、洗气后，通入流动的氩气，气体流量为1L/min。设置升温速率为5℃/min，在1600℃反应，保温1h。

[0075] (3)将步骤(2)反应后体系冷却，取出粉体，在空气气氛下升温至600℃并保温1h，除去过量的碳，得到约97g纯净的SiC‑AlN复合粉体。

[0076] (4)将步骤(3)得到的SiC‑AlN复合粉体取出，加入5wt％的氧化锶并混合均匀，放入直径为50mm的模具中制作生坯，取出后放入真空烧结炉中，抽真空。设置升温速率为10℃/min，在2100℃下保温2h来完成烧结，得到SiC‑AlN复合陶瓷。

[0077] 该SiC‑AlN复合陶瓷试样的相对密度为93.5％；热导率为108W/(m·K)；三点抗弯强度为221MPa。

[0078] 实施例5

[0079] (1)取硅含量为30％的含硅原料粉体，与1.5倍摩尔配比的葡萄糖、2wt％的氮化铝粉放入球磨罐中，按球料比20:1球磨20h；混料完成后，过筛将球料分离，得到混料均匀的混合粉体。此处，原料配比为，配制100g原料，氮化铝2g，含硅原料粉体71.5g，葡萄糖26.5g。

[0080] (2)将步骤(1)混好的粉体装在石墨坩埚中，放入真空烧结炉，经过抽真空、洗气后，通入流动的氩气，气体流量为1L/min。设置升温速率为20℃/min，在1500℃反应，保温30min。

[0081] (3)将步骤(2)反应后体系冷却，取出粉体，在空气气氛下升温至600℃并保温1h，除去过量的碳，得到约81.6g纯净的SiC‑AlN复合粉体。

[0082] (4)将步骤(3)得到的SiC‑AlN复合粉体取出，加入4wt％的氧化钇并混合均匀，放入直径为30mm的模具中制作生坯，取出后放入低压烧结炉中，抽真空并通入3MPa氩气。设置升温速率为10℃/min，在2000℃下保温2h来完成烧结，得到SiC‑AlN复合陶瓷。

[0083] 该SiC‑AlN复合陶瓷试样的相对密度为92.8％；热导率为106W/(m·K)；三点抗弯强度为245MPa。

[0084] 现有将碳化硅粉和氮化铝粉直接烧结制备复合陶瓷，其中SiC粒径在0.5微米，复合陶瓷导热率分别在50W/(m·K)、60W/(m·K)左右。而本发明所制备的SiC‑AlN复合陶瓷试样的相对密度可达99.6％；热导率可达125W/(m·K)；三点抗弯强度可达到580MPa。由此可见，本发明在提高SiC‑AlN复合陶瓷的导热率和强度方面有着重要意义，利于应用。

[0085] 以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于使本技术领域的专业技术人员，在不脱离本发明技术原理的前提下，是能够实现对这些实施例的多种修改的，而这些修改也应视为本发明应该保护的范围。