多孔SiC陶瓷/石蠟復合相變材料定型封裝及熱性能研究

徐照蕓，羅團生，馬登杰，海萬秀,何思霖

(1.北方民族大學材料科學與工程學院，銀川 750021；2.粉體材料與特種陶瓷重點實驗室，銀川 750021)

0 引 言

隨著太陽能、風能等可再生新型能源的開發(fā)利用，儲熱技術(shù)因能夠提高能源利用率及消除發(fā)電波動性而成為新能源利用的關(guān)鍵技術(shù)[1-2]。儲熱技術(shù)主要分為顯熱儲熱、潛熱儲熱和熱化學儲熱三種。其中，相變儲熱具有單位體積儲熱密度大、相變過程溫度變化范圍窄、能量轉(zhuǎn)換過程溫度比較穩(wěn)定等優(yōu)點而備受關(guān)注[3-5]。石蠟因其儲熱密度高、不易揮發(fā)、來源廣泛和無過冷析出等優(yōu)勢成為低溫(<100 ℃)儲熱中常用的相變材料。石蠟等有機相變儲熱材料在相變過程中存在固-液相變過程，在使用過程中容易發(fā)生泄漏，通常需要將其與合適的基體復合才能發(fā)揮出高效儲能的優(yōu)勢。以多孔材料為基體的定形相變材料[6-7]，利用自身具有的毛細管力、表面張力等可以將相變材料限定在基體材料中[8-9]，相變材料在基體中完成能量儲存/釋放過程，在使用中具有優(yōu)異的形狀穩(wěn)定性，可以有效防止固-液相變過程中發(fā)生泄漏和腐蝕，從而大幅拓寬相變儲熱材料的應用范圍[10-11]。另一方面，石蠟的熱導率只有0.1～0.3 W·(m·K)-1，難以滿足高效率的快速儲熱需求，在復合相變材料中引入高導熱相，如石墨烯、大尺寸石墨片及SiC相等，可以明顯改善復合相變材料的熱導率和熱傳輸效率。Qi等[12]采用真空浸漬法制備了石墨烯泡沫/固體石蠟復合相變材料，其熱導率比純固體石蠟提高了744%。上海交通大學王如竹團隊提出了通過構(gòu)建大尺寸石墨納米片合成高導熱復合相變材料的新思路，復合材料熱導率可達35 W·(m·K)-1，比一般材料高出2～6倍[13]。Yin等[14]通過化學沉積-真空浸漬法制備了石蠟/膨脹石墨/β-SiC納米線復合相變材料，克服了相變材料易泄漏和低導熱性的缺點，復合相變材料的熱導率為0.75 W·(m·K)-1，是純石蠟(0.23 W·(m·K)-1)的3.26倍，并表現(xiàn)出良好的熱循環(huán)穩(wěn)定性。宿金棟等[15]在SiC 納米纖維上原位生長多孔碳球，獲得高比表面積的多孔載體，并通過物理吸附法制備了多孔碳球/SiC納米纖維/十八醇復合相變材料，復合相變材料的熱導率為0.392～0.411 W·(m·K)-1，與十八醇相比提高了62%～71%。以納米顆粒為高導熱增強相，將其與相變材料直接進行混合來引入高導熱相，由于納米顆粒在相變材料中易團聚，難以在相變材料中均勻分散，因此納米顆粒無法形成連續(xù)的傳熱通道。同時，納米顆粒的形狀和尺寸對相變材料的導熱系數(shù)也有顯著影響[16]。本文擬采用高導熱SiC相為基體封裝石蠟相變芯材，在解決石蠟易泄漏問題的同時獲得均勻分布的高導熱SiC骨架以提高材料的傳熱效率。另一方面，多孔SiC陶瓷優(yōu)良的力學性能可大幅拓展相變材料的應用范圍，但目前對多孔SiC陶瓷力學性能與儲熱性能的協(xié)同優(yōu)化研究鮮見報道。

本文以微米級SiC粉為原料，通過冷凍干燥工藝利用冰晶模板誘導自組裝SiC顆粒，獲得具有高氣孔率、高強度、層片狀連貫孔結(jié)構(gòu)的SiC陶瓷。以多孔SiC陶瓷為基體，通過真空浸漬法將石蠟負載到多孔SiC陶瓷中，實現(xiàn)多孔SiC陶瓷/石蠟復合相變材料定型封裝。對材料的力學性能和儲熱性能進行表征和分析，為制備熱導率高、應用性能穩(wěn)定的儲熱材料提供參考。

1 實 驗

1.1 試劑與材料

SiC超細粉(D50=0.8 μm，上海阿拉丁生化科技股份有限公司)、Al2O3(納米級，上海阿拉丁生化科技股份有限公司)、羧甲基纖維素鈉(天津恒興化學試劑有限公司)、切片石蠟(國藥集團化學試劑有限公司)、無水乙醇(分析純，國藥集團化學試劑有限公司)和去離子水等。

1.2 層片狀多孔SiC陶瓷載體的制備

以微米級SiC為原料，水為溶劑，質(zhì)量分數(shù)為5%的納米級Al2O3為燒結(jié)助劑，質(zhì)量分數(shù)為0.3%的羧甲基纖維素鈉為分散劑，配制體積分數(shù)分別為35%、40%、45%、50%的SiC漿料(樣品編號分別記為SC1、SC2、SC3、SC4)，用氨水調(diào)節(jié)漿料pH值為11，加入3～5滴丙三醇作為消泡劑；隨后按球料質(zhì)量比1 ∶3將混合粉料置于混料罐中，在GMS罐磨機上濕法混合24 h形成漿料，將形成的漿料注入量筒中對其做沉降試驗，將靜置4 h后不發(fā)生分層的漿料注入模具(自制)中并置于冰箱中冷凍24 h，冷凍完成后將成型的素坯放入冷凍干燥機中(-65 ℃，真空度15 Pa以下)干燥10 h，樣品脫模后在馬弗爐中1 400 ℃燒結(jié)(升溫速率為10 ℃/min)，保溫2 h后隨爐冷卻至室溫。

1.3 多孔SiC陶瓷/石蠟復合相變材料的制備

將切片石蠟在120 ℃加熱熔化并磁力攪拌，以多孔SiC陶瓷為基體，將石蠟在加熱條件下真空浸漬2 h，為保證相變材料在多孔陶瓷中充分浸滲，每組樣品分別漬浸5次，記錄浸漬前后多孔陶瓷的質(zhì)量變化。浸漬完成后，將樣品置于80 ℃電熱恒溫干燥箱干燥至恒重，得到多孔SiC陶瓷/石蠟復合相變儲熱材料。

1.4 分析和測試

采用阿基米德排水法測量多孔陶瓷材料氣孔率。利用CMT5305材料萬能試驗機測試多孔陶瓷抗壓強度，壓頭速率為0.8 mm/min。利用TM4000Plus掃描電子顯微鏡表征樣品的微觀形貌。利用WQF-520A傅里葉變換紅外光譜表征樣品的表面組成，波數(shù)范圍為400～4 000 cm-1, 分辨率為4 cm-1。采用XRD-6000 X射線衍射儀對樣品的物相組成進行表征，掃描范圍為10°～80°。采用Q20綜合熱分析儀測定樣品的相變溫度和相變焓及失重，測定條件為氮氣氣氛，溫度范圍為-30～100 ℃，溫度變化速率為10 ℃/min。將復合相變儲能材料100 ℃熱處理30 min，進行復合相變材料的形狀穩(wěn)定性測試。

2 結(jié)果與討論

2.1 層片狀多孔SiC陶瓷物相組成和微觀形貌

圖1為多孔SiC陶瓷基體的XRD譜。將XRD譜與標準卡片對比分析可知，在34.6°、36.1°、38.2°、41.2°、60.1°、72.1°出現(xiàn)SiC特征衍射峰，在43.6°、58.2°出現(xiàn)Al2O3特征衍射峰，在21.6°出現(xiàn)SiO2特征衍射峰，在26.2°、54.3°、66.7°出現(xiàn)3Al2O3·2SiO2特征衍射峰[17]。在燒結(jié)過程中SiC顆粒表面與空氣反應生成SiO2，部分SiO2與Al2O3反應生成莫來石(3Al2O3·2SiO2)，最終得到以SiC為主相，莫來石為結(jié)合相的多孔陶瓷。由于SiC陶瓷難以燒結(jié)，其燒結(jié)通常需在2 300～2 400 ℃下進行，本文采用原位反應燒結(jié)工藝，在空氣中進行燒結(jié)，SiC表面發(fā)生氧化形成SiO2玻璃相，SiC顆粒更加致密。SiC與Al2O3反應生成的莫來石晶粒連接SiC晶粒，產(chǎn)生的“搭橋”效應提高了材料強度[18]。SiC陶瓷在長期使用過程中容易被氧化，當O2分壓高于10-4Pa時，SiC發(fā)生氧化，產(chǎn)物為SiO2，SiO2保護膜的生成可以阻止氧化的進一步發(fā)生，為SiC陶瓷提供氧化保護[19]。

圖1 多孔SiC陶瓷的XRD譜Fig.1 XRD pattern of porous SiC ceramics

采用冷凍干燥工藝以冰晶為模板誘導自組裝SiC顆粒，能夠大幅提高相變材料的負載率，獲得具有大量孔隙、高比表面積和高儲熱性能的復合陶瓷。圖2和圖3分別為多孔SiC陶瓷試樣SC1、SC2和SC4的宏觀照片和顯微組織照片。從圖2的宏觀形貌照片中可以看出，試樣SC1(見圖2(a))形成定向排列且連貫的層狀孔道，隨著固相含量增加，試樣SC2(見圖2(b))層狀孔徑逐漸減小，試樣SC4(見圖2(c))定向連續(xù)排列且孔洞結(jié)構(gòu)變?yōu)楠毩⒌目捉Y(jié)構(gòu)，層狀孔徑明顯減小。從圖3中可以看出，試樣SC1(見圖3(a))形成了層壁較為平整的連續(xù)層狀孔結(jié)構(gòu)，層狀孔徑約為110 μm，層厚度約為50 μm；試樣SC2(見圖3(b))層狀孔徑約為70 μm，層厚度約為70 μm，形成了部分獨立孔；試樣SC4(見圖3(c))形成了孔徑約為40 μm，層厚度大于100 μm的短而平的獨立層狀孔結(jié)構(gòu)。冷凍過程中，在溫差的作用下冰晶定向連續(xù)生長，SiC顆粒被定向生長的冰晶排擠呈定向排列，干燥后冰晶升華，最終在材料內(nèi)部形成復雜的多孔層狀結(jié)構(gòu)[20-21]。試樣SC1、SC2采用較低固相含量的SiC漿料，漿料中水分含量較高，冷凍干燥后保留了冰晶形貌，形成了尺寸較大的孔道。試樣SC4采用的SiC漿料固相含量較高，漿料中水的體積含量減少，在冷凍過程中連續(xù)生長的冰晶被隔斷，從而變成獨立生長的纖維狀冰晶，冷凍干燥后層狀孔的孔徑明顯減小，層厚度增大，最終形成無規(guī)則且不連續(xù)的孔結(jié)構(gòu)[22]。

圖2 多孔SiC陶瓷的宏觀照片F(xiàn)ig.2 Macro images of porous SiC ceramics

圖3 多孔SiC陶瓷SEM照片F(xiàn)ig.3 SEM images of porous SiC ceramics

2.2 多孔SiC陶瓷力學性能

圖4為多孔SiC陶瓷基體的抗壓強度及熱導率。多孔SiC陶瓷基體的抗壓強度隨著試樣漿料的固相含量增加而呈逐漸增加的趨勢，試樣SC1抗壓強度為7.02 MPa，試樣SC4抗壓強度為19.46 MPa。多孔材料的氣孔率及顯微形貌是決定多孔材料力學性能的關(guān)鍵因素，在冷凍干燥過程中，水的結(jié)晶形態(tài)決定了多孔陶瓷的顯微結(jié)構(gòu)基本特征。試樣SC1使用的SiC漿料固相含量較低，水分含量較高，經(jīng)冷凍干燥后形成孔徑較大的連貫孔結(jié)構(gòu)；試樣SC4使用的SiC漿料固相含量較高，水分含量較低，水的結(jié)晶速度快，因此晶體生長的空間受限，不能生長成很長的冰晶，導致多孔陶瓷孔隙減少且孔徑減小。據(jù)文獻[23]可知，氣孔率與抗壓強度成反比，多孔SiC陶瓷基體抗壓強度隨著氣孔率降低而明顯增加。多孔SiC陶瓷基體形態(tài)結(jié)構(gòu)也直接影響SiC陶瓷熱導率，多孔SiC陶瓷基體SC1～SC4的熱導率分別為1.67 W·(m·K)-1、1.89 W·(m·K)-1、2.21 W·(m·K)-1和2.35 W·(m·K)-1。隨著多孔SiC基體中氣孔率逐漸降低，熱導率逐漸增加，這是因為SiC的熱導率遠高于空氣的熱導率，SiC基體中氣孔率越低，SiC含量越高，聲子傳播受阻越小，材料的傳熱效率越大，SiC基體熱導率顯著增加[24-25]。

圖4 多孔SiC陶瓷氣孔率和抗壓強度Fig.4 Porosity and compressive strength of porous SiC ceramics

2.3 多孔SiC陶瓷/石蠟復合相變材料浸漬行為

以石蠟為相變材料，采用真空浸漬法將相變芯材與多孔SiC陶瓷基體進行復合，圖5為復合相變材料的紅外光譜。如圖5所示，2 917 cm-1和2 848 cm-1處為甲基、亞甲基的C—H鍵的伸縮振動吸收峰，1 464 cm-1處為O—H鍵的彎曲振動吸收峰[26]，1 182 cm-1和1 101 cm-1處為Si—O—Si的非對稱性伸縮振動吸收峰，836 cm-1處為Si—O—Si的對稱伸縮振動吸收峰[27]，717 cm-1處為Si—C鍵的伸縮振動峰[28]。在復合相變材料的紅外光譜中同時出現(xiàn)了石蠟和SiC這兩種材料的特征吸收峰，說明相變芯材石蠟已成功負載于多孔SiC陶瓷基體中。在復合相變材料的紅外光譜中，沒有新的紅外吸收峰出現(xiàn)，石蠟的主要官能團吸收峰位置發(fā)生小幅度偏移，說明在浸漬過程中主要靠毛細作用、表面張力等較弱的作用力將石蠟相變材料吸附在多孔SiC陶瓷的孔隙中，并沒有新的化學鍵形成，不存在較強的化學作用[29]。正是這種孔道的毛細作用，使得基體材料對熔化后的石蠟能夠起到限域作用，阻止液體的滲漏。石蠟與SiC陶瓷基體化學相容性良好，實現(xiàn)了SiC陶瓷/石蠟復合相變材料的定型封裝。

圖5 多孔SiC陶瓷/石蠟復合相變材料的FT-IR譜Fig.5 FT-IR spectrum of porous SiC ceramics/paraffin composite phase change materials

圖6為多孔SiC陶瓷在石蠟中浸漬不同次數(shù)后的質(zhì)量變化。由圖可知，經(jīng)過真空浸漬后陶瓷質(zhì)量明顯增加，在3次浸漬后多孔SiC陶瓷質(zhì)量基本不再發(fā)生變化,表明在3次浸漬后，多孔SiC陶瓷內(nèi)部層狀孔隙被石蠟充滿，繼續(xù)多次浸漬效果不明顯。圖7為多孔SiC陶瓷試樣在石蠟中浸漬前后的質(zhì)量變化。由圖中可以看出，多孔SiC陶瓷基體浸漬石蠟的負載質(zhì)量分數(shù)均高于10%，復合相變材料SC1負載石蠟質(zhì)量分數(shù)為21.7%，復合相變材料SC2負載石蠟質(zhì)量分數(shù)增加至28.1%，結(jié)合圖2中多孔SiC陶瓷顯微形貌分析可知，試樣SC1和SC2均為層狀連貫孔結(jié)構(gòu)，較大的孔道使得石蠟分子幾乎都能進入其孔道，在表面吸附的作用下，吸附在孔道內(nèi)[30-31]。復合相變材料SC3和復合相變材料SC4負載石蠟的質(zhì)量分數(shù)分別為12.9%和17.1%，與復合相變材料SC1和SC2相比較明顯降低，這是因為在冷凍干燥過程中使用的較高固相含量漿料中水分較少，制備的陶瓷基體氣孔率降低，石蠟負載量降低。另一方面，由圖3顯微形貌分析可知，試樣SC3和SC4的層狀孔壁增厚，層狀孔徑明顯減小，部分層狀連貫孔道變?yōu)閳A形獨立孔，在石蠟與基體材料復合后，石蠟分子鏈被界面作用限制，在孔道內(nèi)運動受阻，導致石蠟的負載量明顯降低。

圖6 多孔SiC陶瓷多次浸漬后質(zhì)量變化Fig.6 Mass changes of porous SiC ceramics after multiple infiltration

圖7 多孔SiC陶瓷石蠟負載量Fig.7 Paraffin loading amount of porous SiC ceramics

多孔SiC陶瓷在石蠟中重復浸漬3次后的顯微組織照片如圖8所示。從圖中可以看出，多孔SiC陶瓷內(nèi)部均被石蠟填充，復合相變材料SC1的層狀孔均被大量石蠟充滿(見圖8(a))，復合相變材料SC2的層狀孔并未被石蠟完全填充，在孔壁表面形成厚度不均勻的石蠟膜，復合相變材料SC3的層狀孔表面有大量的石蠟堆積，部分孔隙未被石蠟填充。在真空浸漬過程中，多孔SiC陶瓷利用其微米級的層狀孔產(chǎn)生的毛細作用、表面張力等作用力將熔融的石蠟吸附在孔洞中，當石蠟凝固后與SiC晶粒通過物理吸附結(jié)合在一起。冷凍干燥制備的多孔SiC陶瓷的層狀孔呈一維規(guī)則排列，孔體積較大，對石蠟有較高的定型能力。隨著多孔SiC陶瓷孔體積降低，所形成的連續(xù)的層狀孔結(jié)構(gòu)變?yōu)槎潭〉莫毩⒖?，石蠟與多孔SiC陶瓷之間的界面作用和多孔SiC陶瓷基體對石蠟的限域作用，影響了石蠟分子鏈在復合過程中的自由運動，從而導致石蠟在孔道內(nèi)堵塞。

圖8 多孔SiC陶瓷/石蠟復合相變材料SEM照片F(xiàn)ig.8 SEM images of porous SiC ceramics/paraffin composite phase change materials

2.4 多孔SiC陶瓷/石蠟復合相變材料的熱性能

圖9為石蠟及復合相變材料SC1和SC3的DSC曲線。由圖可知，石蠟共有2個吸熱峰，溫度較低的相變峰為石蠟固-固晶型轉(zhuǎn)變過程，溫度較高的相變峰為石蠟熔化過程的相變峰。石蠟熔融溫度為69.7 ℃，凝固溫度為51.2 ℃，相應的熔化焓(相變潛熱)為183.4 J/g，凝固焓為189 J/g。復合相變材料SC1熔融溫度為59.6 ℃，凝固溫度為53.9 ℃，相應的熔化焓(相變潛熱)為28.4 J/g，凝固焓為29.1 J/g。復合相變材料SC3熔融溫度為58.8 ℃，凝固溫度為54.6 ℃，相應的熔化焓(相變潛熱)為26.5 J/g，凝固焓為26.9 J/g。復合相變材料SC1和SC3的DSC曲線與石蠟的DSC曲線各個關(guān)鍵溫度節(jié)點基本接近，而且趨勢也非常一致，說明在聚合過程中沒有改變石蠟的儲熱效果。在復合相變材料SC3中石蠟負載量較低，更多的石蠟分子鏈通過毛細作用和表面張力吸附在SiC晶粒上，因此石蠟分子鏈的活動受限。在復合相變材料SC1中石蠟的負載量較高，除部分受限的石蠟分子鏈，在基體孔道內(nèi)部還存在大量自由的石蠟分子鏈，具有一定的結(jié)晶性，使得樣品的相變潛熱較大[32]。冷凍干燥制備的SiC基體具有復雜的分級多孔結(jié)構(gòu)，可以在內(nèi)部形成分級熱傳遞網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，快速傳遞熱量，大幅提高復合材料的熱導率。復合相變材料SC1在室溫下的熱導率為2.4 W·(m·K)-1，是石蠟熱導率(0.24 W·(m·K)-1))的10倍。

圖9 多孔SiC陶瓷/石蠟復合相變材料的DSC曲線Fig.9 DSC curves of porous SiC ceramics/paraffin composite phase change materials

石蠟及復合相變材料的熱重分析曲線如圖10所示。由圖可知，石蠟的分解溫度為156～325 ℃，復合相變材料SC1、SC3均為一步失重，開始失重溫度均高于200 ℃，說明復合材料在低于200 ℃時具有良好的熱穩(wěn)定性。當溫度為200 ℃時，復合相變材料失重為5%。由圖中可以看出，石蠟的失重曲線整體位于復合相變材料SC1和SC3的下方，說明高導熱相的加入可以增強復合相變材料的熱穩(wěn)定性。與石蠟相比，多孔SiC陶瓷/石蠟復合相變材料具有更好的熱穩(wěn)定性。

圖10 多孔SiC陶瓷/石蠟復合相變材料的TG曲線Fig.10 TG curves of porous SiC ceramics/paraffin composite phase change materials

通過對比發(fā)現(xiàn)，復合相變材料SC1分解溫度在200～300 ℃，復合相變材料SC3分解溫度在200～490 ℃，復合相變材料SC3質(zhì)量先快速下降后緩慢下降，這是因為當吸附于SiC基體表面和大孔里的石蠟蒸發(fā)完后，仍有少部分石蠟吸附在SiC基體介孔和微孔中，難以在正常的沸點下被汽化釋放出來，這進一步證明了SiC基體復雜的孔結(jié)構(gòu)可以有效增強復合相變材料的熱穩(wěn)定性[33]。

圖11是復合相變材料SC1、SC3經(jīng)100 ℃(高于熔點約40 ℃)熱處理30 min前后的外觀圖。從圖中可知，當溫度高于石蠟熔點時，所得到的復合相變材料沒有出現(xiàn)明顯的泄漏現(xiàn)象。在冷凍干燥制備SiC基體的過程中，陶瓷孔徑呈雙峰分布的特點，宏孔是保留冰晶形貌形成的孔道，微孔是SiC顆粒堆積形成的孔隙[34]，與其他材料相比復合相變材料具有更復雜的分級多孔結(jié)構(gòu)，正是這種復雜孔道的毛細作用和表面張力，使得多孔材料能對熔化后的石蠟起到限域作用，阻止液體滲漏，克服了相變材料從固態(tài)到液態(tài)易泄漏的缺點，適用于低溫儲熱領(lǐng)域。

圖11 復合相變材料SC1和SC3熱處理前后照片F(xiàn)ig.11 Images of composite phase change materials SC1 and SC3 before and after heat treatment

為探討復合相變材料的封裝安全性，在30～70 ℃內(nèi)進行100次熔融冷凝循環(huán)試驗，并計算循環(huán)試驗后試樣的質(zhì)量損失率。圖12是復合相變材料SC3循環(huán)試驗前后外觀對比圖。從圖中可以看出，在整個熱循環(huán)過程中，復合相變材料沒有出現(xiàn)裂紋，未明顯觀察到石蠟從材料表面滲出。圖13為復合相變材料的質(zhì)量損失率隨循環(huán)次數(shù)變化的關(guān)系曲線。經(jīng)100次熔融冷凝循環(huán)后，復合相變材料SC1、SC2質(zhì)量損失率較高，復合相變材料SC4質(zhì)量損失率最低，約為8.2%(質(zhì)量分數(shù))，說明多孔SiC陶瓷基體內(nèi)部孔結(jié)構(gòu)越復雜，孔道內(nèi)部的毛細作用力越強，對石蠟的限域作用越強。多孔SiC陶瓷基體具有優(yōu)異的吸附能力，能有效抑制石蠟在固-液相變過程中的泄露。

圖12 復合相變材料SC3循環(huán)試驗前后的外觀圖Fig.12 Appearance of composite phase change material SC3 before and after cycle test

圖13 復合相變材料質(zhì)量損失隨循環(huán)次數(shù)變化的關(guān)系曲線Fig.13 Relationship curves between mass loss of composite phase change materials and cycle

圖14是經(jīng)100次熔融冷凝循環(huán)后，復合相變材料SC1和SC3的DSC曲線。經(jīng)100次熱循環(huán)后，SC1的相變潛熱由28.4 J/降至26.8 J/g，相差1.6 J/g；SC3的相變潛熱由26.5 J/降至24.8 J/g，相差1.7 J/g。證明復合相變材料SC1和SC3均具有很好的熱循環(huán)穩(wěn)定性。這主要是由于SiC陶瓷基體具有復雜的孔結(jié)構(gòu)和優(yōu)異的吸附性能，石蠟在毛細作用力下能夠牢固地附著在陶瓷基體內(nèi)部豐富的孔道中，有效地抑制了石蠟的泄漏，增強了復合相變材料SC1和SC3的相變穩(wěn)定性。

圖14 復合相變材料100次循環(huán)前后的DSC曲線Fig.14 DSC curves of composite phase change materials before and after 100 cycles

3 結(jié) 論

(1)采用冷凍干燥法制備具有連貫層狀孔結(jié)構(gòu)的多孔SiC陶瓷基體，隨著SiC漿料固相含量增加，多孔陶瓷氣孔率下降，孔結(jié)構(gòu)由連貫層狀孔逐漸變?yōu)楠毩⒖捉Y(jié)構(gòu)，多孔SiC陶瓷抗壓強度為7.02～19.46 MPa，滿足相變材料基體強度需求。

(2)通過真空浸漬法，將相變材料石蠟浸滲至多孔SiC陶瓷基體內(nèi)，獲得多孔SiC陶瓷/石蠟復合相變材料。多孔SiC陶瓷顯微結(jié)構(gòu)對石蠟相變材料的負載率及浸漬均勻性有明顯影響，相變材料與SiC陶瓷基體化學相容性良好。

(3)復合相變材料具有良好的熱穩(wěn)定性，起始失重溫度均高于200 ℃。石蠟負載量為21.7%時，多孔SiC陶瓷/石蠟復合相變材料的熔融溫度和凝固溫度分別為59.6 ℃和53.9 ℃，相變潛熱為28.4 J/g，熱導率高達2.4 W·(m·K)-1，是純石蠟的10倍。多孔SiC陶瓷/石蠟復合相變材料同時具有良好的熱穩(wěn)定性和較高的熱導率，可應用于電子器件散熱、余熱回收、節(jié)能建筑等低溫儲熱領(lǐng)域。