WO2015030238A1 - セラミックス材料、および熱スイッチ - Google Patents

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WO2015030238A1
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崇弘 冨田
研吉 永井
博治 小林
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日本碍子株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a ceramic material whose heat transfer performance varies with temperature, and a thermal switch using the ceramic material.
  • Patent Document 1 an element that switches thermal conductivity by applying energy (magnetic field, electric field, light, etc.) to a transition body sandwiched between electrodes, a substrate 1 and a carbon nanotube layer
  • the switch which switches the connection state which the base material 2 which it has contacts, and the non-connection state which does not contact is disclosed.
  • VO 2 that causes an insulator-metal transition
  • the thermal conductivity is increased by 60% around a transition temperature of 70 ° C.
  • Patent Document 1 an electrode, wiring, and the like are necessary to switch by applying energy. Moreover, in patent document 2, components other than what itself changes in thermal conductivity are required, and an actuator is provided to change the contact state. Therefore, the switch becomes large and the mounting location is limited from the viewpoint of heat resistance. Moreover, it is difficult to manufacture a complicated shape.
  • the change in thermal conductivity is small (3.5 W / (m ⁇ K) to 5.5 W / (m ⁇ K) in VO 2 (Non-Patent Document 1)), and the heat dissipation and heat insulation can be switched. The characteristics are not obtained.
  • An object of the present invention is to provide a ceramic material capable of changing the heat transfer performance depending on the temperature, and a thermal switch using the ceramic material.
  • the present inventors have found that the above problem can be solved by controlling the representative length of the microstructure of the ceramic material. That is, according to the present invention, the following ceramic material and thermal switch are provided.
  • any of the intervals GI heterogeneous material particles and heterogeneous material particle is the representative length L a of the microstructure [1] to [3] A ceramic material according to any one of the above.
  • the distance GI is 0.1GI ave more 10GI ave following the dissimilar material particles and the different material particles [ 4].
  • the base material is SiC
  • the dissimilar material particles include at least one selected from the group consisting of O, B, C, N, Al, Si, and Y.
  • polycrystalline constituted by ceramic material according to any of the grain size d of crystal grains is the representative length L a of the microstructure [1] to [3].
  • a thermal switch that uses the ceramic material according to any one of [1] to [13] and whose thermal conductivity changes with temperature.
  • the ceramic material of the present invention has a heat insulation effect with low heat transfer performance at low temperatures, and has a heat dissipation effect with high heat transfer performance at high temperatures.
  • the heat transfer performance of the ceramic material of the present invention changes due to changes in ambient temperature, self-sustained heat in which the heat transfer performance is switched on (high heat transfer performance) or OFF (low heat transfer performance). It becomes a switch. This eliminates the need for components such as a drive unit, and can reduce the size. In addition, the mountability is high and the degree of freedom in shape is high.
  • Embodiments 1 to 3 of the ceramic material of the present invention are schematic views showing Embodiments 1 to 3 of the ceramic material of the present invention.
  • Embodiment 1 in FIG. 1A is a ceramic material configured by a composite material in which different types of materials are dispersed in a base material.
  • Embodiment 2 of FIG. 1B is a ceramic material comprised by the porous body.
  • Embodiment 3 in FIG. 1C is a ceramic material composed of polycrystals.
  • the ceramic material of the present invention has an apparent mean free path of phonons at room temperature (L AMFP ; Appliant Mean Free Path) (Equation 1)
  • L AMFP (3 ⁇ thermal conductivity) / (heat capacity ⁇ sonic velocity)
  • representative length L a of the fine structure is 0.1L AMFP ⁇ L a ⁇ 100L AMFP , thermal conductivity increases monotonically between 100 ° C. from room temperature.
  • the apparent mean free path (L AMFP ) of the phonon is calculated from Equation 2 to Equation 1.
  • the thermal conductivity, heat capacity, and speed of sound in Equation 1 above for calculating the apparent mean free path of phonons are values at room temperature of the single crystal of the base material constituting the ceramic material.
  • the speed of sound is the speed of sound transmitted through a single crystal of the base material. That is, the ceramic material is configured to include a certain material A as a base material. However, when the certain material A is a single crystal, the apparent mean free path of the phonon according to the thermal conductivity at room temperature, the heat capacity, and the speed of sound ( L AMFP ) is calculated.
  • SiC thermal conductivity 410 W / mK (Source: Japan Society for the Promotion of Science, High Temperature Ceramic Materials 124th Committee, “SiC New Ceramic Material” (hereinafter, only the title))
  • density of 3.21 g / cm 3 Source: “ SiC-based ceramic new material "), specific heat 690 J / gK (source:” SiC-based ceramic new material "), heat capacity 2215 kJ / m 3 K (source: calculated from density and specific heat described in" SiC-based ceramic new material "), Speed of sound: 10360 m / s (Source: Japanese Patent Laid-Open No. 8-149591).
  • AlN thermal conductivity 170 W / mK (Source: International Publication No. 2013/061926), Density 3.26 g / cm 3 (Source: “Ceramics Dictionary 2nd Edition” Maruzen Publishing), Specific Heat 734 J / gK ( Source: The Chemical Society of Japan “Chemical Handbook II Revised Edition 5” Maruzen Publishing), heat capacity 2393 kJ / m 3 K (calculated from the above density and specific heat), sound velocity 6016 m / s (Source: International Publication No. 2013/061926) ).
  • Thermal conductivity of Si 3 N 4 180 W / mK (Source: Japan Society for the Promotion of Science Advanced Ceramics 124th Committee “Silicon Nitride Ceramic New Material” (hereinafter, only the title is shown)), density 3.19 g / cm 3 (Source) : “New silicon nitride ceramic material”), specific heat 710 J / gK (source: “silicon nitride ceramic new material”), heat capacity 2265 kJ / m 3 K (calculated from the above density and specific heat), sound speed 11780 m / s (source) : JP-A-8-149591).
  • phonons and conduction electrons are responsible for heat conduction, phonons are dominant in ceramic materials.
  • the heat conduction by phonons is affected by the structure having a length close to the free path of phonons.
  • a phonon having a longer free path than the length of the structure is scattered by the structure and hardly transfers heat, and a short phonon can transfer heat without scattering.
  • the length of the structure as referred to herein, is a representative length L a of the microstructure of the.
  • the representative length L a of the microstructure a typical length for representing the microstructure of the ceramic material.
  • a composite material in which a different material is dispersed in a base material is a particle spacing between different material particles
  • a porous material is a pore-to-pore spacing
  • a polycrystal is a crystal grain size (a grain boundary-to-grain boundary spacing).
  • Representative length L a of the microstructure is more shorter material than L AMFP, since the phonon representative length L a of the microstructure is scattered by the fine structure than longer material than L AMFP increases, the absolute thermal conductivity The value becomes smaller. Further, it representative length L a of the microstructure of the shorter material than L AMFP is largely changed thermal conduction by phonons depending on temperature than long material representative length L a is from L AMFP microstructure, temperature The difference between the thermal conductivity when the temperature is low and the thermal conductivity when the temperature is high is increased. On the other hand, when a representative length L a of the microstructure resulting in less than 0.1 L AMFP, because excessively increasing phonons are scattered by the microstructure, the thermal conductivity does not change even by changing the temperature .
  • L AMFP ⁇ L a ⁇ 100L AMFP may be more preferable.
  • the particles of the material B are present at a certain distance in the material A which is the base material.
  • the representative length L a of the microstructure, the spacing of the material B particles are present at a certain distance in the material A which is the base material.
  • pores C are present at intervals of a length in the material A as the base material.
  • the representative length L a of the microstructure the spacing of the pores C.
  • the material A as a base material is a polycrystalline body having a certain grain size and has a grain boundary phase D.
  • the representative length L a of the microstructure is the particle size.
  • the free path of phonons has a distribution in the range of about 0.1 nm to 1 mm.
  • the above structure is nano-order (in the case of nanostructures)
  • the thermal conductivity is a value (for example, 0.8 ⁇ High ) that is close to the thermal conductivity ( ⁇ High ) that the material originally has at that temperature.
  • the ceramic material preferably has a thermal conductivity at 100 ° C. of 1.5 times or more of the thermal conductivity at room temperature for use as a thermal switch. Furthermore, the ceramic material preferably has a thermal conductivity at 200 ° C. that is at least twice that of room temperature.
  • the material may be any material as long as the heat conduction due to phonon conduction is dominant, and is applicable to all ceramics.
  • Preferred examples of such ceramics include silicon carbide, aluminum nitride, silicon nitride, alumina, yttria, magnesia, mullite, spinel, zirconia, cordierite, and aluminum titanate.
  • a material having high thermal conductivity such as silicon carbide, aluminum nitride, or silicon nitride is preferable because a difference in thermal conductivity between a heat radiation state and a heat insulation state is increased.
  • Representative length L a fine structure, it varies depending on the material, in the range of 1 nm ⁇ 1 [mu] m, preferably 1 nm ⁇ 500 nm, more preferably 10 ⁇ 100 nm. Although it differs depending on the material, there is roughly the following relationship. (1) 1 nm to 10 ⁇ m corresponds to 0.1 L AMFP ⁇ L a ⁇ 100 L AMFP . Further, (2) 1 to 500 nm corresponds to 0.1L AMFP ⁇ L a ⁇ 20L AMFP . Further, (3) 10 to 100 nm corresponds to 0.3L AMFP ⁇ L a ⁇ 3L AMFP .
  • (3) 10 to 100 nm can also prevent the absolute value of thermal conductivity from becoming too small by limiting the lower limit.
  • a material A in the (base material) is sintered in a dispersed state a material different from the base material at intervals of a representative length L a microstructure ( Figure 1A: Embodiment 1).
  • a material A in the (base material) is sintered in a dispersed state a material different from the base material at intervals of a representative length L a microstructure ( Figure 1A: Embodiment 1).
  • a material A in the (base material), the base material to precipitate particles of different materials at intervals of the representative length L a microstructure Figure 1A: Embodiment 1).
  • a material A (base material) to form pores at intervals of the representative length L a microstructure (Figure 1B: Embodiment 2).
  • FIG. 1A shows a first embodiment configured by a composite material in which a different material (material B) is dispersed in a base material (material A).
  • the particles of the material B exist in the material A at intervals of a certain length.
  • Representative length L a of the microstructure is the distance between the particles of the material B particles and material B.
  • the particle B 2 at the shortest position among the particles B i around it is selected, and the distance between B 1 and B 2 is defined as GI.
  • GI is the representative length L a of the microstructure. Therefore, it is preferable that 0.1L AMFP ⁇ GI ⁇ 100L AMFP . That is, even if there is a distribution in the distance between the different material particles and the different material particles (even if the distance is not constant), the GI is preferably within the above range, and 80% or more of the GI is within this range. It is preferable to be within. By forming the ceramic material so that the gap GI between the different material particles and the different material particles falls within such a range, a ceramic material whose thermal conductivity varies greatly depending on the temperature can be obtained.
  • interval GI heterogeneous material particles and heterogeneous material particles is preferably not more than 0.1GI ave more 10GI ave.
  • a base material (material A) of the ceramic material as in the first embodiment SiC is cited.
  • the different material particles (material B) include those containing at least one selected from the group consisting of O, B, C, N, Al, Si, and Y. More specifically, SiO 2 , Al 2 O 3 etc. are mentioned.
  • the ceramic material is formed such that the volume ratio of the material B is smaller than that of the material A.
  • GI ave is preferably 10 to 500 nm.
  • the ceramic material of Embodiment 1 in which the gap GI between the different material particles and the different material particles is controlled can be obtained by firing the raw material powder having a predetermined particle diameter under predetermined firing conditions.
  • a dispersing agent crushing to primary particles, press-molding and firing, the variation in the gap GI between the different material particles and the different material particles when sintered. Less.
  • FIG. 1B shows an embodiment of a ceramic material constituted by a porous body. This embodiment has a structure in which pores C exist in material A at intervals of a certain length. Representative length L a of the microstructure is the overall length is the distance of the pores C.
  • PI is the representative length L a of the microstructure.
  • the pore C 2 at the shortest position among the pores C i around it is selected, and the distance between C 1 and C 2 is defined as PI.
  • 0.1L AMFP ⁇ PI ⁇ 100L AMFP Even if there is a distribution in the interval between the pores C and C (even if the interval is not constant), it is preferable that the PI is within the above range, and that 80% or more of the PI is within this range. Is preferred.
  • Examples of the ceramic material as in the second embodiment include a SiC porous body.
  • PI ave is preferably 10 to 500 nm. When PI ave is within this range, the porous body can function as a thermal switch near room temperature.
  • the ceramic material according to the second embodiment in which the pore interval PI is controlled can be obtained by firing the raw material powder having a predetermined particle diameter under predetermined firing conditions. Moreover, the dispersion
  • FIG. 1C shows an embodiment of a ceramic material composed of polycrystals.
  • This embodiment is constituted by polycrystalline particle size d of crystal grains are representative length L a of the microstructure. Therefore, it is preferable that 0.1L AMFP ⁇ d ⁇ 100L AMFP . Even if there is a distribution in the particle size d (even if the interval is not constant), d is preferably within the above range, and 80% or more of the total is preferably within this range.
  • the ceramic material such that the grain size d of the crystal particles is within such a range, a ceramic material whose thermal conductivity greatly varies depending on the temperature can be obtained.
  • 0.1L AMFP ⁇ d ⁇ L AMFP In the case of greatly changing the thermal conductivity, it is preferable that 0.1L AMFP ⁇ d ⁇ L AMFP . However, in this case, the absolute value of the thermal conductivity may be too low. Therefore, in order to greatly change the thermal conductivity, 0.1L AMFP ⁇ d ⁇ 100L AMFP is more preferable. However, when it is desired to keep the absolute value of the thermal conductivity high, L AMFP ⁇ d ⁇ 100L AMFP In some cases, it is more preferable.
  • the particle diameter d is preferably 0.1 d ave or more and 10 d ave or less.
  • Examples of the ceramic material as in the third embodiment include SiC polycrystals.
  • d ave is preferably 10 to 500 nm. When d ave is within this range, the polycrystal can function as a thermal switch near room temperature.
  • the ceramic material of Embodiment 3 in which the particle diameter d of the crystal particles is controlled can be obtained by firing under a predetermined firing condition using a raw material powder having a predetermined particle diameter.
  • the ceramic material as described above can be used as a thermal switch because its thermal conductivity greatly varies depending on the temperature. For example, as shown in FIG. 2, the thermal conductivity of a ceramic material increases abruptly at a certain temperature above room temperature.
  • a thermal switch is a material that can switch between a low thermal conductivity state (adiabatic state) and a high state (heat transfer state).
  • a thermal switch whose thermal conductivity increases when the temperature rises can be said to be in an OFF state because the thermal conductivity is low below a certain temperature (first temperature).
  • first temperature a certain temperature
  • the thermal conductivity becomes high, and it can be said that the thermal switch is in the ON state.
  • a temperature control structure can be produced by providing the thermal switch of the present invention around a heat generation source that generates heat.
  • the temperature adjustment structure refers to a structure having a function of adjusting temperature while effectively using heat from a heat generation source.
  • the heat generation source that generates heat refers to the one that generates heat, and is not particularly limited.
  • the temperature adjustment structure changes the heat dissipation state between the first temperature and the second temperature that is higher or lower than the first temperature, thereby adjusting the temperature due to the heat of the heat generation source and improving the performance of the one equipped with the temperature adjustment structure.
  • the heat generation source include a battery pack, a motor, a CPU, a control circuit, an engine, a brake, and a gear box.
  • a structure provided with a thermal switch around these is a temperature adjustment structure.
  • an indoor temperature control structure can be provided by providing a heat switch in the building material, window, and sash.
  • the following configurations (1) and (2) are also preferable modes.
  • Example 1 In order to reduce the variation in pore spacing even when sintered, a silicon carbide powder having an average particle size of 100 nm was dispersed using ethanol containing a dispersant. This silicon carbide powder was press-molded to prepare a disk-shaped molded body having a diameter of 30 mm and a thickness of 6 mm. This molded body was fired at 2050 ° C. in an Ar atmosphere to obtain a porous silicon carbide sintered body.
  • This sintered body was observed with an electron microscope, and values of the silicon carbide particles and pores constituting the sintered body were measured from the image.
  • the average value of the particle diameter of 10 arbitrarily selected silicon carbide particles was 100 nm. Further, for 10 arbitrarily selected pores, the distance between the pores and the nearest pores among the pores around the pores was measured, and the average value was 100 nm.
  • Example 2 A silicon carbide powder having an average particle diameter of 20 nm was press-molded to prepare a disk-shaped molded body having a diameter of 30 mm and a thickness of 6 mm. This molded body was fired by a spark plasma sintering method (SPS) (1400 ° C., 10 minutes) to obtain a porous silicon carbide sintered body.
  • SPS spark plasma sintering method
  • the sintered body was observed with an electron microscope, and the values of the silicon carbide particles and pores constituting the sintered body were measured from the image.
  • the average value of the particle diameters of 10 silicon carbide particles arbitrarily selected was 30 nm. Further, for 10 arbitrarily selected pores, the distance between the pores and the nearest pores among the pores around the pores was measured, and the average value was 30 nm. Since the mean free path of SiC phonons was 54 nm, it was confirmed that the pore spacing was 0.1 to 100 times the mean free path of phonons.
  • Example 3 A molded body was prepared in the same manner as in Example 2, and the molded body was fired by a spark plasma sintering method (SPS) (1400 ° C., 30 minutes) to obtain a porous silicon carbide sintered body.
  • SPS spark plasma sintering method
  • the sintered body was observed with an electron microscope, and the values of the silicon carbide particles and pores constituting the sintered body were measured from the image.
  • the average value of the particle diameter of 10 arbitrarily selected silicon carbide particles was 52 nm. Further, for 10 arbitrarily selected pores, the distance between the pores and the nearest pores among the pores around the pores was measured, and the average value was 55 nm. Since the mean free path of SiC phonons was 54 nm, it was confirmed that the pore spacing was 0.1 to 100 times the mean free path of phonons.
  • the thermal conductivity of the sintered body was 7.8 W / (m ⁇ K) at room temperature (25 ° C.), 12 W / (m ⁇ K) at 100 ° C., and 16 W / (m ⁇ K) at 200 ° C. It was confirmed that the thermal conductivity increased from room temperature (25 ° C.) to 100 ° C.
  • the results are shown in Table 1.
  • the thermal conductivity at 100 ° C. was 1.5 times or more of the thermal conductivity at room temperature, and the thermal conductivity at 200 ° C. was twice or more than the thermal conductivity at room temperature.
  • Example 4 A molded body was prepared in the same manner as in Example 2, and the molded body was fired by a spark plasma sintering method (SPS) (1500 ° C., 10 minutes) to obtain a porous silicon carbide sintered body.
  • SPS spark plasma sintering method
  • the sintered body was observed with an electron microscope, and the values of the silicon carbide particles and pores constituting the sintered body were measured from the image.
  • the average value of the particle diameter of 10 arbitrarily selected silicon carbide particles was 95 nm. Further, for 10 arbitrarily selected pores, the distance between the pores and the nearest pores among the pores around the pores was measured, and the average value was 98 nm. Since the mean free path of SiC phonons was 54 nm, it was confirmed that the pore spacing was 0.1 to 100 times the mean free path of phonons.
  • Example 5 A molded body was prepared in the same manner as in Example 2, and the molded body was fired in an Ar atmosphere (1400 ° C., 2 h) to obtain a porous silicon carbide sintered body.
  • the sintered body was observed with an electron microscope, and the values of the silicon carbide particles and pores constituting the sintered body were measured from the image.
  • the average particle diameter of 10 silicon carbide particles selected arbitrarily was 23 nm. Further, for 10 arbitrarily selected pores, the distance between the pores and the nearest pores among the pores around the pores was measured, and the average value was 25 nm. Since the mean free path of SiC phonons was 54 nm, it was confirmed that the pore spacing was 0.1 to 100 times the mean free path of phonons.
  • Example 6 A molded body was prepared in the same manner as in Example 2, and the molded body was fired in vacuum (1400 ° C., 2 hours) to obtain a porous silicon carbide sintered body.
  • the sintered body was observed with an electron microscope, and the values of the silicon carbide particles and pores constituting the sintered body were measured from the image.
  • the average particle diameter of 10 silicon carbide particles selected arbitrarily was 22 nm. Further, for 10 arbitrarily selected pores, the distance between the pores and the nearest pores among the pores in the vicinity thereof was measured, and the average value was 26 nm. Since the mean free path of SiC phonons was 54 nm, it was confirmed that the pore spacing was 0.1 to 100 times the mean free path of phonons.
  • Example 7 A molded body was prepared in the same manner as in Example 2, and the molded body was fired with a hot press (1400 ° C., 1 h) to obtain a porous silicon carbide sintered body.
  • the sintered body was observed with an electron microscope, and the values of the silicon carbide particles and pores constituting the sintered body were measured from the image.
  • the average value of the particle diameter of 10 arbitrarily selected silicon carbide particles was 57 nm. Further, for 10 arbitrarily selected pores, the distance between the pores and the nearest pores among the pores around the pores was measured, and the average value was 63 nm. Since the mean free path of SiC phonons was 54 nm, it was confirmed that the pore spacing was 0.1 to 100 times the mean free path of phonons.
  • Example 8 A mixed powder obtained by adding 5% by mass of Y 2 O 3 and Al 2 O 3 as sintering aids to silicon carbide powder having an average particle diameter of 20 nm is press-molded to form a disk shape having a diameter of 30 mm and a thickness of 6 mm. Prepared the body. This molded body was fired at 2000 degrees in an Ar atmosphere to obtain a dense silicon carbide sintered body.
  • the thermal conductivity of this sintered body was 18 W / (m ⁇ K) at room temperature (25 ° C), 28 W / (m ⁇ K) at 100 ° C, and 38 W / (m ⁇ K) at 200 ° C. It was confirmed that the thermal conductivity increased from room temperature (25 ° C.) to 100 ° C.
  • the thermal conductivity at 100 ° C. was 1.5 times or more of the thermal conductivity at room temperature, and the thermal conductivity at 200 ° C. was twice or more than the thermal conductivity at room temperature.
  • Example 9 A mixed powder obtained by adding 5% by mass of SrCO 3 and Al 2 O 3 to silicon carbide powder having an average particle diameter of 20 nm was press-molded to prepare a disk-shaped molded body having a diameter of 30 mm and a thickness of 6 mm. This molded body was fired at 1500 ° C. in an Ar atmosphere to obtain a dense silicon carbide sintered body.
  • the sintered body was a polycrystalline body composed of SiC and a grain boundary phase containing Sr, Al, Si, and O around it.
  • the value about this SiC particle was measured from the electron microscope image.
  • the particle size of 10 arbitrarily selected SiC particles was measured, the average value was 35 nm. Since the mean free path of SiC phonons was 54 nm, it was confirmed that the particle size was 0.1 to 100 times the mean free path of phonons.
  • the thermal conductivity of the sintered body was 2.5 W / (m ⁇ K) at room temperature (25 ° C.), 4.2 W / (m ⁇ K) at 100 ° C., and 5.8 W / (at 200 ° C. m ⁇ K), and it was confirmed that the thermal conductivity increased from room temperature (25 ° C.) to 100 ° C.
  • the thermal conductivity at 100 ° C. was 1.5 times or more of the thermal conductivity at room temperature, and the thermal conductivity at 200 ° C. was twice or more than the thermal conductivity at room temperature.
  • Example 10 A silicon carbide powder having an average particle diameter of 20 nm was press-molded to prepare a disk-shaped molded body having a diameter of 30 mm and a thickness of 6 mm. This molded body was fired at 1500 degrees in the air atmosphere to obtain a dense silicon carbide sintered body.
  • this sintered body was observed with an electron microscope, it was observed that it was a polycrystalline body composed of SiC and a grain boundary phase containing Si and O around it.
  • the value about this SiC particle was measured from the electron microscope image.
  • the particle size of 10 arbitrarily selected SiC particles was measured, the average value was 30 nm. Since the mean free path of SiC phonons was 54 nm, it was confirmed that the particle size was 0.1 to 100 times the mean free path of phonons.
  • Example 11 An aluminum nitride powder having an average particle diameter of 40 nm was press-molded to prepare a disk-shaped molded body having a diameter of 30 mm and a thickness of 6 mm. This molded body was fired at 1400 degrees in a nitrogen atmosphere to obtain a porous aluminum nitride sintered body.
  • Example 12 A silicon nitride powder having an average particle size of 25 nm was press-molded to prepare a disk-shaped molded body having a diameter of 30 mm and a thickness of 6 mm. This molded body was fired at 1400 degrees in a nitrogen atmosphere to obtain a porous silicon nitride sintered body.
  • This sintered body was observed with an electron microscope, and values of the silicon nitride particles and pores constituting the sintered body were measured from the image.
  • the average value of the particle size of 10 arbitrarily selected silicon nitride particles was 30 nm. Further, for 10 arbitrarily selected pores, the distance between the pores and the nearest pores among the pores around the pores was measured, and the average value was 30 nm.
  • This sintered body was composed of silicon carbide particles of about 10 ⁇ m, and pores were arranged at intervals of about 10 ⁇ m.
  • the measured thermal conductivity of the sintered body was 45 W / (m ⁇ K) at room temperature and 40 W / (m ⁇ K) at 200 ° C. Therefore, it did not function as a heat switch that switches between a heat insulation state and a heat radiation state.
  • the thermal switch of the present invention can be used as a switch whose heat transferability varies depending on the temperature.

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Abstract

　温度によって伝熱性能を変化させることができるセラミックス材料、およびそれを用いた熱スイッチを提供する。セラミックス材料は、室温におけるフォノンの見かけの平均自由行程をＬＡＭＦＰ＝（３×熱伝導率）／（熱容量×音速）で定義したとき、微構造の代表長さＬａが０．１ＬＡＭＦＰ≦Ｌａ≦１００ＬＡＭＦＰであり、熱伝導率が室温から１００℃の間で単調に増加する。微構造の代表長さＬａとは、母材に異種材料が分散した複合材料であれば異種材料粒子の粒子間隔、多孔体であれば気孔と気孔の間隔、多結晶体であれば結晶粒径（粒界と粒界の間隔）である。

Description

セラミックス材料、および熱スイッチ
　本発明は、温度によって伝熱性能が変化するセラミックス材料、およびそれを用いた熱スイッチに関する。
　近年ＣＯ２の排出規制、エネルギー問題などから熱エネルギーの有効利用が求められている。熱は必要とされる場合と不要とされる場合があるため、熱の流れを制御する技術があれば熱の有効利用に繋がると考えられる。
　このような技術としては、電極に挟まれた転移体にエネルギー（磁場、電場、光など）を印加することにより熱伝導率をスイッチする素子（特許文献１）、基材１とカーボンナノチューブ層を有した基材２が接触する接続状態、接触しない非接続状態を切り替えるスイッチ（特許文献２）が開示されている。また、電子相転移の一例である絶縁体－金属転移を起こすＶＯ２については、転移温度である７０℃付近を境に、熱伝導率が６０％増加するという報告がある（非特許文献１）。
国際公開第２００４／０６８６０４号 国際公開第２０１２／１４０９２７号
"Ｔｈｅｒｍａｌ　ｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙ　ａｎｄ　ｄｙｎａｍｉｃ　ｈｅａｔ　ｃａｐａｃｉｔｙ　ａｃｒｏｓｓ　ｔｈｅ　ｍｅｔａｌ－ｉｎｓｕｌａｔｏｒ　ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ　ｉｎ　ｔｈｉｎ　ｆｉｌｍ　ＶＯ２"，　Ｄｏｎｇ－Ｗｏｏｋ　Ｏｈ，　Ｃｈａｎｇｈｙｕｎ　Ｋｏ，　Ｓｈｒｉｒａｍ　Ｒａｍａｎａｔｈａｎ，　ａｎｄ　Ｄａｖｉｄ　Ｇ．　Ｃａｈｉｌｌ，　Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　Ｌｅｔｔｅｒｓ，９６，　１５１９０６（２０１０）
　しかしながら、特許文献１では、エネルギーを印加してスイッチを行うため電極や配線などが必要である。また、特許文献２では、熱伝導率が変化するもの自体の他に部品が必要であり、接触状態を変化させるためにアクチュエータを備える。したがってスイッチが大型化したり、耐熱性などの観点から搭載場所が制限されたりする。また複雑な形状のものを作製することは難しい。
　電子相転移では熱伝導率の変化量は小さく（ＶＯ２で３．５Ｗ／（ｍ・Ｋ）から５．５Ｗ／（ｍ・Ｋ）（非特許文献１））、放熱と断熱を切り替えられるほどの特性は得られていない。
　本発明の課題は、温度によって伝熱性能を変化させることができるセラミックス材料、およびそれを用いた熱スイッチを提供することにある。
　本発明者らは、セラミックス材料の微構造の代表長さを制御することにより、上記課題を解決することができることを見出した。すなわち、本発明によれば、以下のセラミックス材料、および熱スイッチが提供される。
［１］　室温におけるフォノンの見かけの平均自由行程ＬＡＭＦＰをＬＡＭＦＰ＝（３×熱伝導率）／（熱容量×音速）で定義したとき、微構造の代表長さＬａが０．１ＬＡＭＦＰ≦Ｌａ≦１００ＬＡＭＦＰであり、熱伝導率が室温から１００℃の間で単調に増加するセラミックス材料。
［２］　１００℃における熱伝導率が室温の熱伝導率の１．５倍以上である前記［１］に記載のセラミックス材料。
［３］　２００℃での熱伝導率が室温の熱伝導率の２倍以上である前記［１］または［２］に記載のセラミックス材料。
［４］　母材に異種材料が分散した複合材料によって構成され、異種材料粒子と異種材料粒子の間隔ＧＩが前記微構造の前記代表長さＬａである前記［１］～［３］のいずれかに記載のセラミックス材料。
［５］　前記異種材料粒子と前記異種材料粒子の間隔ＧＩの平均値をＧＩａｖｅとするとき、前記異種材料粒子と前記異種材料粒子の間隔ＧＩが０．１ＧＩａｖｅ以上１０ＧＩａｖｅ以下である前記［４］に記載のセラミックス材料。
［６］　前記母材がＳｉＣであり、前記異種材料粒子が、Ｏ、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ａｌ、Ｓｉ、およびＹからなる群から選ばれる少なくとも一種が含まれるものである前記［５］に記載のセラミックス材料。
［７］　前記母材がＳｉＣあり、ＧＩａｖｅが１０～５００ｎｍである前記［５］または［６］に記載のセラミックス材料。
［８］　多孔体によって構成され、前記多孔体中の気孔と気孔の間隔ＰＩが前記微構造の前記代表長さＬａである前記［１］～［３］のいずれかに記載のセラミックス材料。
［９］　前記気孔と前記気孔の間隔ＰＩの平均値をＰＩａｖｅとするとき、前記気孔と前記気孔の間隔ＰＩが０．１ＰＩａｖｅ以上１０ＰＩａｖｅ以下である前記［８］に記載のセラミックス材料。
［１０］　前記セラミックス材料がＳｉＣの多孔体であって、ＰＩａｖｅが１０～５００ｎｍである前記［９］に記載のセラミックス材料。
［１１］　多結晶によって構成され、結晶粒子の粒径ｄが前記微構造の前記代表長さＬａである前記［１］～［３］のいずれかに記載のセラミックス材料。
［１２］　前記結晶粒子の前記粒径ｄの平均値をｄａｖｅとするとき、前記粒径ｄが０．１ｄａｖｅ以上１０ｄａｖｅ以下である前記［１１］に記載のセラミックス材料。
［１３］　前記セラミックス材料がＳｉＣの多結晶体であり、ｄａｖｅが１０～５００ｎｍである前記［１２］に記載のセラミックス材料。
［１４］　前記［１］～［１３］のいずれかに記載のセラミックス材料を用いた、温度により熱伝導率が変化する熱スイッチ。
　本発明のセラミックス材料は、低温時は伝熱性能が低く断熱効果を有し、高温時は伝熱性能が高くなり放熱効果を有する。
　また、本発明のセラミックス材料は、周囲の温度変化により伝熱性能が変化するので、自ら伝熱性能のＯＮ（伝熱性能が高い）、ＯＦＦ（伝熱性能が低い）が切り替わる自立的な熱スイッチとなる。このため駆動部などの部品が必要なく、小型化できる。また搭載性が高く、形状の自由度が高い。
母材中に異種材料が分散した複合材料によって構成されたセラミックス材料の実施形態を示す模式図である。 多孔体によって構成されたセラミックス材料の実施形態を示す模式図である。 多結晶によって構成されたセラミックス材料の実施形態を示す模式図である。 セラミックス材料の温度による熱伝導率の変化を示す図である。
　以下、図面を参照しつつ本発明の実施形態について説明する。本発明は、以下の実施形態に限定されるものではなく、発明の範囲を逸脱しない限りにおいて、変更、修正、改良を加え得るものである。
　図１Ａ～図１Ｃは、本発明のセラミックス材料の実施形態１～３を示す模式図である。図１Ａの実施形態１は、母材中に異種材料が分散した複合材料によって構成されたセラミックス材料である。図１Ｂの実施形態２は、多孔体によって構成されたセラミックス材料である。図１Ｃの実施形態３は、多結晶によって構成されたセラミックス材料である。
　本発明のセラミックス材料は、室温におけるフォノンの見かけの平均自由行程（ＬＡＭＦＰ；Ａｐｐａｒｅｎｔ　Ｍｅａｎ　Ｆｒｅｅ　Ｐａｔｈ）を
（式１）　ＬＡＭＦＰ＝（３×熱伝導率）／（熱容量×音速）
　で定義したとき、微構造の代表長さＬａが０．１ＬＡＭＦＰ≦Ｌａ≦１００ＬＡＭＦＰであり、熱伝導率が室温から１００℃の間で単調に増加する。
　フォノン気体モデルから、熱伝導率（κ）は、下記の式２のように表されることが知られている（“分子動力学による合金化したシリコン結晶のフォノン輸送解析”，堀ら，第４９回日本伝熱シンポジウム講演論文集，Ｂ－３４１（２０１２－５））。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　式２から式１のようにしてフォノンの見かけの平均自由行程（ＬＡＭＦＰ）を算出する。フォノンの見かけの平均自由行程を算出する上記の式１における熱伝導率、熱容量、音速は、セラミックス材料を構成する母材の単結晶の室温における値である。音速は、母材の単結晶内を伝わる音の速さである。すなわち、セラミックス材料は、母材となるある材料Ａを含んで構成されているが、ある材料Ａが単結晶である場合の室温における熱伝導率、熱容量、音速によってフォノンの見かけの平均自由行程（ＬＡＭＦＰ）を算出する。
　材料ＡがＳｉＣの場合、式１［ＬＡＭＦＰ＝（３×熱伝導率）／（熱容量×音速）］より、ＬＡＭＦＰは５４ｎｍである。なお、計算には以下の値を用いた。ＳｉＣの熱伝導率４１０Ｗ／ｍＫ（出典：日本学術振興会高温セラミック材料第１２４委員会編「ＳｉＣ系セラミック新材料」（以下、書名のみ示す））、密度３．２１ｇ／ｃｍ３（出典：「ＳｉＣ系セラミック新材料」）、比熱６９０Ｊ／ｇＫ（出典：「ＳｉＣ系セラミック新材料」）、熱容量２２１５ｋＪ／ｍ３Ｋ（出典：「ＳｉＣ系セラミック新材料」に記載の密度と比熱より算出）、音速１０３６０ｍ／ｓ（出典：特開平８－１４９５９１号公報）。
　材料ＡがＡｌＮの場合、式１［ＬＡＭＦＰ＝（３×熱伝導率）／（熱容量×音速）］より、ＬＡＭＦＰは３５ｎｍである。なお、計算には以下の値を用いた。ＡｌＮの熱伝導率１７０Ｗ／ｍＫ（出典：国際公開第２０１３／０６１９２６号）、密度３．２６ｇ／ｃｍ３（出典：日本セラミックス協会編「セラミックス辞典　第２版」丸善出版）、比熱７３４Ｊ／ｇＫ（出典：日本化学会編「化学便覧　基礎編ＩＩ　改訂５版」丸善出版）、熱容量２３９３ｋＪ／ｍ３Ｋ（上記の密度と比熱より算出）、音速６０１６ｍ／ｓ（出典：国際公開第２０１３／０６１９２６号）。
　材料ＡがＳｉ３Ｎ４の場合、式１［ＬＡＭＦＰ＝（３×熱伝導率）／（熱容量×音速）］より、ＬＡＭＦＰは２０ｎｍである。なお、計算には以下の値を用いた。Ｓｉ３Ｎ４の熱伝導率１８０Ｗ／ｍＫ（出典：日本学術振興会先進セラミックス第１２４委員会「窒化ケイ素系セラミック新材料」（以下、書名のみ示す））、密度３．１９ｇ／ｃｍ３（出典：「窒化ケイ素系セラミック新材料」）、比熱７１０Ｊ／ｇＫ（出典：「窒化ケイ素系セラミック新材料」）、熱容量２２６５ｋＪ／ｍ３Ｋ（上記の密度と比熱より算出）、音速１１７８０ｍ／ｓ（出典：特開平８－１４９５９１号公報）。
　熱伝導は、フォノン及び伝導電子が担っているが、セラミックス材料ではフォノンが支配的である。フォノンによる熱伝導は、フォノンの自由行程に近い長さの構造の影響を受ける。その構造の長さより自由行程が長いフォノンは、その構造により散乱されて熱を伝えにくく、短いフォノンは散乱することなく熱を伝えることができる。ここで言う構造の長さとは、上記の微構造の代表長さＬａである。
　微構造の代表長さＬａとは、セラミックス材料の微構造を表現するための典型的な長さである。例えば、母材に異種材料が分散した複合材料であれば異種材料粒子の粒子間隔、多孔体であれば気孔と気孔の間隔、多結晶体であれば結晶粒径（粒界と粒界の間隔）である。このような微構造の代表長さＬａを０．１ＬＡＭＦＰ≦Ｌａ≦１００ＬＡＭＦＰの範囲内に設定することにより、熱伝導率が温度によって大きく変化する材料を得ることができる。
　微構造の代表長さＬａがＬＡＭＦＰより短い材料の方が、微構造の代表長さＬａがＬＡＭＦＰより長い材料よりも微構造によって散乱されるフォノンが増えるため、熱伝導率の絶対値は小さくなる。また、微構造の代表長さＬａがＬＡＭＦＰより短い材料の方が、微構造の代表長さＬａがＬＡＭＦＰより長い材料よりもフォノンによる熱伝導が温度に依って大きく変わり、温度が低いときの熱伝導率と温度が高いときの熱伝導率との差が大きくなる。一方で、微構造の代表長さＬａを０．１ＬＡＭＦＰよりも小さくしてしまうと、微構造によって散乱されるフォノンが増え過ぎてしまうため、温度を変えても熱伝導率は変化しなくなる。よって、微構造の代表長さＬａを０．１ＬＡＭＦＰ≦Ｌａ＜ＬＡＭＦＰの範囲内で短くすると熱伝導率の絶対値は小さくなるものの、温度に対する熱伝導率の変化割合を大きくすることができる。一方、熱伝導率の絶対値を高く保ちたい場合はＬＡＭＦＰ≦Ｌａ≦１００ＬＡＭＦＰの方がより好ましい場合もある。
　図１Ａに示す実施形態１は、母材である材料Ａ中に材料Ｂの粒子がある長さの間隔で存在している。この実施形態では、微構造の代表長さＬａとは、材料Ｂ粒子の間隔である。
　図１Ｂに示す実施形態２は、母材である材料Ａ中に気孔Ｃがある長さの間隔で存在している。この実施形態では、微構造の代表長さＬａとは、気孔Ｃの間隔である。
　図１Ｃに示す実施形態３は、母材である材料Ａが、ある粒径の多結晶体で粒界相Ｄを有している。この実施形態では、微構造の代表長さＬａとは、粒径である。
　一般にフォノンの自由行程は、０．１ｎｍ～１ｍｍ程度の範囲で分布を持つが、上記のような構造がナノオーダーである場合（ナノ構造である場合）、その構造長さよりも長いフォノンによる熱伝導は抑制される。したがって、本来その材料がある温度で有する熱伝導率（κＬｏｗ）の数％～数十％程度しか熱を伝えられなくなる。そのため、熱伝導率は低い状態（例えば、０．２κＬｏｗ）となる。
　一方で、フォノンは高温になるほど自由行程は短くなるため、高温ではナノ構造により熱伝導が抑制される割合が小さくなる。したがって、熱伝導率は本来その材料がその温度で有する熱伝導率（κＨｉｇｈ）に近い値（例えば０．８κＨｉｇｈ）となる。
　ここで、どの程度熱伝導を抑制できるか（例えば、低温で熱伝導率が０．２κＬｏｗになる場合、なぜ０．２になるか）は、構造の長さ（微構造の代表長さＬａ）に依存する。したがって、この構造の長さを、フォノンの自由行程と照らし合わせながら適切に制御することで、低温で熱伝導を抑制する状態（断熱状態）と、高温で熱伝導をほとんど抑制しない状態（放熱状態）とを切り替えることができる熱スイッチが成立する。
　微構造の代表長さＬａを所定の範囲内に設定することにより、温度によって熱伝導率が大きく変化するセラミックス材料を得ることができる。セラミックス材料は、１００℃における熱伝導率が室温の熱伝導率の１．５倍以上であることが、熱スイッチとして利用するために好ましい。さらに、セラミックス材料は、２００℃での熱伝導率が室温の熱伝導率の２倍以上であることが好ましい。
　材料は、フォノン伝導による熱伝導が支配的なものであればよく、セラミックス全般が対象となる。このようなセラミックスとして、好ましくは、炭化ケイ素、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、アルミナ、イットリア、マグネシア、ムライト、スピネル、ジルコニア、コーディエライト、アルミニウムチタネートなどが挙げられる。特に、炭化ケイ素、窒化アルミニウム、窒化ケイ素のような高熱伝導なものが放熱状態と断熱状態の熱伝導率の差が大きくなるため好ましい。
　微構造の代表長さＬａは、材料によっても異なるが、１ｎｍ～１μｍの範囲にあり、好ましくは１ｎｍ～５００ｎｍ、更に好ましくは１０～１００ｎｍである。材料によっても異なるが、おおよそ次の関係がある。（１）１ｎｍ～１０μｍは、０．１ＬＡＭＦＰ≦Ｌａ≦１００ＬＡＭＦＰに相当する。また、（２）１～５００ｎｍは、０．１ＬＡＭＦＰ≦Ｌａ≦２０ＬＡＭＦＰに相当する。さらに、（３）１０～１００ｎｍは、０．３ＬＡＭＦＰ≦Ｌａ≦３ＬＡＭＦＰに相当する。
　（２）１～５００ｎｍの方が（１）１ｎｍ～１０μｍよりも散乱されるフォノン（平均自由行程の長いフォノン）が多くなるため、低温では（２）の方が（１）よりもフォノンによる熱伝導が抑制されて熱伝導率が低くなり、高温でも（２）の方が（１）より熱伝導率は小さくなる。しかし、高温では微構造（ナノ構造）によって熱伝導が抑制される割合が小さくなるので、（２）の方が（１）よりも熱伝導率の変化割合を大きくでき、上限を制約した（２）の方が好ましい。例えば（１）では低温では０．２κＬｏｗ、高温では０．８κＨｉｇｈであったのが、（２）では低温では０．１κＬｏｗ、高温では０．７５κＨｉｇｈとなり熱伝導率の変化割合は（２）の方が大きくなる。
　さらに、（３）１０～１００ｎｍは、下限も制約することより、熱伝導率の絶対値が小さくなりすぎないようにすることができる。
　微構造制御技術としては、例えば、下記の（１）～（４）の４通りがある。これらを適宜組み合わせても良い。
（１）ある材料Ａ（母材）の中に、微構造の代表長さＬａの間隔で母材とは異なる材料を分散させた状態で焼結する（図１Ａ：実施形態１）。
（２）ある材料Ａ（母材）の中に、微構造の代表長さＬａの間隔で母材とは異なる材料の粒子を析出させる（図１Ａ：実施形態１）。
（３）ある材料Ａ（母材）の中に、微構造の代表長さＬａの間隔で気孔を形成する（図１Ｂ：実施形態２）。
（４）粒径が微構造の代表長さＬａのある材料Ａの粒子から構成させる多結晶体（微構造の代表長さＬａの間隔で粒界相が存在）（図１Ｃ：実施形態３）。
　実施形態１～３について、さらに説明する。
（実施形態１）
　図１Ａに、母材（材料Ａ）中に異種材料（材料Ｂ）が分散した複合材料によって構成された実施形態１を示す。本実施形態は、材料Ａ中に材料Ｂの粒子がある長さの間隔で存在している。微構造の代表長さＬａは、材料Ｂの粒子と材料Ｂの粒子との間隔である。ある粒子Ｂ１に対し、その周りにある粒子Ｂｉの内、最短の位置にある粒子Ｂ２を選択し、Ｂ１とＢ２との距離をＧＩとする。
　異種材料粒子と異種材料粒子の間隔（材料Ｂの粒子と材料Ｂの粒子との間隔）をＧＩとすると、ＧＩが微構造の代表長さＬａである。したがって、０．１ＬＡＭＦＰ≦ＧＩ≦１００ＬＡＭＦＰであることが好ましい。つまり、異種材料粒子と異種材料粒子との間隔に分布があったとしても（間隔が一定でない場合でも）、ＧＩが上記の範囲内であることが好ましく、全体の８０％以上のＧＩがこの範囲内にあることが好ましい。異種材料粒子と異種材料粒子の間隔ＧＩがこのような範囲となるようにセラミックス材料を形成することにより、温度によって熱伝導率が大きく変化するセラミックス材料を得ることができる。
　熱伝導率を大きく変化させる場合には、０．１ＬＡＭＦＰ≦ＧＩ＜ＬＡＭＦＰとすることが好ましい。しかしながら、この場合、熱伝導率の絶対値が低くなりすぎる場合がある。したがって、熱伝導率を大きく変化させるためには、０．１ＬＡＭＦＰ≦ＧＩ≦１００ＬＡＭＦＰであることがより好ましいが、熱伝導率の絶対値を高く保ちたい場合はＬＡＭＦＰ≦ＧＩ≦１００ＬＡＭＦＰの方がより好ましい場合もある。
　異種材料粒子と異種材料粒子の間隔ＧＩの平均値をＧＩａｖｅとするとき、異種材料粒子と異種材料粒子の間隔ＧＩが０．１ＧＩａｖｅ以上１０ＧＩａｖｅ以下であることが好ましい。異種材料粒子と異種材料粒子の間隔ＧＩがこのような範囲内となるようにセラミックス材料を形成することにより、温度によって熱伝導率が大きく変化するセラミックス材料を得ることができる。
　実施形態１のようなセラミックス材料の母材（材料Ａ）としては、ＳｉＣが挙げられる。異種材料粒子（材料Ｂ）としては、Ｏ、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ａｌ、Ｓｉ、およびＹからなる群から選ばれる少なくとも一種が含まれるものが挙げられ、さらに具体的には、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３などが挙げられる。また、目的の効果を得るために、材料Ｂが材料Ａよりも体積割合が少なくなるようにセラミックス材料は形成される。さらに、母材（材料Ａ）がＳｉＣである場合には、ＧＩａｖｅが１０～５００ｎｍであることが好ましい。
　所定の粒径の原料粉末を用いて、所定の焼成条件で焼成することにより、異種材料粒子と異種材料粒子の間隔ＧＩを制御した実施形態１のセラミックス材料を得ることができる。また、原料粉末を分散剤を用いて分散させて、１次粒子まで解砕し、それをプレス成形、焼成することにより、焼結した際に異種材料粒子と異種材料粒子の間隔ＧＩのばらつきが少なくなる。
（実施形態２）
　図１Ｂに、多孔体によって構成されたセラミックス材料の実施形態を示す。本実施形態は、材料Ａ中に気孔Ｃがある長さの間隔で存在している構造を有する。微構造の代表長さＬａは、気孔Ｃの間隔である構造長さである。
　多孔体中の気孔Ｃと気孔Ｃの間隔をＰＩとすると、ＰＩが微構造の代表長さＬａである。ある気孔Ｃ１に対し、その周りにある気孔Ｃｉの内、最短の位置にある気孔Ｃ２を選択し、Ｃ１とＣ２との距離をＰＩとする。０．１ＬＡＭＦＰ≦ＰＩ≦１００ＬＡＭＦＰであることが好ましい。気孔Ｃと気孔Ｃとの間隔に分布があったとしても（間隔が一定でない場合でも）、ＰＩが上記の範囲内であることが好ましく、全体の８０％以上のＰＩがこの範囲内にあることが好ましい。多孔体中の気孔Ｃと気孔Ｃの間隔をＰＩがこのような範囲内となるようにセラミックス材料を形成することにより、温度によって熱伝導率が大きく変化するセラミックス材料を得ることができる。
　熱伝導率を大きく変化させる場合には、０．１ＬＡＭＦＰ≦ＰＩ＜ＬＡＭＦＰとすることが好ましい。しかしながら、この場合、熱伝導率の絶対値が低くなりすぎる場合がある。したがって、熱伝導率を大きく変化させるためには、０．１ＬＡＭＦＰ≦ＰＩ≦１００ＬＡＭＦＰであることがより好ましいが、熱伝導率の絶対値を高く保ちたい場合はＬＡＭＦＰ≦ＰＩ≦１００ＬＡＭＦＰの方がより好ましい場合もある。
　気孔Ｃと気孔Ｃの間隔ＰＩの平均値をＰＩａｖｅとするとき、気孔Ｃと気孔Ｃの間隔ＰＩが０．１ＰＩａｖｅ以上１０ＰＩａｖｅ以下であることが好ましい。気孔Ｃと気孔Ｃの間隔ＰＩがこのような範囲内となるようにセラミックス材料を形成することにより、温度によって熱伝導率が大きく変化するセラミックス材料を得ることができる。
　実施形態２のようなセラミックス材料としては、ＳｉＣの多孔体が挙げられる。この場合、ＰＩａｖｅが１０～５００ｎｍであることが好ましい。ＰＩａｖｅがこの範囲内であると、多孔体を室温付近で熱スイッチとして機能させることができる。
　所定の粒径の原料粉末を用いて、所定の焼成条件で焼成することにより、気孔の間隔ＰＩを制御した実施形態２のセラミックス材料を得ることができる。また、原料粉末を分散剤を用いて分散させて、１次粒子まで解砕し、それをプレス成形、焼成することにより、焼結した際に気孔の間隔ＰＩのばらつきが少なくなる。
（実施形態３）
　図１Ｃは、多結晶によって構成されたセラミックス材料の実施形態を示す。本実施形態は、多結晶によって構成され、結晶粒子の粒径ｄが微構造の代表長さＬａである。したがって、０．１ＬＡＭＦＰ≦ｄ≦１００ＬＡＭＦＰであることが好ましい。粒径ｄに分布があったとしても（間隔が一定でない場合でも）、ｄが上記の範囲内であることが好ましく、全体の８０％以上のｄがこの範囲内にあることが好ましい。結晶粒子の粒径ｄがこのような範囲内となるようにセラミックス材料を形成することにより、温度によって熱伝導率が大きく変化するセラミックス材料を得ることができる。
　熱伝導率を大きく変化させる場合には、０．１ＬＡＭＦＰ≦ｄ＜ＬＡＭＦＰとすることが好ましい。しかしながら、この場合、熱伝導率の絶対値が低くなりすぎる場合がある。したがって、熱伝導率を大きく変化させるためには、０．１ＬＡＭＦＰ≦ｄ≦１００ＬＡＭＦＰであることがより好ましいが、熱伝導率の絶対値を高く保ちたい場合はＬＡＭＦＰ≦ｄ≦１００ＬＡＭＦＰの方がより好ましい場合もある。
　結晶粒子の粒径ｄの平均値をｄａｖｅとする場合、粒径ｄが０．１ｄａｖｅ以上１０ｄａｖｅ以下であることが好ましい。粒径ｄの平均値ｄａｖｅがこのような範囲内となるようにセラミックス材料を形成することにより、温度によって熱伝導率が大きく変化するセラミックス材料を得ることができる。
　実施形態３のようなセラミックス材料としてはＳｉＣの多結晶体が挙げられる。この場合、ｄａｖｅが１０～５００ｎｍであることが好ましい。ｄａｖｅがこの範囲内であると、多結晶体を室温付近で熱スイッチとして機能させることができる。
　所定の粒径の原料粉末を用いて、所定の焼成条件で焼成することにより、結晶粒子の粒径ｄを制御した実施形態３のセラミックス材料を得ることができる。
（熱スイッチ）
　上記のようなセラミックス材料は、温度によって熱伝導率が大きく変化するため熱スイッチとして用いることができる。例えば、図２に示すように、セラミックス材料は室温以上のある温度を境に急激に熱伝導率が増加する。熱スイッチとは、熱伝導率が低い状態（断熱状態）と高い状態（伝熱状態）とを切り替えられる材料である。温度が上昇した場合に熱伝導率が高くなる熱スイッチは、ある温度（第１温度）以下では、熱伝導率が低いため、熱スイッチはＯＦＦの状態と言える。一方、第１温度より高い第２温度以上では、熱伝導率が高くなり、熱スイッチはＯＮの状態と言える。
　本発明の熱スイッチを、熱を発生する熱発生源の周囲に備えることにより、温度調整構造を作製することができる。温度調整構造とは、熱発生源から熱を有効利用しつつ、温度を調整する機能を有する構造をいう。熱を発生する熱発生源とは、熱を発生するもののことをいい、特に限定されるものではない。温度調整構造は、第１温度とそれより高温または低温の第２温度とで放熱状態を変化させることにより、熱発生源の熱による温度を調整して、温度調整構造を備えたものの性能を向上させることができる。具体的には、熱発生源の例としては、バッテリーパック、モーター、ＣＰＵ、制御回路、エンジン、ブレーキ、ギアボックスなどが挙げられる。これらの周囲に熱スイッチを備えた構造が、温度調整構造である。熱発生源を太陽光とした場合には、建材、窓、サッシに熱スイッチを備えることにより、室内の温度調整構造とすることができる。
　なお、熱スイッチにおいて、熱の流入面や熱の流出面における熱の流入／流出の抵抗を減らすため、次の（１）、（２）のような構成とすることも好ましい態様である。（１）熱の流入面や流出面がガスや液体などの流体と接触する場合、熱伝達をよくするために、表面に凹凸を設けて、表面積を増やす。（２）熱の流入面や流出面が固体と接触する場合、熱抵抗を減らすために、いずれの界面も平滑にする、または、熱伝導グリースなどを介在させる、あるいは、接合する。
　以下、本発明を実施例に基づいてさらに詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
（実施例１）
　気孔の間隔のばらつきが少ない成形体とし、焼結した際にも気孔の間隔のばらつきを少なくするため、平均粒径１００ｎｍの炭化ケイ素粉末を、分散剤の入ったエタノールを用いて分散させた。この炭化ケイ素粉末をプレス成形して、直径３０ｍｍ、厚さ６ｍｍの円盤状の成形体を準備した。この成形体をＡｒ雰囲気中で２０５０℃で焼成し、多孔質な炭化ケイ素焼結体を得た。
　この焼結体を電子顕微鏡で観察し、その画像から、構成している炭化ケイ素粒子および気孔についての値を計測した。任意に選択した１０個の炭化ケイ素粒子の粒径の平均値は１００ｎｍであった。また、任意に選択した１０個の気孔について、その気孔とその周辺の気孔のうち最も近接した気孔との間隔を計測したところ、その平均値は１００ｎｍであった。前述のように、ＳｉＣの熱伝導率４１０Ｗ／ｍＫ（出典：日本学術振興会高温セラミック材料第１２４委員会編「ＳｉＣ系セラミック新材料」）、密度３．２１ｇ／ｃｍ３（出典：「ＳｉＣ系セラミック新材料」）、比熱６９０Ｊ／ｇＫ（出典：「ＳｉＣ系セラミック新材料」）、熱容量２２１５ｋＪ／ｍ３Ｋ（出典：「ＳｉＣ系セラミック新材料」に記載の密度と比熱より算出）、音速１０３６０ｍ／ｓ（出典：特開平８－１４９５９１号公報）を用いると、材料がＳｉＣの場合、ＬＡＭＦＰ＝（３×熱伝導率）／（熱容量×音速）より、ＬＡＭＦＰは５４ｎｍである。つまりＳｉＣのフォノンの平均自由行程は、５４ｎｍであり、気孔の間隔はフォノンの平均自由行程の０．１倍以上、１００倍以下であることを確認した。
　この焼結体の熱伝導率を測定したところ、室温では５Ｗ／（ｍ・Ｋ）であり、２００℃では１０Ｗ／（ｍ・Ｋ）であった。結果を表１に示す。このことから、室温では断熱状態、高温では放熱状態となる熱スイッチとして機能することが分かった。
（実施例２）
　平均粒径２０ｎｍの炭化ケイ素粉末をプレス成形して、直径３０ｍｍ、厚さ６ｍｍの円盤状の成形体を準備した。この成形体を放電プラズマ焼結法（ＳＰＳ）（１４００℃、１０分）で焼成し、多孔質な炭化ケイ素焼結体を得た。
　この焼結体を電子顕微鏡で観察し、その画像から、構成している炭化ケイ素粒子および気孔についての値を計測した。任意に選択した１０個の炭化ケイ素粒子の粒径の平均値は３０ｎｍであった。また、任意に選択した１０個の気孔について、その気孔とその周辺の気孔のうち最も近接した気孔との間隔を計測したところ、その平均値は３０ｎｍであった。ＳｉＣのフォノンの平均自由行程は、５４ｎｍであるため、気孔の間隔はフォノンの平均自由行程の０．１倍以上、１００倍以下であることを確認した。
　この焼結体の熱伝導率を測定したところ、室温（２５℃）では４．１Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１００℃では６．６Ｗ／（ｍ・Ｋ）、２００℃では９．５Ｗ／（ｍ・Ｋ）であり、熱伝導率は室温（２５℃）から１００℃にかけて増加していることを確認した。結果を表１に示す。１００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の１．５倍以上であり、２００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の２倍以上であった。
（実施例３）
　実施例２と同様に成形体を準備し、その成形体を放電プラズマ焼結法（ＳＰＳ）（１４００℃、３０分）で焼成し、多孔質な炭化ケイ素焼結体を得た。
　この焼結体を電子顕微鏡で観察し、その画像から、構成している炭化ケイ素粒子および気孔についての値を計測した。任意に選択した１０個の炭化ケイ素粒子の粒径の平均値は５２ｎｍであった。また、任意に選択した１０個の気孔について、その気孔とその周辺の気孔のうち最も近接した気孔との間隔を計測したところ、その平均値は５５ｎｍであった。ＳｉＣのフォノンの平均自由行程は、５４ｎｍであるため、気孔の間隔はフォノンの平均自由行程の０．１倍以上、１００倍以下であることを確認した。
　この焼結体の熱伝導率を測定したところ、室温（２５℃）では７．８Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１００℃では１２Ｗ／（ｍ・Ｋ）、２００℃では１６Ｗ／（ｍ・Ｋ）であり、熱伝導率は室温（２５℃）から１００℃にかけて増加していることを確認した。結果を表１に示す。１００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の１．５倍以上であり、２００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の２倍以上であった。
（実施例４）
　実施例２と同様に成形体を準備し、その成形体を放電プラズマ焼結法（ＳＰＳ）（１５００℃、１０分）で焼成し、多孔質な炭化ケイ素焼結体を得た。
　この焼結体を電子顕微鏡で観察し、その画像から、構成している炭化ケイ素粒子および気孔についての値を計測した。任意に選択した１０個の炭化ケイ素粒子の粒径の平均値は９５ｎｍであった。また、任意に選択した１０個の気孔について、その気孔とその周辺の気孔のうち最も近接した気孔との間隔を計測したところ、その平均値は９８ｎｍであった。ＳｉＣのフォノンの平均自由行程は、５４ｎｍであるため、気孔の間隔はフォノンの平均自由行程の０．１倍以上、１００倍以下であることを確認した。
　この焼結体の熱伝導率を測定したところ、室温（２５℃）では１３Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１００℃では２０Ｗ／（ｍ・Ｋ）、２００℃では２８Ｗ／（ｍ・Ｋ）であり、熱伝導率は室温（２５℃）から１００℃にかけて増加していることを確認した。結果を表１に示す。１００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の１．５倍以上であり、２００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の２倍以上であった。
（実施例５）
　実施例２と同様に成形体を準備し、その成形体をＡｒ雰囲気中（１４００℃、２ｈ）で焼成し、多孔質な炭化ケイ素焼結体を得た。
　この焼結体を電子顕微鏡で観察し、その画像から、構成している炭化ケイ素粒子および気孔についての値を計測した。任意に選択した１０個の炭化ケイ素粒子の粒径の平均値は２３ｎｍであった。また、任意に選択した１０個の気孔について、その気孔とその周辺の気孔のうち最も近接した気孔との間隔を計測したところ、その平均値は２５ｎｍであった。ＳｉＣのフォノンの平均自由行程は、５４ｎｍであるため、気孔の間隔はフォノンの平均自由行程の０．１倍以上、１００倍以下であることを確認した。
　この焼結体の熱伝導率を測定したところ、室温（２５℃）では０．６１Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１００℃では０．９９Ｗ／（ｍ・Ｋ）、２００℃では１．４Ｗ／（ｍ・Ｋ）であり、熱伝導率は室温（２５℃）から１００℃にかけて増加していることを確認した。結果を表１に示す。１００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の１．５倍以上であり、２００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の２倍以上であった。
（実施例６）
　実施例２と同様に成形体を準備し、その成形体を真空中（１４００℃、２ｈ）で焼成し、多孔質な炭化ケイ素焼結体を得た。
　この焼結体を電子顕微鏡で観察し、その画像から、構成している炭化ケイ素粒子および気孔についての値を計測した。任意に選択した１０個の炭化ケイ素粒子の粒径の平均値は２２ｎｍであった。また、任意に選択した１０個の気孔について、その気孔とその周辺の気孔のうち最も近接した気孔との間隔を計測したところ、その平均値は２６ｎｍであった。ＳｉＣのフォノンの平均自由行程は、５４ｎｍであるため、気孔の間隔はフォノンの平均自由行程の０．１倍以上、１００倍以下であることを確認した。
　この焼結体の熱伝導率を測定したところ、室温（２５℃）では０．５３Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１００℃では０．８５Ｗ／（ｍ・Ｋ）、２００℃では１．２Ｗ／（ｍ・Ｋ）であり、熱伝導率は室温（２５℃）から１００℃にかけて増加していることを確認した。結果を表１に示す。１００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の１．５倍以上であり、２００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の２倍以上であった。
（実施例７）
　実施例２と同様に成形体を準備し、その成形体をホットプレス（１４００℃、１ｈ）で焼成し、多孔質な炭化ケイ素焼結体を得た。
　この焼結体を電子顕微鏡で観察し、その画像から、構成している炭化ケイ素粒子および気孔についての値を計測した。任意に選択した１０個の炭化ケイ素粒子の粒径の平均値は５７ｎｍであった。また、任意に選択した１０個の気孔について、その気孔とその周辺の気孔のうち最も近接した気孔との間隔を計測したところ、その平均値は６３ｎｍであった。ＳｉＣのフォノンの平均自由行程は、５４ｎｍであるため、気孔の間隔はフォノンの平均自由行程の０．１倍以上、１００倍以下であることを確認した。
　この焼結体の熱伝導率を測定したところ、室温（２５℃）では８．２Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１００℃では１２Ｗ／（ｍ・Ｋ）、２００℃では１７Ｗ／（ｍ・Ｋ）であり、熱伝導率は室温（２５℃）から１００℃にかけて増加していることを確認した。結果を表１に示す。１００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の１．５倍以上であり、２００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の２倍以上であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
（実施例８）
　平均粒径２０ｎｍの炭化ケイ素粉末に、焼結助剤としてＹ２Ｏ３、Ａｌ２Ｏ３をそれぞれ５質量％添加した混合粉末をプレス成形して、直径３０ｍｍ、厚さ６ｍｍの円盤状の成形体を準備した。この成形体をＡｒ雰囲気中で２０００度で焼成し、緻密質な炭化ケイ素焼結体を得た。
　この焼結体を電子顕微鏡で観察したところ、ＳｉＣの他に異種材料粒子としてＡｌ、Ｙ、Ｏを含む相が観察された。この異種材料粒子についての値を電子顕微鏡画像から計測した。任意に選択した１０個の異種材料粒子について、ある異種材料粒子を選択し、その異種材料粒子と最も近接した異種材料粒子との間隔を計測したところ、その平均値は６０ｎｍであった。ＳｉＣのフォノンの平均自由行程は、５４ｎｍであるため、異種材料粒子の間隔はフォノンの平均自由行程の０．１倍以上、１００倍以下であることを確認した。
　この焼結体の熱伝導率を測定したところ、室温（２５℃）では１８Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１００℃では２８Ｗ／（ｍ・Ｋ）、２００℃では３８Ｗ／（ｍ・Ｋ）であり、熱伝導率は室温（２５℃）から１００℃にかけて増加していることを確認した。１００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の１．５倍以上であり、２００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の２倍以上であった。
（実施例９）
　平均粒径２０ｎｍの炭化ケイ素粉末にＳｒＣＯ３、Ａｌ２Ｏ３をそれぞれ５質量％添加した混合粉末をプレス成形して、直径３０ｍｍ、厚さ６ｍｍの円盤状の成形体を準備した。この成形体をＡｒ雰囲気中で１５００度で焼成し、緻密質な炭化ケイ素焼結体を得た。
　この焼結体を電子顕微鏡で観察したところ、ＳｉＣとその周りのＳｒ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｏを含む粒界相とからなる多結晶体であることが観察された。このＳｉＣ粒子についての値を電子顕微鏡画像から計測した。任意に選択した１０個のＳｉＣ粒子の粒径を計測したところ、その平均値は３５ｎｍであった。ＳｉＣのフォノンの平均自由行程は、５４ｎｍであるため、粒径はフォノンの平均自由行程の０．１倍以上、１００倍以下であることを確認した。
　この焼結体の熱伝導率を測定したところ、室温（２５℃）では２．５Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１００℃では４．２Ｗ／（ｍ・Ｋ）、２００℃では５．８Ｗ／（ｍ・Ｋ）であり、熱伝導率は室温（２５℃）から１００℃にかけて増加していることを確認した。１００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の１．５倍以上であり、２００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の２倍以上であった。
（実施例１０）
　平均粒径２０ｎｍの炭化ケイ素粉末をプレス成形して、直径３０ｍｍ、厚さ６ｍｍの円盤状の成形体を準備した。この成形体を大気雰囲気中で１５００度で焼成し、緻密質な炭化ケイ素焼結体を得た。
　この焼結体を電子顕微鏡で観察したところ、ＳｉＣとその周りのＳｉ、Ｏを含む粒界相とからなる多結晶体であることが観察された。このＳｉＣ粒子についての値を電子顕微鏡画像から計測した。任意に選択した１０個のＳｉＣ粒子の粒径を計測したところ、その平均値は３０ｎｍであった。ＳｉＣのフォノンの平均自由行程は、５４ｎｍであるため、粒径はフォノンの平均自由行程の０．１倍以上、１００倍以下であることを確認した。
　この焼結体の熱伝導率を測定したところ、室温（２５℃）では２．２Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１００℃では３．５Ｗ／（ｍ・Ｋ）、２００℃では５．３Ｗ／（ｍ・Ｋ）であり、熱伝導率は室温（２５℃）から１００℃にかけて増加していることを確認した。１００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の１．５倍以上であり、２００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の２倍以上であった。
（実施例１１）
　平均粒径４０ｎｍの窒化アルミニウム粉末をプレス成形して、直径３０ｍｍ、厚さ６ｍｍの円盤状の成形体を準備した。この成形体を窒素雰囲気中で１４００度で焼成し、多孔質な窒化アルミニウム焼結体を得た。
　この焼結体を電子顕微鏡で観察し、その画像から、構成している窒化アルミニウム粒子および気孔についての値を計測した。任意に選択した１０個の窒化アルミニウム粒子の粒径の平均値は５０ｎｍであった。また、任意に選択した１０個の気孔について、その気孔とその周辺の気孔のうち最も近接した気孔との間隔を計測したところ、その平均値は５５ｎｍであった。前述のように、ＡｌＮの熱伝導率１７０Ｗ／ｍＫ（出典：国際公開第２０１３／０６１９２６号）、密度３．２６ｇ／ｃｍ３（出典：日本セラミックス協会編「セラミックス辞典　第２版」丸善出版）、比熱７３４Ｊ／ｇＫ（出典：日本化学会編「化学便覧　基礎編ＩＩ　改訂５版」丸善出版）、熱容量２３９３ｋＪ／ｍ３Ｋ（上記の密度と比熱より算出）、音速６０１６ｍ／ｓ（出典：国際公開第２０１３／０６１９２６号）を用いると、材料がＡｌＮの場合、ＬＡＭＦＰ＝（３×熱伝導率）／（熱容量×音速）より、ＬＡＭＦＰは３５ｎｍである。つまりＡｌＮのフォノンの平均自由行程は、３５ｎｍであり、気孔の間隔はフォノンの平均自由行程の０．１倍以上、１００倍以下であることを確認した。
　この焼結体の熱伝導率を測定したところ、室温（２５℃）では２Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１００℃では３Ｗ／（ｍ・Ｋ）、２００℃では４Ｗ／（ｍ・Ｋ）であり、熱伝導率は室温（２５℃）から１００℃にかけて増加していることを確認した。１００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の１．５倍以上であり、２００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の２倍以上であった。
（実施例１２）
　平均粒径２５ｎｍの窒化珪素粉末をプレス成形して、直径３０ｍｍ、厚さ６ｍｍの円盤状の成形体を準備した。この成形体を窒素雰囲気中で１４００度で焼成し、多孔質な窒化珪素焼結体を得た。
　この焼結体を電子顕微鏡で観察し、その画像から、構成している窒化珪素粒子および気孔についての値を計測した。任意に選択した１０個の窒化珪素粒子の粒径の平均値は３０ｎｍであった。また、任意に選択した１０個の気孔について、その気孔とその周辺の気孔のうち最も近接した気孔との間隔を計測したところ、その平均値は３０ｎｍであった。前述のように、Ｓｉ３Ｎ４の熱伝導率１８０Ｗ／ｍＫ（出典：日本学術振興会先進セラミックス第１２４委員会「窒化ケイ素系セラミック新材料」）、密度３．１９ｇ／ｃｍ３（出典：「窒化ケイ素系セラミック新材料」）、比熱７１０Ｊ／ｇＫ（出典：「窒化ケイ素系セラミック新材料」）、熱容量２２６５ｋＪ／ｍ３Ｋ（上記の密度と比熱より算出）、音速１１７８０ｍ／ｓ（出典：特開平８－１４９５９１号公報）を用いると、材料がＡｌＮの場合、ＬＡＭＦＰ＝（３×熱伝導率）／（熱容量×音速）より、ＬＡＭＦＰは２０ｎｍである。つまりＳｉ３Ｎ４のフォノンの平均自由行程は、２０ｎｍであり、気孔の間隔はフォノンの平均自由行程の０．１倍以上、１００倍以下であることを確認した。
　この焼結体の熱伝導率を測定したところ、室温（２５℃）では２．２Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１００℃では３．３Ｗ／（ｍ・Ｋ）、２００℃では４．５Ｗ／（ｍ・Ｋ）であり、熱伝導率は室温（２５℃）から１００℃にかけて増加していることを確認した。１００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の１．５倍以上であり、２００℃の熱伝導率は室温の熱伝導率の２倍以上であった。
（比較例１）
　平均粒径１０μｍの炭化ケイ素粉末をプレス成形して、直径３０ｍｍ、厚さ６ｍｍの円盤状の成形体を準備した。この成形体をＡｒ雰囲気中で２２００℃で焼成し、多孔質な炭化ケイ素焼結体を得た。
　実施例１と同様にして、炭化ケイ素粒子の粒径および気孔の間隔について求めた。この焼結体は約１０μｍの炭化ケイ素粒子から構成されており、気孔がおよそ１０μｍ間隔で配置されていた。
　この焼結体の熱伝導率を測定したところ、室温では４５Ｗ／（ｍ・Ｋ）であり、２００℃では４０Ｗ／（ｍ・Ｋ）であった。したがって、断熱状態と放熱状態を切り替えるような熱スイッチとして機能しなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１，２に示すように、実施例１～１２は、温度によって熱伝導率が大きく変化した。
　本発明の熱スイッチは、温度によって熱の伝えやすさが変化するスイッチとして利用することができる。
１：セラミックス材料。

Claims (14)

  1. 　室温におけるフォノンの見かけの平均自由行程ＬＡＭＦＰを
    　ＬＡＭＦＰ＝（３×熱伝導率）／（熱容量×音速）
    　で定義したとき、
    　微構造の代表長さＬａが０．１ＬＡＭＦＰ≦Ｌａ≦１００ＬＡＭＦＰであり、熱伝導率が室温から１００℃の間で単調に増加するセラミックス材料。
  2. 　１００℃における熱伝導率が室温の熱伝導率の１．５倍以上である請求項１に記載のセラミックス材料。
  3. 　２００℃での熱伝導率が室温の熱伝導率の２倍以上である請求項１または２に記載のセラミックス材料。
  4. 　母材に異種材料が分散した複合材料によって構成され、異種材料粒子と異種材料粒子の間隔ＧＩが前記微構造の前記代表長さＬａである請求項１～３のいずれか１項に記載のセラミックス材料。
  5. 　前記異種材料粒子と前記異種材料粒子の間隔ＧＩの平均値をＧＩａｖｅとするとき、前記異種材料粒子と前記異種材料粒子の間隔ＧＩが０．１ＧＩａｖｅ以上１０ＧＩａｖｅ以下である請求項４に記載のセラミックス材料。
  6. 　前記母材がＳｉＣであり、前記異種材料粒子が、Ｏ、Ｂ、Ｃ、Ｎ、Ａｌ、Ｓｉ、およびＹからなる群から選ばれる少なくとも一種が含まれるものである請求項５に記載のセラミックス材料。
  7. 　前記母材がＳｉＣあり、ＧＩａｖｅが１０～５００ｎｍである請求項５または６に記載のセラミックス材料。
  8. 　多孔体によって構成され、前記多孔体中の気孔と気孔の間隔ＰＩが前記微構造の前記代表長さＬａである請求項１～３のいずれか１項に記載のセラミックス材料。
  9. 　前記気孔と前記気孔の間隔ＰＩの平均値をＰＩａｖｅとするとき、前記気孔と前記気孔の間隔ＰＩが０．１ＰＩａｖｅ以上１０ＰＩａｖｅ以下である請求項８に記載のセラミックス材料。
  10. 　前記セラミックス材料がＳｉＣの多孔体であって、ＰＩａｖｅが１０～５００ｎｍである請求項９に記載のセラミックス材料。
  11. 　多結晶によって構成され、結晶粒子の粒径ｄが前記微構造の前記代表長さＬａである請求項１～３のいずれか１項に記載のセラミックス材料。
  12. 　前記結晶粒子の前記粒径ｄの平均値をｄａｖｅとするとき、前記粒径ｄが０．１ｄａｖｅ以上１０ｄａｖｅ以下である請求項１１に記載のセラミックス材料。
  13. 　前記セラミックス材料がＳｉＣの多結晶体であり、ｄａｖｅが１０～５００ｎｍである請求項１２に記載のセラミックス材料。
  14. 　請求項１～１３のいずれか１項に記載のセラミックス材料を用いた、温度により熱伝導率が変化する熱スイッチ。
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