JP2019108271A - SiC繊維を含むハイブリッド複合材料およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】モノリシックセラミックス材料の固有欠点である脆性を克服したSiC繊維強化セラミックス複合材料を提供すること。【解決手段】炭素被覆層もしくはBN被覆層16を有する大直径のSiC繊維(直径≧50μm)が、旧Ti箔の展開される方向に大略一定間隔に単層に位置すると共に、旧Ti箔の積層される方向に格子状又は千鳥状となるように大略一定間隔に位置する炭素被覆層もしくはBN被覆層16を有するSiC繊維10と、旧Ti箔の展開される方向に連続して位置すると共に、炭素被覆層もしくはBN被覆層16を有するSiC繊維の表面層を覆う状態の旧Ti箔相20と、旧Ti箔相20と炭素被覆層もしくはBN被覆層16を有するSiC繊維10を保持するマトリックス相30とを有する。【選択図】図2
Description
本発明は、高温耐熱材料に用いて好適なSiC繊維強化セラミックス複合材料に関し、特にモノリシックセラミックス材料の固有欠点である脆性を克服したSiC繊維強化セラミックス複合材料に関する。
セラミックス繊維とセラミックスマトリックスとからなるセラミックス基複合材料(Ceramic Matrix Composite:以下、CMCと略称する)は、従来から、例えばジェットエンジンや火力発電所のシュラウド部品やタービン部品などのような高温耐熱材料として用いられている。
一般的にセラミック繊維強化複合材料では、セラミックス繊維とマトリックスとの界面接着強度を制御し、または界面反応を抑制するために、セラミックス繊維とマトリックスとの界面に特別な界面層が必要とされており、六方晶窒化ホウ素(h−BN)もしくは熱分解炭素(PyC)の界面層が最も多く用いられている。
ところが、窒化ホウ素は800〜1300℃の温度域における水蒸気または空気による酸化が発生し、セラミック繊維強化複合材料の高温特性を阻害する。同様に、炭素は400℃以上の温度域における空気による酸化が発生し、セラミック繊維強化複合材料の高温特性を阻害する。
一般的にセラミック繊維強化複合材料では、セラミックス繊維とマトリックスとの界面接着強度を制御し、または界面反応を抑制するために、セラミックス繊維とマトリックスとの界面に特別な界面層が必要とされており、六方晶窒化ホウ素(h−BN)もしくは熱分解炭素(PyC)の界面層が最も多く用いられている。
ところが、窒化ホウ素は800〜1300℃の温度域における水蒸気または空気による酸化が発生し、セラミック繊維強化複合材料の高温特性を阻害する。同様に、炭素は400℃以上の温度域における空気による酸化が発生し、セラミック繊維強化複合材料の高温特性を阻害する。
そこで、セラミック繊維を無機物からなるマトリクスで複合化した複合材料基材において、この複合材料基材に存在する気孔の全部あるいは一部にチタン等の遷移金属の二ケイ化物とケイ素から構成される含浸材を含浸させて、セラミック繊維強化複合材料を製造する方法が提案されている(特許文献1等参照。)
また、セラミック繊維のプリフォームに炭素粉末を含浸させ、これに金属ケイ素を溶融含浸することで炭化ケイ素マトリクスを反応焼結法によって形成し、界面層の劣化を抑制する技術が公知である(特許文献2、3等参照)。
さらに、炭化ケイ素繊維と炭化ケイ素粒子を含む成形体に対して金属ケイ素をバインダーとして成形した炭化ケイ素繊維/ケイ素−炭化ケイ素複合材料として界面層の劣化を抑制し、力学特性を向上する技術が公知である(特許文献4等参照。)
また、セラミック繊維のプリフォームに炭素粉末を含浸させ、これに金属ケイ素を溶融含浸することで炭化ケイ素マトリクスを反応焼結法によって形成し、界面層の劣化を抑制する技術が公知である(特許文献2、3等参照)。
さらに、炭化ケイ素繊維と炭化ケイ素粒子を含む成形体に対して金属ケイ素をバインダーとして成形した炭化ケイ素繊維/ケイ素−炭化ケイ素複合材料として界面層の劣化を抑制し、力学特性を向上する技術が公知である(特許文献4等参照。)
しかし、上記の特許文献1の技術には、製造工程が複雑かつ工期が長いという問題がある。この理由は、含浸に用いられる複合材料基材の製造プロセスには、化学気相蒸着法(CVD)、化学気相浸透法(CVI)、セラミックス前駆体含浸焼成法(PIP)などの従来のCMCの製造方法を用いているためである。また、この方法で得られた複合材料には低融点のSiや金属の二ケイ化物が残存することと複合材料の高温強度が低いという問題がある。
また、上記の特許文献2、3で公知の技術は、製造プロセス中に溶融ケイ素とセラミック繊維もしくは界面層が直接触れることによるセラミック繊維や界面層の劣化を防ぐため、セラミック繊維表面に化学気相蒸着法(CVD法)等による反応保護層を形成する必要があり、製造工程が複雑となるという問題がある。
また、上記の特許文献2、3で公知の技術は、製造プロセス中に溶融ケイ素とセラミック繊維もしくは界面層が直接触れることによるセラミック繊維や界面層の劣化を防ぐため、セラミック繊維表面に化学気相蒸着法(CVD法)等による反応保護層を形成する必要があり、製造工程が複雑となるという問題がある。
また、ケイ素の溶融含浸にあたっては、ケイ素の融点である1414℃以上、一般には1450℃以上に加熱する必要があるが、この温度域では多くのセラミック繊維では熱分解が発生し、セラミック繊維の強度が大きく低下するという問題がある。例えば、セラミック繊維として一般的に用いられる非晶質炭化ケイ素(SiC)繊維や非晶質アルミナ繊維等は、これらのセラミック繊維の製造温度以上で熱処理を行うと熱分解が進行し、力学特性が大きく阻害されることが知られている。そのため、ケイ素を溶融含浸する場合には、高温での化学的安定性に優れた極めて高価で特殊なセラミック繊維(例えば、結晶質炭化ケイ素繊維であるチラノSA繊維(商品名:宇部興産(株))、ハイニカロンタイプS繊維(商品名:日本カーボン(株))等)を使用せざるを得ないという問題があった。
上記の特許文献4で公知の技術は、強度特性がバインダーである金属ケイ素に大きく依存するため、1300℃を越える温度域において複合材料の強度特性が大きく低下するという問題があった。
上記の特許文献4で公知の技術は、強度特性がバインダーである金属ケイ素に大きく依存するため、1300℃を越える温度域において複合材料の強度特性が大きく低下するという問題があった。
一方、MAX相(M:遷移族金属、A:アルミニウムやケイ素などのA族元素、X:CあるいはN)または超高温セラミックスであるZrB2、HfB2、TaB2とTiB2およびこれらの炭化物や窒化物などの高温構造セラミックスは難焼結で、緻密するために、一般的に1400℃以上の高温が必要である。また、1400℃以下の温度で緻密できても、繊維とマトリックス間における界面の反応による繊維表面のコーティング層は無くなるため、繊維の強化効果は発揮できないという問題があった。さらに、繊維とマトリックス間の熱膨張係数は大きな差があるので、緻密温度から冷却時、その熱膨張差によるマトリクッス中に残留熱引張応力を生じる。そのため、得られた複合材料中にマトリックスクラックを生じ、マトリクッスの応力伝達能力は低下することによる複合材料の力学特性は低下するという問題があった。
本発明は、以下の目的を達成するSiC繊維を含むハイブリッド複合材料を提供することを目的とする。
(あ)マトリックスは1400℃以下の加熱温度で、緻密にできること。
(い)マトリックスは繊維表面の炭素に富むコーティング層との反応が抑制されると共に、当該コーティング層が維持された状態で繊維の表面に密着、かつ開裂しないこと。
(う)繊維とマトリックス間の熱膨張係数の差はできるだけ小さいこと。
(あ)マトリックスは1400℃以下の加熱温度で、緻密にできること。
(い)マトリックスは繊維表面の炭素に富むコーティング層との反応が抑制されると共に、当該コーティング層が維持された状態で繊維の表面に密着、かつ開裂しないこと。
(う)繊維とマトリックス間の熱膨張係数の差はできるだけ小さいこと。
本発明のSiC繊維(直径≧50μm)を含むハイブリッド複合材料は、炭素被覆層を有するSiC繊維が、旧Ti箔の展開される方向に大略一定間隔に単層に位置すると共に、旧Ti箔の積層される方向に格子状又は千鳥状となるように大略一定間隔に位置する前記炭素被覆層を有するSiC繊維と、
旧Ti箔の展開される方向に連続して位置すると共に、前記炭素被覆層を有するSiC繊維の表面層を覆う状態の前記旧Ti箔相と、
前記旧Ti箔相と前記炭素被覆層を有するSiC繊維を保持するマトリックス相とを有するSiC繊維を含むことを特徴とする。
旧Ti箔の展開される方向に連続して位置すると共に、前記炭素被覆層を有するSiC繊維の表面層を覆う状態の前記旧Ti箔相と、
前記旧Ti箔相と前記炭素被覆層を有するSiC繊維を保持するマトリックス相とを有するSiC繊維を含むことを特徴とする。
本発明のSiC繊維を含むハイブリッド複合材料において、好ましくは、前記旧Ti箔は厚さ5μm以上50μm以下の純チタンまたはチタン合金よりなる箔であり、前記マトリックス相は、Ti3AlC2粉末、Ti3SiC2粉末、ZrB2とZrCx(0.6≦x≦1)の反応前駆体であるB4CとZrの混合粉末、TiB2とTiCの反応前駆体であるB4CとTiの混合粉末の一種を含むことを特徴とする。旧Ti箔の厚さは、5μm未満においては、高温ではTi元素が前記マトリックス相に拡散して、Ti層がなくなる。旧Ti箔の厚さは、50μmを超えると、金属層であるTi層が厚すぎて高温強度が低下する。
本発明のSiC繊維を含むハイブリッド複合材料において、好ましくは、炭素被覆層もしくはBN被覆層を有するSiC繊維の直径は、50μm以上200μm以下であるとよい。SiC繊維の直径が50μm未満より細いと、繊維の整列や繊維間にマトリックスを充填することが大変になる。SiC繊維の直径が200μmを超す太さの場合には、繊維による強度強化効果が得られないと共に、繊維材料の製造が困難になる。当該SiC繊維の直径は、80μm以上200μm以下であるとさらに好ましい。
本発明のSiC繊維を含むハイブリッド複合材料の製造方法は、例えば図1に示すように、複数本の炭素被覆層を有するSiC繊維、複数枚のTi箔4、並びにマトリックスの出発材料8を準備する工程と、両面がTi箔4で覆われたマット状のSiC繊維2を形成して、SiCとTiの複合材料シート6を製造する工程と、SiCとTiの複合材料シート6の各層の間にマトリックスの出発材料8を充填する工程と、マトリックスの出発材料8が充填されたTi箔4とSiC繊維2の積層体をホットプレスする工程であって、ホットプレスの温度は1000℃以上1400℃以下の範囲である前記ホットプレス工程と、前記ホットプレスされた前記積層体を冷却する工程と、を含むことを特徴とする。
本発明のSiC繊維を含むハイブリッド複合材料の製造方法において、好ましくは、前記ホットプレスの圧力と時間は前記SiC繊維の炭素被覆層が維持されるように定めると共に、前記冷却工程では、前記積層体のセラミック層にクラックを生じさせないとよい。
本発明のSiC繊維を含むハイブリッド複合材料の製造方法において、好ましくは、マトリックスの出発材料は、Ti3AlC2粉末、Ti3SiC2粉末、B4CとZrの混合粉末、B4CとTiの混合粉末の少なくとも一種類であるとよい。
本発明のSiC繊維を含むハイブリッド複合材料の製造方法において、好ましくは、マトリックスの出発材料は、Ti3AlC2粉末、Ti3SiC2粉末、B4CとZrの混合粉末、B4CとTiの混合粉末の少なくとも一種類であるとよい。
ここで、Ti3AlC2粉末とTi3SiC2粉末は、其々ホットプレスによってMAX相であるTi3AlC2とTi3SiC2となる。B4CとZrの混合粉末は、ホットプレスによって超高温セラミックス相となるZrB2とZrCx(0.6≦x≦1)の反応前駆体である。B4CとTiの混合粉末は、ホットプレスによって超高温セラミックス相となるTiB2とTiCx(0.5≦x≦1)の反応前駆体である。ここで、B4C単体でなくB4CにZrを混合した粉末を用いているのは、低温(1200℃以下)で反応によるZrB2−ZrCxマトリックスが得られることと緻密温度を1400℃以下にするためである。B4C単体では、ZrB2−ZrCxマトリックスの生成ができなくて、かつ緻密温度が1800℃以上と非常に高くなるためである。
本発明のSiC繊維を含むハイブリッド複合材料によれば、次の効果がある。
(あ)マトリックスは1400℃以下の加熱温度で、緻密にできること。
(い)マトリックスは繊維表面の炭素に富むコーティング層との反応が抑制されると共に、当該コーティング層が維持された状態で繊維の表面に密着し、かつ開裂しない。
(う)繊維とマトリックス間の熱膨張係数の差はかなり小さい。
(あ)マトリックスは1400℃以下の加熱温度で、緻密にできること。
(い)マトリックスは繊維表面の炭素に富むコーティング層との反応が抑制されると共に、当該コーティング層が維持された状態で繊維の表面に密着し、かつ開裂しない。
(う)繊維とマトリックス間の熱膨張係数の差はかなり小さい。
本明細書で使用する「繊維状材料」という用語には、繊維(ファイバー)、フィラメント、連続フィラメントおよびこれらの任意の組合せが含まれる。この繊維状材料は非晶質、結晶質またはそれらの混合物であってもよい。結晶性繊維状材料は、単結晶性または多結晶性の何れでもよい。
繊維状材料は、炭素被覆層もしくはBN被覆層を有するSiC繊維で、その直径は、50μm以上200μm以下であるとよい。繊維状材料は、酸素を含有しない元素組成とすることで、仮に炭素被覆層を用いても、400℃以上の温度域における炭素の空気による酸化を防止でき、セラミック繊維強化複合材料の高温特性を保持できる。
繊維状材料は、炭素被覆層もしくはBN被覆層を有するSiC繊維で、その直径は、50μm以上200μm以下であるとよい。繊維状材料は、酸素を含有しない元素組成とすることで、仮に炭素被覆層を用いても、400℃以上の温度域における炭素の空気による酸化を防止でき、セラミック繊維強化複合材料の高温特性を保持できる。
炭素被覆層もしくはBN被覆層は、繊維状材料に有害な影響を及ぼすことのない従来法、例えば蒸着等によって設けることができる。この被覆層の厚みは、少なくとも連続的であるのに充分な厚みとするのが良く、例えば約0.5μmから約5μmまでの厚みの範囲であり、特に約1μmから約2μmまでの厚みの範囲までが好ましい。通常、約5μmよりも厚い被覆層でさらに利点が得られることはない。
マトリックス形成用の材料は、1400℃より高く、好ましくは1500℃より高い融点または軟化点を有する高温構造セラミックスからなる。このような高温構造セラミックスは、MAX相(M:遷移族金属、A:アルミニウムやケイ素などのA族元素、X:CあるいはN)、またはZrB2−ZrC若しくはTiB2−TiCを含む。現在MAX相としてバルク又は薄膜で得られているものは、以下のものである。まず211型では、Ti2CdC、Sc2InC、Ti2AlC、Ti2GaC、Ti2InC、Ti2TlC、V2AlC、V2GaC、Cr2GaC、Ti2AlN、Ti2GaN、Ti2InN、V2GaN、Cr2GaN、Ti2GeC、Ti2SnC、Ti2PbC、V2GeC、Cr2AlC、Cr2GeC、V2PC、V2AsC、Ti2SC、Zr2InC、Zr2TlC、Nb2AlC、Nb2GaC、Nb2InC、Mo2GaC、Zr2InN、Zr2TlN、Zr2SnC、Zr2PbC、Nb2SnC、Nb2PC、Nb2AsC、Zr2SC、Nb2SC、Hf2InC、Hf2TlC、Ta2AlC、Ta2GaC、Hf2SnC、Hf2PbC、Hf2SnN、Hf2SCである。次に、312型ではTi3AlC2、V3AlC2、Ti3SiC2、Ti3GeC2、Ti3SnC2、Ta3AlC2である。次に、413型ではTi4AlN3、V4AlC3、Ti4GaC3、Ti4SiC3、Ti4GeC3、Nb4AlC3、Ta4AlC3である。
耐熱性金属箔は、炭素被覆層もしくはBN被覆層を有するSiC繊維が伸びた状態であって相互に重ならない単層で展開された状態を挟み込むように積層されると共に、耐熱性金属箔の積層方向にはマトリックス形成用の高温構造セラミックス粒子が充填される。耐熱性金属箔としては、典型的にはTi箔が用いられるが、Ti箔の代用の金属箔として、例えば、Ti合金、Ni合金、Nb、Zr合金、Fe合金、Co合金などの高融点金属およびその合金箔が使うことができる。また、高融点金属箔としては、白金族の元素、例えばルテニウム、ロジウム、パラジウム、オスミウム、イリジウム、白金などでも良い。耐熱性金属箔の厚さは、5μm以上50μm以下であるとよい。
本発明の複合材を製造する為の殆どの方法で、被覆された繊維状材料をマトリックス形成用の高温構造セラミックス粉末と接触させると共に、被覆された繊維状材料を単層に並べて、耐熱性金属箔で各層を分離した状態で一旦前駆体となる積層体を形成する。次に、この積層体を1000℃以上1400℃以下の範囲で加熱加圧処理して、被覆された繊維状材料をマトリックス形成用の高温構造セラミックス粉末と耐熱性金属箔で固めた緻密な構造体として、所望の組成物、配列体、混合物、または成形体を形成する。このセラミックス粉末は、焼結または高密度化の可能な粒径の粉末であって、通常その平均粒子サイズはサブミクロンから約10μmまでの範囲であり、特に好ましくは約2μmから約4μmまでの範囲である。
上記の製造工程において、マトリックス形成用の粉末は固体状態で焼結または高密度化されて目的複合材中のマトリックスを生成する。繊維状材料やマトリックス形成用の粉末が加熱加圧処理によって失われることはほんどないが、耐熱性金属箔はマトリックス側および繊維側に拡散して消滅することがある。
第1の製法は、被覆された繊維状材料をマトリックス形成用の高温構造セラミックス粉末と接触させると共に、耐熱性金属箔で繊維状材料を含む各層の仕切り層を形成して、前駆体となる積層体を形成する。この積層体を気体雰囲気中で1000℃以上1400℃以下の範囲で加熱処理して、焼成または焼結する。この焼結された物体は、次にその密度を増大する為に、通常の方法で熱間等方圧プレスする。
第2の製法は、第1の製法では加熱処理と熱間等方圧プレスの二工程に分割していたものを、ホットプレスにより単一工程とするものである。
第1の製法は、被覆された繊維状材料をマトリックス形成用の高温構造セラミックス粉末と接触させると共に、耐熱性金属箔で繊維状材料を含む各層の仕切り層を形成して、前駆体となる積層体を形成する。この積層体を気体雰囲気中で1000℃以上1400℃以下の範囲で加熱処理して、焼成または焼結する。この焼結された物体は、次にその密度を増大する為に、通常の方法で熱間等方圧プレスする。
第2の製法は、第1の製法では加熱処理と熱間等方圧プレスの二工程に分割していたものを、ホットプレスにより単一工程とするものである。
被覆された繊維状材料は、最終複合材で要求される強度や耐熱性に応じて、目的複合材全体に分布させても良く、またその一部または複数の部分にのみ分布させてもよい。最終複合材中で、被覆された繊維状材料が露出しないことが望ましい。
最終複合材を製造するために、被覆された繊維状材料・マトリックス形成用のセラミックス粉末・耐熱性金属箔の組合せ組成物または混合物を成形体に成型するには、金型プレス、等方圧プレス、ローラー締固めまたはロールフォーミング等を使用して所望形状の成形体を製造することができる。
最終複合材を製造するために、被覆された繊維状材料・マトリックス形成用のセラミックス粉末・耐熱性金属箔の組合せ組成物または混合物を成形体に成型するには、金型プレス、等方圧プレス、ローラー締固めまたはロールフォーミング等を使用して所望形状の成形体を製造することができる。
成形体を真空または気体雰囲気中で焼結する上記第1の製法では、焼結の温度と時間は焼結する個々の材料および望まれる個々の複合材密度に大きく依存して経験的に決定される。一般に温度が高ければ、焼結時間はそれだけ短い。通常焼結温度は約1200℃から約1700℃が望ましく、焼結雰囲気は通常大気圧程度である。窒素、不活性ガス(例えばアルゴン)またはこれらの任意の組合せからなる気体雰囲気は、焼結温度の範囲内のどの温度でも使用することができる。
ホットプレス法を実施するには、被覆された繊維状材料・マトリックス形成用のセラミックス粉末・耐熱性金属箔の組合せ組成物、混合物または成形体を本発明の複合材が生成するのに十分な時間、ホット(熱間)プレスして高密度化する。ホットプレスの温度は約1000℃から約1400℃の範囲が望ましく、このようなプレス温度で掛けられる圧力は14MPaから使用できるプレス装置によって制限される最大の圧力までの範囲である。例えば、固体のグラファイト製金型の場合上限は35MPa程度であり、グラファイト繊維を用いた金型の場合には約100MPa程度が上限となる。ホットプレスは真空、窒素、アルゴン、および窒素とアルゴンの混合物等のように有害な影響を及ぼすことのないガス中で行い、所望の温度で通常は約30分程度までの範囲の経験的に決定される時間だけ実施する。
熱間等方圧プレス(Hot Isostatic Pressing)は、従来の方法で実施するとよい。複合材料形成用の材料を1000〜1600℃程度の高温と数十〜200MPaの等方的な圧力を被処理体に同時に加えて処理するプロセスで、通常はアルゴンなどのガスを圧力媒体として等方的な圧力を加えている。
本発明の複合材中のセラミックスマトリックスは、連続であり、被覆された繊維状材料の間隙に充填されているか、空隙を旧耐熱性金属箔と共に完全に充填している。通常、このマトリックスは被覆された繊維状材料の表面と、加熱加圧処理前に耐熱性金属箔が存在していた領域(旧耐熱性金属箔層)を挟んで接触している。
このセラミックスマトリックスは、複合材の固体部分の少なくとも30容量%以上の量で複合材中に存在する。このマトリックスは、非晶質でも結晶質でもよく、またこれらの組合せでも良い。セラミックスマトリックスは、多結晶質であって、平均粒子サイズが約100μm未満、または50μm未満、または20μm未満、最も好ましくは10μm未満であるとよい。
被覆された繊維状材料は、複合材の固体部分の少なくとも約10容量%以上を占める。この被覆された繊維状材料は、通常複合材の固体部分の約10容量%以上から約50容量%までの範囲であり、約20容量%から約40容量%までであることが多い。
このセラミックスマトリックスは、複合材の固体部分の少なくとも30容量%以上の量で複合材中に存在する。このマトリックスは、非晶質でも結晶質でもよく、またこれらの組合せでも良い。セラミックスマトリックスは、多結晶質であって、平均粒子サイズが約100μm未満、または50μm未満、または20μm未満、最も好ましくは10μm未満であるとよい。
被覆された繊維状材料は、複合材の固体部分の少なくとも約10容量%以上を占める。この被覆された繊維状材料は、通常複合材の固体部分の約10容量%以上から約50容量%までの範囲であり、約20容量%から約40容量%までであることが多い。
本発明の複合材は、セラミックスマトリックス中の多数の被覆された繊維状材料の層を多数含んでおり、その層間には被覆された繊維状材料が直接接触することはなく、旧耐熱性金属箔層によって隔てられている。この被覆された繊維状材料のお互いにほぼ平行であって、層内で隣接する被覆された繊維状材料とはセラミックスマトリックスでその間が隔てられているのが好ましい。このセラミックスマトリックスは被覆された繊維状材料の各々の層に、実質的に全体に均一に分配されているのが好ましい。
各々の被覆された繊維は、その直径が約50μm以上であることが望ましい。各々の層で、被覆された繊維の全部またはほとんど全部が、お互いに平行または実質的に平行に離れているのが好ましい。各層の被覆された繊維は、そのほとんど全部が単一の平面内に配列されているか、または実質的に単一の平面内に配列されているのが望ましい。被覆された繊維の配列が多少異なっていても、複合材の機械的性質を大きく損なうことはないため、製品の歩留まりは高い。
各々の被覆された繊維は、その直径が約50μm以上であることが望ましい。各々の層で、被覆された繊維の全部またはほとんど全部が、お互いに平行または実質的に平行に離れているのが好ましい。各層の被覆された繊維は、そのほとんど全部が単一の平面内に配列されているか、または実質的に単一の平面内に配列されているのが望ましい。被覆された繊維の配列が多少異なっていても、複合材の機械的性質を大きく損なうことはないため、製品の歩留まりは高い。
本発明の複合材は固体であり、その気孔率は複合材自身の約10容量%未満であり、約5容量%未満が好ましく、約1容量%未満がさらに好ましい。最も好ましい場合、本発明の複合材はボイドまたは気孔を持たないか、あるいは実質上気孔率がゼロであるか、走査型電子顕微鏡で発見できるような気孔を持っていない。一般に、この複合材中のボイドまたは気孔は、もしあっても約70μm未満であり、好ましくは50μm未満、または約10μm未満である。これらの気孔は、複合材中に分散して配置されており、相互に連結していないのが好ましい。
以下の実施例で本発明をさらに詳細に例示する。以下の実施例中で使用した手順は、他に断らない限り、次の通りである。
図1に示したように、SiC繊維、Ti箔、MAX相であるTi3AlC2粉末を用いて、ホットプレス(HP)または熱間静水圧プレス(HIP)で、緻密なハイブリッドセラミックス複合材料を作製した。
具体的な、SiC繊維を含むハイブリッド複合材料の製造方法は、まず出発原料を用意する(図1(a))。出発原料としては、複数本の炭素被覆層を有するSiC繊維、複数枚のTi箔、並びにセラミックス粉末である。セラミックス粉末としては、MAX相となるTi3AlC2粉末、Ti3SiC2粉末、超高温セラミックス相となるZrB2とZrCの前駆体であるB4CとZrの混合粉末、TiB2とTiCの前駆体であるB4CとTi混合粉末等が用いられる。
図1に示したように、SiC繊維、Ti箔、MAX相であるTi3AlC2粉末を用いて、ホットプレス(HP)または熱間静水圧プレス(HIP)で、緻密なハイブリッドセラミックス複合材料を作製した。
具体的な、SiC繊維を含むハイブリッド複合材料の製造方法は、まず出発原料を用意する(図1(a))。出発原料としては、複数本の炭素被覆層を有するSiC繊維、複数枚のTi箔、並びにセラミックス粉末である。セラミックス粉末としては、MAX相となるTi3AlC2粉末、Ti3SiC2粉末、超高温セラミックス相となるZrB2とZrCの前駆体であるB4CとZrの混合粉末、TiB2とTiCの前駆体であるB4CとTi混合粉末等が用いられる。
次に、出発原料を用いて積層成形する(図1(b))。具体的には、SiC繊維の繊維長手方向の両端を有機接着剤で固めて、単層のマット状SiC繊維2を得る。次に、このマット状SiC繊維2の両面にTi箔4を圧着して、有機接着剤で固定して、両面がTi箔4で覆われたマット状SiC繊維を形成して、SiCとTiの複合材料シート6が得られる。次に、SiCとTiの複合材料シート6の間にマトリックスの出発材料であるセラミックス粉末8を充填する。
続いて、積層成形体をホットプレスする(図1(c))。具体的には、セラミックス粉末が充填されたTi箔とSiC繊維の積層体をホットプレスする工程であって、ホットプレスの温度は1000℃以上1400℃以下の範囲である。
このようにして、ホットプレスされた積層体を冷却すると、ハイブリッド複合材料が得られる(図1(d))。
続いて、積層成形体をホットプレスする(図1(c))。具体的には、セラミックス粉末が充填されたTi箔とSiC繊維の積層体をホットプレスする工程であって、ホットプレスの温度は1000℃以上1400℃以下の範囲である。
このようにして、ホットプレスされた積層体を冷却すると、ハイブリッド複合材料が得られる(図1(d))。
図2は得られたハイブリッドセラミックス複合材料のSEM写真を示したもので、(A)は実施例1の組成におけるAl成分、(B)は実施例1の組成におけるTi成分を示してある。SiC繊維10はマトリックス中に均一的に分散している。マトリックス30は、セラミックス(Ti3AlC2)粉末をホットプレスしたものを主としているが、SiC繊維10の並べられた積層状態に応じて、旧Ti箔層20も積層状態で存在している。旧Ti箔層は、元来Ti箔よりなる層であるが、積層成形体のホットプレスによって、Ti箔のTiはマトリックス中に拡散して、旧Ti箔層20のTi成分濃度はマトリックス30と同程度になっている。これに対して、旧Ti箔層20のAl成分濃度は、マトリックス30とでのAl成分濃度と区別できる程度の濃度差になっている。
図3は、本発明の一実施例を示す旧Ti箔層付近のSEM写真図で、実施例1の場合を示してある。実施例1のSiC繊維・Ti箔・Ti3AlC2からなるハイブリッドセラミックス複合材料中、周囲のTi3AlC2に比べて緻密なAlに富む層が存在した。この層にはTi5(Al,Si)3(白色)、TiAl(灰色)とTi2AlC(薄灰色)相が検出された。これらの相の存在は、高温緻密時、合金元素の相互拡散による反応を生じたためである。
図4は、実施例1のSiC繊維・金属箔・Ti3AlC2からなるハイブリッドセラミックス複合材料の微細構造を示したものである。SiC繊維10は、芯部(炭素単繊維基質部)12、SiCシース部14、炭素被覆層16の三層構造になっており、直径は50μm以上の比較的太い繊維である。SiC繊維10の製造方法は、炭素単繊維12に対して化学気相成長法によってSiCシース部14を形成している。このようなSiC繊維10は、例えば米国マサチューセッツ州のSPECIALTY MATERIALS INC.から入手でき、型番は例えばSCS−6やSCS−9Aである。
図4では、SiC繊維10の周囲に反応層が見られたが、SiC繊維10の表面にあった炭素被覆層16はSiC繊維10からの剥離を生じないし、開裂もない。よって、SiC繊維10の強化効果を保障するので、得られたハイブリッドセラミックス複合材料は大きな損傷許容性と高い強度を示した。また、炭素被覆層16はSiC繊維10の表面に残っているし、SiC繊維10と密着している。さらに、マトリックス30や炭素被覆層16の中にクラック等の欠陥は、顕著には存在しなかった。
図5は、本発明のハイブリッドセラミックス複合材料の応力−変位曲線を示すもので、実施例1、2と比較例1、4を示している。図12は、本発明の実施例1−7と比較例1−8にかかるハイブリッドセラミックス複合材料の材料組成と力学的挙動を示すものである。本発明の実施例1、2に掛るハイブリッドセラミックス複合材料は、比較例1、4と比較して、構造材料として優れた特性を示している。即ち、構造材料としては、破壊挙動が非脆性破壊であることが極めて重要であり、この非脆性破壊を前提として高い破断応力と大きな破壊抵抗を有することが望ましい。この点、本発明の実施例1、2は、図5に示すように、破断応力が400MPa/mm2程度と高く、変位量も0.3mm程度以上と、破壊挙動が非脆性破壊の範疇に入るものである。これに対して、比較例1は、図5に示すように、破断応力が320MPa/mm2程度と高いものの、変位量が0.18mm程度と低く、破壊挙動が脆性破壊の範疇に入るものである。比較例4は、変位量が0.6mm程度以上であって、破壊挙動が非脆性破壊の範疇に入るものの、破断応力が80MPa/mm2程度と低いものであった。
次に、本発明の比較例としてTi箔を含まない複合材料の場合を説明する。
図6は、比較例としてのTi箔を含まないSiC繊維強化Ti3AlC2複合材料の微細構造を示すもので、(A)は比較例4のSiC繊維を複数本含む断面方向の要部断面図、(B)は比較例4のSiC繊維を含む拡大断面図、(C)は比較例5のSiC繊維を複数本含む断面方向の要部断面図である。図6(A)、(B)では、1250℃の比較的低温でホットプレスにより積層成形体を緻密にした場合、SiC繊維に明らかな損傷が見られなかったが、マトリックスにクラックが発生したり、SiC繊維10の炭素被覆層16に剥離とクラックを発生した(比較例4)。また、図6(C)では、1300℃の比較的高い温度でホットプレスにより積層成形体を緻密にした場合、激しい界面の反応による明かなSiC繊維の損傷が生じた(比較例5)。
図6は、比較例としてのTi箔を含まないSiC繊維強化Ti3AlC2複合材料の微細構造を示すもので、(A)は比較例4のSiC繊維を複数本含む断面方向の要部断面図、(B)は比較例4のSiC繊維を含む拡大断面図、(C)は比較例5のSiC繊維を複数本含む断面方向の要部断面図である。図6(A)、(B)では、1250℃の比較的低温でホットプレスにより積層成形体を緻密にした場合、SiC繊維に明らかな損傷が見られなかったが、マトリックスにクラックが発生したり、SiC繊維10の炭素被覆層16に剥離とクラックを発生した(比較例4)。また、図6(C)では、1300℃の比較的高い温度でホットプレスにより積層成形体を緻密にした場合、激しい界面の反応による明かなSiC繊維の損傷が生じた(比較例5)。
図7は、比較例としてのTi箔を含まないSiC繊維強化セラミックスマトリックス複合材料の曲げ応力−変位曲線で、比較例1−5を示している。比較例1−5に示す材料組成と力学的挙動は、図12の該当欄に説明がある。比較例1−3、5に示す複合材料では脆性破壊挙動を示した。比較例4のみは、非脆性破壊を示したが、破壊強度は破断応力が80MPa/mm2程度と非常に低い。
次に、本発明のハイブリッドセラミックス複合材料の別の実施形態として、SiC繊維、Ti箔、ZrとB4C混合粉末を出発原料する場合を説明する。
図8は、SiC繊維・金属箔・ZrB2−ZrCからなるハイブリッドセラミックス複合材料の構造を示したもので、(A)は実施例3の組成におけるTi成分、(B)は実施例7の組成におけるTi成分を示してある。実施例3と比較例7の組成は、図12の該当欄に説明がある。
本発明の実施例3、7に示すように、SiC繊維、Ti箔、ZrとB4C混合粉末を出発原料として、反応焼結ホットプレスによる緻密なSiC繊維、Ti箔、ZrB2とZrCを含むハイブリッドセラミックス複合材料の作製が成功した。得られたハイブリッドセラミックス複合材料中に、SiC繊維は均一に分散している。SiC繊維周囲またはマトリックス中に明らかなTiに富む被覆層が見られた。また、Tiに富む層の厚さは、焼結温度の上昇に伴い、高温の拡散によって薄くなった。なお、旧Ti箔層とマトリックスの前駆体粉末の接触面には、次の化学反応式により、ZrB2−ZrCとTiB2−TiCなる混合物が生ずる。
B4C+Ti→TiB2+TiC (1)
Zr+B4C→ZrB2+ZrC (2)
図8は、SiC繊維・金属箔・ZrB2−ZrCからなるハイブリッドセラミックス複合材料の構造を示したもので、(A)は実施例3の組成におけるTi成分、(B)は実施例7の組成におけるTi成分を示してある。実施例3と比較例7の組成は、図12の該当欄に説明がある。
本発明の実施例3、7に示すように、SiC繊維、Ti箔、ZrとB4C混合粉末を出発原料として、反応焼結ホットプレスによる緻密なSiC繊維、Ti箔、ZrB2とZrCを含むハイブリッドセラミックス複合材料の作製が成功した。得られたハイブリッドセラミックス複合材料中に、SiC繊維は均一に分散している。SiC繊維周囲またはマトリックス中に明らかなTiに富む被覆層が見られた。また、Tiに富む層の厚さは、焼結温度の上昇に伴い、高温の拡散によって薄くなった。なお、旧Ti箔層とマトリックスの前駆体粉末の接触面には、次の化学反応式により、ZrB2−ZrCとTiB2−TiCなる混合物が生ずる。
B4C+Ti→TiB2+TiC (1)
Zr+B4C→ZrB2+ZrC (2)
図9は、図8の実施例における旧Ti箔層付近のSEM写真図で、(A)は実施例3の組成におけるTi成分、(B)は比較例7の組成におけるTi成分を示してある。Tiに富む層が純Tiではなく、反応焼結ホットプレスによる緻密処理時に、出発原料であるZrやB4Cとの反応により生じた化合物を含むことが分かる。図中、暗色の相は(Zr、Ti)B2固溶体、白色の相は(ZrTi)固溶体である。
図10は、本発明の一実施例を示すSiC繊維断面方向のSEM写真図で、(A)は実施例6のSiC繊維を複数本含む断面方向の要部断面図、(B)は比較例7のSiC繊維を複数本含む断面方向の要部断面図である。図10(A)に示すように、本発明の実施例6では、SiC繊維、Ti箔、ZrB2とZrCからなるハイブリッドセラミックス複合材料には緻密処理時での、マトリックスとSiC繊維の界面における反応によるSiC繊維の損傷は見られない。これに対して、図10(B)に示すように、比較例7のTi箔を含まないハイブリッド複合材料には、反応焼結ホットプレスによる緻密処理時に、界面の反応によって、SiC繊維は明らかに損傷を生じている。
図11は、本発明のハイブリッドセラミックス複合材料の応力−変位曲線で、実施例3、5、6と比較例7を示している。本発明の実施例3、5、6では、図12の該当実施例の欄にも示すように、SiC繊維、Ti箔、ZrB2とZrCからなるハイブリッドセラミックス複合材料の応力−変位曲線は高い破断応力、かつ大きな破壊抵抗を持つ非脆性破壊挙動を示す。これに対して、Ti箔を含まない複合材料である比較例7では、厳重の界面反応による繊維が著しく劣化したため、脆性破壊を発生し、且つ低い強度を示した。
以上説明したように、本発明の実施例によれば、SiC繊維強化TiまたはTi合金は、反応焼結ホットプレスによる緻密処理時での、マトリックスとSiC繊維の界面における反応によるSiC繊維の損傷が少なく、得られた複合材料は優れた力学特性を示した。また、Tiとセラミックス間の熱膨張係数の差は小さくて、冷却時、生じた熱残留応力は小さいまたは金属層の塑性変形による緩和されることができる。さらに、Tiはマトリックスの拡散のバリア層としてマトリックスと繊維との反応を低減させることも可能である。従って、SiC繊維の代わりに、SiC繊維とTiまたはTi合金複合材料シートとセラミックスを複合化し、ハイブリッドセラミックス複合材料を得ることができる。
なお、上記実施の形態において、前駆体の製造やその後の加熱加圧工程においてホットプレス法や熱間等方圧プレスの場合を示したが、本発明はこれに限定されるものではない。例えば、マトリックスとしては、低温焼結できるMAX相または反応焼結方法による超高温セラミックスの低温合成手法を用いて、例えば1250℃のような1400℃以下の温度で、緻密なマトリックスの合成を行ってもよい。
本発明のハイブリッド複合材料によれば、耐摩耗性または高温耐性の構造部材として有用である。このようなハイブリッド複合材料は、例えばジェットエンジンの排気ノズルセンターボディやタービン発電機に用いて好適である。
2 マット状SiC繊維
4 Ti箔
6 SiCとTiの複合材料シート
8 セラミックス粉末
10 SiC繊維
12 芯部(炭素単繊維基質部)
14 SiCシース部
16 炭素被覆層、BN被覆層
20 旧Ti箔層
30 マトリックス(セラミックス)
4 Ti箔
6 SiCとTiの複合材料シート
8 セラミックス粉末
10 SiC繊維
12 芯部(炭素単繊維基質部)
14 SiCシース部
16 炭素被覆層、BN被覆層
20 旧Ti箔層
30 マトリックス(セラミックス)
本発明のSiC繊維(直径≧50μm)を含むハイブリッド複合材料は、BN被覆層を有するSiC繊維が、旧Ti箔層の展開される方向に大略一定間隔に単層に位置すると共に、旧Ti箔層の積層される方向に格子状又は千鳥状となるように大略一定間隔に位置する前記BN被覆層を有するSiC繊維と、
旧Ti箔層の展開される方向に連続して位置すると共に、前記BN被覆層を有するSiC繊維の表面層を覆う状態の前記旧Ti箔層と、
前記旧Ti箔層と前記BN被覆層を有するSiC繊維を保持するマトリックス相とを有するSiC繊維を含むことを特徴とする。
旧Ti箔層の展開される方向に連続して位置すると共に、前記BN被覆層を有するSiC繊維の表面層を覆う状態の前記旧Ti箔層と、
前記旧Ti箔層と前記BN被覆層を有するSiC繊維を保持するマトリックス相とを有するSiC繊維を含むことを特徴とする。
本発明のSiC繊維を含むハイブリッド複合材料において、前記旧Ti箔層は、厚さ5μm以上50μm以下の純チタンまたはチタン合金よりなるTi箔が加熱加圧処理前に存在していた領域である。前記マトリックス相は、Ti3AlC2粉末、Ti3SiC2粉末、ZrB2とZrCx(0.6≦x≦1)の反応前駆体であるB4CとZrの混合粉末、TiB2とTiCの反応前駆体であるB4CとTiの混合粉末の一種を含むものが加熱加圧処理前に存在していた領域で、加熱加圧処理によりハイブリッド複合材料のマトリックス相となった領域である。旧Ti箔の厚さは、5μm未満においては、高温ではTi元素が前記マトリックス相に拡散して、Ti層がなくなる。旧Ti箔の厚さは、50μmを超えると、金属層であるTi層が厚すぎて高温強度が低下する。
本発明のSiC繊維を含むハイブリッド複合材料の製造方法は、例えば図1に示すように、複数本のBN被覆層を有するSiC繊維、複数枚のTi箔4、並びにマトリックスの出発材料8を準備する工程であって、マトリックスの出発材料は、Ti 3 AlC 2 粉末、又はB 4 CとZrの混合粉末であり、両面がTi箔4で覆われたマット状のSiC繊維2を形成して、SiCとTiの複合材料シート6を製造する工程と、SiCとTiの複合材料シート6の各層の間にマトリックスの出発材料8を充填する工程と、マトリックスの出発材料8が充填されたTi箔4とSiC繊維2の積層体をホットプレスする工程であって、ホットプレスの温度は1000℃以上1400℃以下の範囲である前記ホットプレス工程と、前記ホットプレスされた前記積層体を冷却する工程と、を含むことを特徴とする。
本発明のSiC繊維を含むハイブリッド複合材料の製造方法において、好ましくは、前記ホットプレスの圧力と時間は前記SiC繊維のBN被覆層が維持されるように定めると共に、前記冷却工程では、前記積層体に含まれるセラミック相にクラックを生じさせないとよい。
Claims (6)
- 炭素被覆層もしくはBN被覆層を有するSiC繊維(直径≧50μm)が、旧Ti箔の展開される方向に大略一定間隔に単層に位置すると共に、旧Ti箔の積層される方向に格子状又は千鳥状となるように大略一定間隔に位置する前記炭素被覆層もしくはBN被覆層を有するSiC繊維と、
旧Ti箔の展開される方向に連続して位置すると共に、前記炭素被覆層もしくはBN被覆層を有するSiC繊維の表面層を覆う状態の前記旧Ti箔相と、
前記旧Ti箔相と前記炭素被覆層もしくはBN被覆層を有するSiC繊維を保持するマトリックス相とを有するSiC繊維を含むハイブリッド複合材料。 - 前記旧Ti箔は厚さ5μm以上50μm以下の純チタンまたはチタン合金よりなる箔であり、
前記マトリックスは、MAX相(M:遷移族金属、A:アルミニウムやケイ素などのA族元素、X:CあるいはN)、またはZrB2−ZrC若しくはTiB2−TiCを含むことを特徴とする請求項1に記載のSiC繊維を含むハイブリッド複合材料。 - 前記炭素被覆層もしくはBN被覆層を有するSiC繊維の直径は、50μm以上200μm以下であることを特徴とする請求項1又は2に記載のSiC繊維を含むハイブリッド複合材料。
- 複数本の炭素被覆層もしくはBN被覆層を有するSiC繊維、複数枚のTi箔、並びにマトリックスの出発材料を準備する工程と、
両面がTi箔で覆われたマット状のSiC繊維を形成して、SiCとTiの複合材料シートを製造する工程と、
前記SiCとTiの複合材料シートの各層の間に前記マトリックスの出発材料を充填する工程と、
前記マトリックスの出発材料が充填された前記Ti箔と前記SiC繊維の積層体をホットプレスする工程であって、ホットプレスの温度は1000℃以上1400℃以下の範囲である前記ホットプレス工程と、
前記ホットプレスされた前記積層体を冷却する工程と、
を含むことを特徴とするSiC繊維を含むハイブリッド複合材料の製造方法。 - 前記ホットプレスの圧力と時間は前記SiC繊維の炭素被覆層が維持されるように定めると共に、
前記冷却工程では、前記積層体のセラミック層にクラックを生じないことを特徴とする請求項4に記載のSiC繊維を含むハイブリッド複合材料の製造方法。 - 前記マトリックスの出発材料は、Ti3AlC2粉末、Ti3SiC2粉末、B4CとZrの混合粉末、B4CとTiの混合粉末の少なくとも一種類であることを特徴とする請求項4に記載のSiC繊維を含むハイブリッド複合材料の製造方法。
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