JP3769739B2 - 多孔質セラミックス膜及びその製造方法 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、気孔率が高く、耐圧性に優れ、細孔径が制御された多孔質セラミックス膜、及びその製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】
近年、耐熱性が高く、高強度で高耐熱衝撃性のフィルターや触媒担体の必要性が高まっている。例えば、自動車の排気ガスからCO2やNOxあるいは黒煙を除去するためのフィルター又は触媒の担体には、1000℃を越える耐熱性が必要とされている。このほか、火力発電や化学プラントからの排気ガスを脱硫するためのフィルター、あるいは溶融金属中のスラグを除去するためのフィルター等についても同様である。
これらのフィルターや触媒担体を対象として、多孔質セラミックス膜の利用が検討され、一部では既に実用化されている。多孔質セラミックス膜の材料としては、強度、靭性、耐熱衝撃性、耐薬品性等に優れ、構造用セラミックス材料として使用されている窒化ケイ素が有望視されている。
【0003】
又、多孔質セラミックスフィルターは、例えば食品や医薬品の分野においても使用が検討されている。従来、この分野では多孔質有機膜が使用されてきたが、セラミックスには有機膜にはない優れた耐熱性、耐圧性、耐薬品性があり、しかも高い分離能を持つため、有機膜に変わって使用されつつある。
更に、多孔質セラミックス膜は触媒担体や微生物培養担体等のバイオリアクターとしても使用されている。この場合、多孔質セラミックス膜の比表面積(単位重量当たりの表面積)が大きいほど、触媒反応の反応効率や微生物培養の効率が高くなることが知られている。
多孔質セラミックス膜を、上記のフィルターや触媒担体として使用する場合、気孔率が高く、従って濾過時の圧力損失が低いこと、並びに細孔の径が制御されていることが重要である。バイオリアクター等に使用する場合には、これらの条件に加えて、更に比表面積が大きいことが必要となる。
又、フィルターとして最も重要な透過性能は、下記数式1に示すHagen−Poisuilleの式から、基本的には細孔径と気孔率に依存して決定される。つまり、細孔径が大きく、厚さが小さいほど、濾過時の透過流量が大きい、即ち圧力損失が小さくなる。
【0004】
【数1】
dQ/dt=nπr4△P/8ηl
但し、n:細孔数、r:細孔半径、△P:差圧、η:流体粘度、l:厚さ
しかし、従来から市販されている多孔質セラミックスフィルターは、実際に濾過作用を行う細孔径の小さな膜部と、この膜部を支持する細孔径の大きな基材部とからなっている。このような多孔質セラミックスフィルターは、原料粉末の焼結により製造されているので、細孔径はある程度調整できる。ちなみにこれらのタイプの多孔質セラミックスフィルタ用としては、平均細孔径で5μm〜0.004μmまでの微細な孔を有するセラミック多孔体ができている〔日本碍子(株)カタログ〕。この中でも平均細孔径が1μm以下のものが頻繁に用いられている。しかしながら膜部の気孔率は最大でも40体積%程度に止まっていた。
【0005】
従って、基材部は細孔径が大きいため気孔率が低くても濾過時に圧力損失は生じないが、膜部は細孔径が小さくなるため、気孔率の低さは大きな圧力損失に通じる。又、気孔率が低いため、濾過された濾過物が逆圧を負荷して除去する際にも除去され難く、フィルターの再生機能が低いという欠点があった。
バイオリアクター用の多孔質セラミックス膜としては、上記の多孔質セラミックスフィルターに加え多孔質ガラス等が使用されてきた(コーニンググラスワークス社製多孔質ガラス“バイコール”)。しかし、多孔質ガラスは気孔率が20〜30体積%と更に低く、比表面積も約200m2/g程度と小さいため、反応効率が低いという欠点があった。又、薄膜状の多孔質ガラスを得ることは困難であるため、透過性能が非常に悪かった。
【0006】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、気孔率の高い多孔質セラミックス膜として、セラミックスのファイバーやウィスカーを基材上に膜状に析出させることが考えられる。しかし、この方法では高い気孔率を得ることはできるが、0.1μm以下の細孔径を得ることは極めて困難である。何故ならば、細孔径はファイバーやウィスカーの直径でほぼ決定されてしまうが、直径0.1μm以下のファイバーやウィスカーの製造が極めて困難なためである。〔Cer.Mat.Compon.Engines(1986)pp101〜108〕
特に、アスペクト比(直径に対する長さの比)が大きいファイバーでは、ファイバーの三次元絡み合い構造が生み出す細孔径はウィスカーの場合に比べて極端に大きくなる。例えば、アスペクト比が200を越えると、0.1μmの細孔径を形成するためには、ファイバーの直径を0.01μm以下にしなければならないが、かかる直径のファイバーの製造は不可能である。
【0007】
一旦製造したファイバーやウィスカーを機械的に成形する方法もある(特開平3−150275)が、微細なファイバーやウィスカーの集合体を機械的にプレスする方法では、細孔径を微細且つ精密に制御することが不可能であることは明らかであり、更に膜状にすることも不可能であるから、フィルター等の製造方法としては論外である。
又、ファイバーやウィスカーを基材上に膜状に析出させただけでは、相互の三次元絡み合い構造自体の結合力が弱く、基材との密着力も小さいため、フィルター等として機械的強度や耐圧性が不十分であり、使用に耐えない。セラミックス多孔体内部の気孔にウィスカーを析出させ、大きな気孔率と共に耐圧性を向上させる方法も提案されている(特公平6−31174号公報)が、耐圧性の向上が十分でないばかりか、この概念は塊状多孔体には適用されるが薄膜状のフィルターには適用できない。
【0008】
一方、ファイバーやウィスカーの比表面積は、その直径と長さによってほぼ決定される。ファイバー又はウィスカー等の形状を半径R、長さLの円柱状と仮定すると、密度Dの集合体の比表面積Sは、下記数式2で決定される。
【数2】
S=2(R+L)/DRL
この式から計算すると、ファイバー又はウィスカーの直径が0.1μmでも比表面積は15m2/g未満となり、多孔質ガラスの値にも達しない。従って、基材上にファイバーやウィスカーを析出させただけでは、ファイバーやウィスカーの高気孔率が生かせず、バイオリアクターとしての用途にも不適である。
本発明は、かかる事情に鑑み、フィルターや触媒担体として好適な、気孔率が高く、耐圧性に優れ、細孔径が制御された多孔質セラミックス膜、及びその製造方法を提供することを目的とする。
【0009】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するため、本発明は基材表面に設けた酸化物層に接合、形成された多孔質セラミックス膜であって、(a)Si,B,AlまたはIVa,Va,VIa族金属の少なくとも1種と、(b)NまたはCの少なくとも1種を含む化合物を含む個々の微細析出物で構成され、該析出物は互いに絡み合って該酸化物層成分によって連接された三次元絡み合い網目状構造となっていることを特徴とする多孔質セラミックス膜である。
本発明の成膜される基材はフィルター用途としては主に多孔体基材を用いるが、用途によっては必ずしも多孔性にはこだわらない。又、以下で述べる基材上に付与する酸化物層の組成は、成膜温度以下の融点を持つものであればよい。尚、成膜された酸化物層は通常は主としてガラス層よりなる。上記析出物は、断面が円形又は六角形である繊維状(ウィスカーを含む)、または、板状、サイコロ形状であり、それらが相互に絡み合った三次元網目構造となっている。
【0010】
又、上記の多孔質セラミックス膜の製造方法は、基材表面に酸化物層を形成した後、この基材を(a)Si、B、Alの少なくとも1種またはIVa、Va、VIa族金属の少なくとも1種と(b)窒素または炭素の少なくとも1種を含むガス雰囲気中において酸化物層が液相となる温度以上(即ち液相形成温度以上)に加熱することを特徴とするものであり、これにより前記酸化物層上に(a)Si,B,Alの少なくとも1種またはIVa、Va、VIa族金属の少なくとも1種と(b)窒素または炭素の少なくとも1種を含む化合物を含む上記形態の析出物からなり、それらが相互に絡み合った三次元網目構造のものを形成させるものである。
【0011】
【発明の実施の形態】
本発明の多孔質セラミックス膜1は、例えば図1に示すように、相互に絡み合った多数のセラミックスのファイバーまたはウィスカー2からなり、基材3の表面の酸化物層4によって基材3に強固に接合している。このため、ファイバー又はウィスカーの析出した膜本来の高い気孔率を生かしたまま、耐圧性及び耐摩耗性の高い多孔質セラミックス膜となっている。同様に析出物の種類および合成条件によって繊維状の他に板状、サイコロ状の成膜が可能であり、微細なものを相互に絡ませた膜である。
又、本発明の好ましい方法によれば、膜を形成する析出物の断面の直径又は対角線長さを従来の析出方法では不可能であった0.1μm以下にすることができるため、40体積%以上の高い気孔率を維持しながらさらに多孔質セラミックス膜の平均細孔径を0.1μm以下にすることが可能である。尚、気孔率は上限90%まで可能である。これは、前記の耐圧性等の強度的特徴と共に本発明の多孔質セラミックス膜が持つもうひとつの特徴である。又、膜を形成する析出物の直径または対角線の長さが0.1μm以下になることで、多孔質セラミックス膜の比表面積を15m2/g以上にすることも可能となる。なお、本願において、“直径”または“対角線の長さ”は、析出物の断面のサイズを表わすために用いられており、断面が円の時は直径で、断面が六角形の時は対角線の長さで表わされている。
【0012】
まず、通常のファイバーやウィスカーによる成膜では、例えばSi3N4の場合、SiとNを含む気相種が固体基材上で反応し、Si3N4の微細なクラスターが生成し、これが成長してファイバー又はウィスカーになる。ファイバー又はウィスカーの直径は生成するクラスターの数によって決定され、その数が多いほどファイバー又はウィスカーの数が増え直径は小さくなる。即ち、気相種がファイバー又はウィスカーの成長に消費されず、クラスターの形成に消費されることが必要である。
本発明者らは、この場合のクラスターの発生を促進させる方法を検討した結果、Si系酸化物ガラスの液相中でクラスターが数多く発生することを見いだし、本発明方法に至ったものであり、これにより従来になく微細な直径のファイバー又はウィスカーを析出させることが可能となり、平均細孔径の小さな多孔質セラミックス膜が得られるようになった。さらに微細ファイバー又はウィスカーによる多孔質膜作製以外に、本発明はVLS(Vopor−Liquid−Solid)機構を利用した新しいコーティング方法として、種々の材料系に応用でき、ファイバーまたはウィスカー以外の析出形態を得ることもできる。
【0013】
すなわち、原料ガス系、雰囲気ガス系の選択により前述のように析出物がSi、B、Alの少なくとも1種またはIVa、Va、VIa族金属の少なくとも1種以上を含む化合物、例えば炭化物、窒化物、炭窒化物を析出させることも可能である。その析出形態は、前述のように材料系、合成条件に依存し、本発明では、ウィスカー以外にサイコロ状のものが合成できることが分かった。
この場合も、フィルター用としては主として基材に多孔質のものを用いるが、一般の用途においては基材は別に多孔質セラミックスでなくてもよく、その形態もなんでもよい。例えば繊維状の基材を用いると、図4のように繊維表面に微細ウィスカーが析出したような異形繊維も合成できる。このような樹板状ウィスカーの形態によっては、特殊なフィルター又は触媒用途への利用が考えられる。ウィスカーの幹部と枝部のサイズコントロールによってより細孔径の小さいものがえられる。又、成膜後の前記酸素含有雰囲気中での焼結処理によって枝部の接触部で新たな結合が生じることもある。枝が弁毛的役割を果たし特殊なセンサーも作ることもできる。さらに、このような繊維をセラミックス系複合材料の強化材として用いると、繊維同士の絡み合いが強くなり、より破壊靭性の高い複合材料となる。
【0014】
また、前述のように液相を形成させるために被覆する酸化物層としては、析出温度で液相になりさえすればなんでもよい。酸化物に一部窒素が混入した酸窒化物でもよい。
例えば、緻密質Al2O3基材上に、Al2O3−CaO系酸化物層を被覆し、これをAlCl3と窒素を含むガス中で1400℃、600Torrで加熱すると、AlNウィスカーからなる多孔質膜が形成できる。AlNは熱伝導率が高いため、ウィスカー膜の高比表面積を利用して、例えば基材の熱を速やかに放出するのに有効である。
また、例えば、多孔質SiC基材上に、SiO2−Al2O3系酸化物層を被覆し、これらをBCl3とCH4を含むガス中で1700℃、600Torrで加熱すると、板状のB4Cからなる多孔質膜が形成できる。尚、いずれの場合も基材に上述の繊維状のものを用いれば、上述の樹枝状の成膜ができる。
【0015】
本発明方法においては、まず最初に基材表面に薄い酸化物層を形成する。形成法は、CVD法、スパッタリング法など種類を問わないが、金属アルコキシド等の溶液を用いたゾルゲル法を用いると、コーティング膜の均一性が高くなり、ファイバー又はウィスカーが均一に生成するので好ましい。ゾルゲル法は、上記金属アルコキシドから調整した前駆体溶液を基材表面に塗布した後、大気中又は酸素を含む不活性ガス雰囲気中にて200℃以上で焼成する方法である。200℃未満の焼成温度では得られる酸化物層中に水分やアルコール分が残存するため同層の強度が低下する。又、焼成温度が高くても支障はないが、不経済である。好ましくは1000℃までとする。
次に、表面に上記のごとく薄い酸化物層を形成した基材を、ケイ素、硼素、アルミニウムの少なくとも1種またはIVa、Va、VIa族金属の少なくとも1種と、窒素または炭素の少なくとも1種を含むガス雰囲気中において10Torr以上の同ガス圧力下で酸化物層が液相となる温度以上に加熱する。この処理により、酸化物層融液中にガス雰囲気中の成分を含む化合物のクラスターが発生し、これが成長して微細な繊維状(ウィスカーを含む)または、板状サイコロ状の析出物が多数形成される。
【0016】
この析出物の断面の直径または対角線長さは、熱処理温度、圧力、酸化物層の粘度等に依存して変化するが、例えば断面が円の場合には理論的には下記数式3のStokes−Einsteinの式に従って決定される;
【数3】
D=kT/6πrη
但し、D:融液内の拡散係数、T:温度、r:拡散する粒子の直径、η:融液の粘度係数、k:定数
ファイバーやウィスカーの又は板状、サイコロ状析出物の直径又は対角線長さで表わされる断面サイズは、前記のごとく生成するクラスターの数によって決定され、その数が多いほど析出物の断面サイズは小さくなる。融液内の気相種の拡散係数が小さいほど、気相種は析出物の成長に消費されず、クラスターの形成に消費されるため、析出物の断面サイズが小さくなるのである。即ち、上記数式3から、温度Tが低いこと、及び融液の粘度が大きいことが、析出物の断面サイズを小さくし、細孔径の微細化に必要であるが、本発明者らの検討によればその中でも温度が最も重要であることが分かった。
【0017】
従って、細孔径を微細にするためには、液相が生成する温度(酸化物層の融点)が低いほど良い。液相生成温度は同層の組成に依存する。例えば、SiとOのみからなる酸化物層の場合でも、液相がない場合と比較するとこの場合の析出物であるファイバー又はウィスカーの直径は十分小さく本発明の効果は生かされているが、融点が1700℃と高いためファイバー又はウィスカーの直径は比較的大きい範囲となる。酸化物層の融点を下げるためには、同層主成分との間で低融点の液相を形成する少量の添加成分を加えるのが望ましい。但し析出物の形成を阻害することなく、析出物の相互の絡み合い固着に寄与し、析出物本来の機械的特性を損わないものであることが重要である。
例えば、ケイ素系酸化物層にAl又はYのいずれかを添加すると、該層の融点が大きく低下するため、析出物として生成するファイバー又はウィスカーの直径を飛躍的に小さくすることができ、従ってより微細な細孔径の多孔質セラミックス膜を得ることができる。更に、ケイ素系酸化物層への添加元素として、周期律表のIa族及びIIa族の元素の少なくとも1種を添加すると、液相出現温度はより一層低下するので、細孔径の微細化により有効である。
【0018】
又、例えばアルミニウム系酸化物層に対しては、アルカリ土類系元素または希土類元素、ケイ素系酸化物を上記と同程度添加するのが望ましい。加熱時の供給ガスの組成およびその圧力ならびに供給方法については、形成しようとする多孔質セラミックス膜の組成に応じて選択する。例えば、Si,O系酸化物層を付与し、窒化珪素を主体とする繊維状析出物の絡み合った構造の多孔質セラミックス膜を形成する場合、Si−N系のガスを供給する。この場合、Si−N系ガスの供給はSiとNを含む化合物の気相輸送でも良いし、Si3N4粉末を加熱して蒸発させても良い。特に、Si3N4粉末としてアモルファスSi3N4粉末を用いると、蒸発量が多くなるので好ましい。とりわけアモルファスSi3N4にIVa族元素の化合物を添加すると蒸発が活性化するのでより好ましく、特にTiO2が好ましい。一般に基材に直接ファイバーやウィスカーを形成する場合、アモルファスSi3N4粉末は1400℃以上で且つ圧力300Torr以上でないと蒸発量が少なくファイバーやウィスカーが生成しないが、本発明方法において基材表面にケイ素系酸化物ガラス層を設けておくと、蒸発量が少なくてもファイバーやウィスカーを生成することが可能である。これは、液層中で核発生が生じやすいためと考えられる。
【0019】
又、例えばAl,O系酸化物層を基材に付与し、窒化アルミニウムを主体とする繊維状析出物からなる多孔質セラミック膜を形成する場合、Al−N系のガスを供給する。この場合Al−N系ガスの供給はAlとNを含む化合物の気相輸送でも良いし、AlN粉末を加熱して蒸発させてもよい。
又、同じ酸化物層に酸化アルミニウムを主体とする析出物からなる多孔質セラミック膜を形成する場合、Al−O系のガスを供給する。供給方法については前記窒化珪素、窒化アルミニウムと同様のことが言える。
以上の窒化アルミニウム、酸化アルミニウムについてもガスの供給源としてアモルファス相のものを用いるのが好ましい。
【0020】
さらに例えばSi、O系酸化物層を基材に付与し、窒化チタニウムまたは炭化チタニウムを主体とする繊維状析出物からなる多孔質セラミック膜を形成する場合、Ti−N系又はTi−C系ガスを供給すればよく、供給形態も上記窒化珪素、窒化アルミニウム、酸化アルミニウムに順ずる。その他例えばV,Nb,TaのVa族系、Cr,Mo,WのVIa族系の金属の硼素化合物についても以上述べた手順にほぼ順じる。
析出物の形状については、基材に付与する酸化物層と供給ガスの組成、及び加熱等の処理条件によって、必ずしも繊維状(ウィスカーも含む)とはならず、板状やサイコロ状にもなりうる。
処理温度は、低温であるほど析出物の断面サイズが小さくなるが1000℃未満では析出物が生成せず、通常1800℃を越えると不経済であるうえ析出物の断面サイズ、長さが大きくなり過ぎるので、1000〜1800℃の範囲とする。又、供給するガス相の圧力は低いほど析出物の断面サイズが小さくなるが、10Torr未満では析出物が生成しない。供給するガス相の圧力は高くても良いが、高過ぎると析出物の断面サイズが大きくなる傾向があり、不経済でもある。
【0021】
尚我々が確認した限りでは、例えば前記窒化珪素膜を形成する場合、アモルファスSi3N4粉末を蒸発源とした繊維状析出物であるSi3N4ファイバーからなる多孔質セラミック膜の合成法において、アモルファスSi3N4粉末は1400℃以上でかつ圧力300Torr以上でないと蒸発量が小さくファイバーが生成しなかったが、これは基材に酸化物層が被覆されてない場合であり、本発明のように多孔質セラミック膜形成に先立って酸化物層が付与されていると蒸発量が小さくてもウィスカーが生成することが分かった。これは、多孔質セラミックス膜の形成温度で酸化物層が液相となり、この液相中では核発生が生じやすいためと考えられる。圧力が低いとウィスカーの長さが小さくなる傾向がある。
本発明方法により生成される析出物の直径、対角線長さ、これにより形成された多孔質セラミックス膜の平均細孔径の下限は0.001μmである。これ以下のサイズを確認するには、超高分解能の原子顕微鏡等を用いる必要があり、現実的ではない。従って、前記数式2から、本発明において達成できる多孔質セラミックス膜の比表面積の上限は約1250m2/gである。
【0022】
又、本発明の多孔質セラミックス膜を構成する析出物が繊維状である場合、ファイバー又はウィスカーのアスペクト比は、5〜200の範囲とする。アスペクト比が5未満では気孔率が低下して、濾過時の圧力損失が増加し、200を越えるとファイバー又はウィスカー相互間の密着強度が小さくなり、濾過時の差圧により基材から剥離しやすくなるからである。又、平均細孔径においても1μm以下の多孔質セラミック膜が得られなくなる。
また、本発明の多孔質セラミック膜を、大気、または酸素を含む不活性ガス中で加熱することにより、析出物単体同士がさらに焼結し、図3のような三次元で網目状構造を持った多孔質膜が作製できることも見いだした。これは、析出物単体個々の粒子の表面が酸化物層に覆われているために、高温で熱処理すると粒成長する。しかし、それだけでは粒子同士が網目を形成するにはいたらず、雰囲気ガス中に酸素が存在することにより粒子同士の接触部の物質拡散が活性化してより強固に網目状となる。
【0023】
この析出物単体同士の焼結は温度900℃以上が必要である。温度が高いほど焼結は進み、形成される細孔径は大きくなる。加熱温度は900〜1300℃が適当である。900℃未満では析出物の径又は対角線長さが成長しても焼結が起こらないし、1300℃を越えると、平均細孔径が1μmを越えてしまう。析出物単体同士の焼結を活性化するためには加熱雰囲気中には酸素が必要である。加熱雰囲気は大気でもよいし、一部酸素を含んだ窒素、あるいは一部酸素を含んだアルゴンなど不活性ガスでも良い。
析出物単体同士が焼結して三次元網目状構造を形成すると、もとの多孔質セラミック膜に比べて気孔率は変化しないが、平均細孔径は0.1〜1μmと大きくなる。三次元網目構造化したこのような膜は耐圧性がより高くなる。
【0024】
本発明の多孔質セラミックス膜が、フィルターや触媒単体として利用する場合その機能を十分に発揮するために必要な膜厚は、平均細孔径の10倍以上であることが望ましい。膜厚がこれより薄いと細孔径分布が生じ易くなり、細孔径の大きな部分ができ易くなるため濾過時の捕集能力が低下する場合がある。又、膜厚が平均細孔径の100倍を越えると、濾過性能が低下する場合があり好ましくない。より好ましくは10〜20倍である。
尚、本発明の多孔質セラミックス膜は、微細な径又は対角線長さを有する析出物の集合体が三次元に絡み合った形態で構成されているので、40体積%以上の高い気孔率が得られる。特に微細な径又は対角線長さの析出物であれば、70〜90体積%の高い気孔率を持ったものが得られる。
【0025】
本発明の多孔質セラミックス膜は、微細なウィスカーやファイバー等の三次元絡み合い構造を持つため、気孔率が高く優れた透過性能を有する。又ファイバーやウィスカー表面のガラス相により互いに、また基材とも強固に密着しているため、優れた耐摩耗性や耐圧性を有する。更に該多孔質セラミックスフィルターは、細孔径1μm以下で濾過に非常に優れた性能を発揮する。これは、細孔径1μmのフィルターが最も強く要求されていることから極めて有利である。特に、細孔径を0.001μmまで小さくすることができるので、従来、有機膜以外では気孔率の低い多孔質ガラスなどしか使用できなかった0.001〜0.1μmの超微細孔径が要求される用途に対応する新たなフィルターとなる。
さらに、気孔率と比表面積が共に高いため、触媒単体やバイオリアクターなどに最適である。
【0026】
【実施例】
実施例1
気孔率50体積%、平均細孔径0.5μmの多孔質Si3N4を、直径25mm及び厚さ1mmに切り出して、多孔体基材とした。この基材の片面に、SiO2粉末とAl2O3粉末とY2O3粉末を重量比2:1:1で混合したものをエタノールに分散させた液を塗布し、室温で1分間乾燥させた後、大気中において500℃で1時間焼成することにより、基材表面に厚さ15μmのSi系酸化物ガラス層を形成させた。
これらガラス層を設けた基材試料を、CVD炉内に設置し、SiCl4ガスとN2ガスをそれぞれ表1に示す流量で流しながら、温度1400〜1800℃、圧力500Torrで、表1に示す時間保持した後、冷却して取り出した。各試料1〜8のガラス層表面には、ファイバー又はウィスカーの析出による多孔質セラミックス膜が形成されていた。
【0027】
各試料1〜8について、上記多孔質セラミックス膜形成前後の細孔分布をアルゴンガス吸着式細孔分布測定装置で測定し、両者の違いから多孔質セラミックス膜(濾過部)の平均細孔径を求めた。又、多孔質セラミックス膜の膜厚並びに該層を形成するウィスカー又はファイバーの形状を、高分解能走査型電子顕微鏡(SEM)又は透過型電子顕微鏡(TEM)による観察から求めた。尚、代表的な多孔質セラミックス膜をなすウィスカーの形状ないし組織の電子顕微鏡写真を図2に示す。
又、比較例として、全体の厚さ1mm、濾過部の膜厚30μmで、濾過部の平均細孔径が0.004μm、0.01μm、0.1μmの市販のAl2O3フィルターを、直径25mmに切り出して試料9〜11とした。
【0028】
これらの試料1〜11について、透過流量測定機(ASTM F−316)により、差圧1kg/cm2の空気の透過流量を測定した。更に、濾過部の平均細孔径が0.004μmの試料については、粒径が0.01μmの粒子が水に分散した液を透過させ、透過前後の液の吸光度を測定し、粒子の捕集率を算出した。これらの結果を、併せて表1に示した。このデータより、本発明の試料は優れた透過性能と共に、優れた捕集性能を示すことが分かる。
【0029】
【表1】
【0030】
実施例2
気孔率50体積%、平均細孔径0.5μmの多孔質Al2O3を基材とした。
この試料を直径25mm、厚さ1mmに切り出し、この片面にスパッタリング法により、SiO2、Al2O3、Y2O3、MgOを重量比で3:3:5:1になる酸化物層を厚さ0.2μmで形成した。
これらの試料をCVD炉に設置し、アモルファスSi3N4粉末100wt%にTiO2を5wt%添加した混合粉末と共に温度1300〜1400℃、圧力5〜510Torrで5時間保持後、冷却して取り出した。
【0031】
実施例1と同様に平均細孔径とウィスカー又はファイバーを決定した。生成物のアスペクト比はSEMにより決定した。
これらの試料を圧力10kg/cm2の空気を吹き付けて剥離の有無を調べ、剥離しなかった試料については、実施例1と同様に空気の透過流量を測定した。比較品として、酸化物層を形成しない同基材を用い、同様の条件で処理したものについて平均細孔径とウィスカー又はファイバーの形状を調べた。
結果を表2、3に示す。
【0032】
【表2】
【0033】
【表3】
発明品は剥離せず、優れた透過性能を示した。
【0034】
実施例3
気孔率50体積%、平均細孔径0.5μmの多孔質Al2O3を基材とした。
この試料を直径25mm、厚さ1mmに切り出し、この片面にゾルゲル法により、Si(OC2H5)4,Al(OC3H7)3,Ca(OC3H7)2の10%混合メタノール溶液(Si:Al:Ca=1:1:1)を基材上に塗布後、200℃で5時間大気中で焼成し、酸化物層を形成した。尚、上記の200℃で5時間の加熱を170℃で7時間大気中での加熱に変えたものは、その後の1200℃〜1800℃での加熱によってさきに生成した酸化物層の一部に剥離が生じた。
これらの試料を加熱炉に設置し、アモルファス窒化珪素粉末とともに温度1200〜1800℃、圧力1または500気圧で5時間保持後、冷却して取り出した。生成したウィスカー又はファイバーのアスペクト比を観察後、比表面積と平均細孔径を測定した。さらに実施例1と同様に圧力2.5kg/mm2で空気の透過量を測定した。
【0035】
比較品として、気孔率28%の多孔質ガラス(コーニング社製バイコール7930)をレーザーで厚さ10μmに加工後、同様の測定を行った。結果を表4に示す。
発明品は、高比表面積と高透過性能を兼ね備えていた。No.7の試料は透過試験時に剥離した。
【0036】
【表4】
【0037】
実施例4
気孔率50体積%、平均細孔径0.5μmの多孔質Al2O3を基材とした。
この試料を直径25mm、厚さ1mmに切り出し、この片面にゾルゲル法により、Si(OC2H5)4,Al(OC3H7)3,Na(OC3H7)2の10%混合エタノール溶液(Si:Al:Na=2:2:1)を基材上に塗布後、200℃で5時間大気中で焼成して酸化物層を形成した。
これらの試料を加熱炉に設置し、アモルファス窒化珪素粉末とともに温度900,1000、1800℃、圧力1気圧で5時間保持後、冷却して取り出した。生成したウィスカー又はファイバーのアスペクト比を観察後、平均細孔径を実施例1と同様に測定した。各試料については粒径1μmの粒子が水に分散した液を透過させ、透過前後の液の吸光度を測定し、粒子捕集率を算出した。
比較品として、多孔質セラミックス膜を1000℃又は1800℃、1000気圧(HIP炉使用)で形成した試料も作製し、評価した。
結果を表5に示す。
発明品は、1μmの粒子を100%捕集した。
【0038】
【表5】
【0039】
実施例5
表4の発明品を試料として用いた。
これらを温度800〜1400℃、大気中で1〜10時間加熱した。
実施例1と同様に空気の透過流量を測定した。次にこれらの試料を圧力20kg/cm2の空気を吹き付けて剥離の有無を調べ、剥離の有無を調べた。
結果を表6に示す。
【0040】
【表6】
網目構造を有する上記加熱処理サンプルはウィスカー膜よりもより耐圧性に優れることが分かる。
【0041】
実施例6
気孔率0%の緻密なAl2O3を基材とした。
この試料を直径25mm、厚さ1mmに切り出し、この片面にAl2O3粉末とCaO粉末を重量比で2:1に混合した粉末をエタノールに分散させた液を塗布した。室温で1分乾燥後、500℃で1時間、大気中で焼成し、試料表面に酸化物層を生成させた。
これらの試料をCVD炉に設置し、AlCl3ガスと窒素ガスをそれぞれ0.1l/minで流しながら、温度1400〜1700℃、圧力700Torrで1時間保持後、冷却して取り出した。
【0042】
窒素ガス吸着式細孔分布装置で細孔分布を測定した。膜形態を分解能走査電子顕微鏡(SEM)で観察した。析出物はX線回析により同定した。膜厚、透過流量は実施例1と同様に測定した。
比較として、酸化物層を形成しない試料も同様にCVD処理した。
結果を表7に示す。
酸化物層の形成しなかった試料にはウィスカー又はファイバーは析出しなかったが、発明品では微細なAlNウィスカーが析出した。
【0043】
【表7】
【0044】
実施例7
気孔率30体積%の多孔質SiCを基材とした。
この試料を直径25mm、厚さ1mmに切り出し、この片面にゾルゲル法により、各種酸化物層を形成した。
これらの試料をCVD炉に設置し、以下の各条件下で各種金属片とガスを反応させたガスを流しながら温度1700℃、圧力600Torrで1時間保持後、冷却して取り出した。
(1)金属片なし、TiCl4:0.2 l/min、CH4:0.2 l/min、H2:1.2 l/min
(2)金属片なし、ZrCl4:0.2 l/min、CH4:0.2 l/min、H2:1.2 l/min
(3)金属片なし、SiCl4:0.2 l/min、CH4:0.2 l/min、H2:1.2 l/min
(4)金属片なし、BCl3:0.3 l/min、CH4:0.2 l/min、H2:1.0 l/min
(5)金属Cr、HCl:0.2 l/min、CH4:0.2 l/min、H2:1.2 l/min
(6)金属Mo、HCl:0.2 l/min、CH4:0.2 l/min、H2:1.2 l/min
【0045】
(7)金属V,HCl:0.2 l/min、CH4:0.2 l/min、H2:1.2 l/min
(8)金属Ta、HCl:0.2 l/min、CH4:0.2 l/min、H2:1.2 l/min
(9)金属Nb、HCl:0.2 l/min、CH4:0.2 l/min、H2:1.2 l/min
(10)金属片なし、TiCl4、0.2 l/min、N2:0.2 l/min、H2:1.2 l/min
(11)金属片なし、ZrCl4:0.2 l/min、N2:0.2 l/min、H2:1.2 l/min
(12)金属片なし、SiCl4、0.2 l/min、N2:0.2 l/min、H2:1.2 l/min
(13)金属片なし、BCl3、0.3 l/min、N2:0.2 l/min、H2:1.0 l/min
【0046】
(14)金属Cr、HCl:0.2 l/min、N2:0.3 l/min、H2:1.2 l/min
(15)金属Mo、HCl:0.2 l/min、N2:0.3 l/min、H2:1.2 l/min
(16)金属V、HCl:0.2 l/min、N2:0.3 l/min、H2:1.2 l/min
(17)金属Ta、HCl:0.2 l/min、N2:0.3 l/min、H2:1.2 l/min
(18)金属Nb、HCl:0.2 l/min、N2:0.3 l/min、H2:1.2 l/min
(19)AlCl3:0.2 l/min、N2:0.2 l/min、H2:1.2 l/min
【0047】
窒素ガス吸着式細孔分布測定装置で細孔分布を測定した。膜形態を分解能走査型電子顕微鏡(SEM)で観察した。
比較として、酸化物層を形成しない試料も同様にCVD処理した。
結果を表8,9に示す。
酸化物層の形成しなかった試料には析出物はなかったが、発明品では各種形態の微細な生成物が析出物した。
【0048】
【表8】
【0049】
【表9】
【0050】
実施例8
直径0.3μm、長さ1mmの窒化珪素繊維の集合体を、SiO2−Al2O3系アルコキシド液(SiO2:Al2O3=2:1重量比)に浸漬後、引き上げて、500℃で1時間大気中で焼成した。これらを、アモルファスSi3N4粉末100wt%に5wt%のTlO2粉末を混合後、成形したものと共に、窒素ガス中、温度1500℃、圧力700Torr、2時間で加熱した。
この繊維表面には、直径0.008μm、長さ0.09μmの微細ウィスカーが生成していた。
【0051】
直径0.2μmのα型Si3N4粉末100wt%に焼結助剤としてAl2O3、Y2O3をそれぞれ2wt%、5wt%添加した混合粉末を作製し、得られた混合粉末100wt%に該繊維を5〜25wt%添加して混合した。成形後、窒素中、温度1500℃、圧力5気圧2時間で焼結させてSi3N4繊維強化Si3N4複合材料を得た。
試料の破壊靭性をSEPB法(Single Edge Precracked Beam法)で測定した。
比較として、ウィスカーの形成がない繊維を用いて同様の評価を行った。
結果を表10に示す。
発明品を用いると複合材料の破壊靭性は大きく向上した。
【0052】
【表10】
【0053】
【発明の効果】
本発明の多孔質セラミックス膜は透過性がきわめて高く、高比表面積を持つので、液体中の細菌などの捕集・濾過、気体中の微粒子の捕集などのためのフィルター、バイオリアクター、触媒担体として極めて利用性が高い。
本発明を用いて合成したセラミックス繊維をセラミックス系複合材料の強化材として用いると、従来の繊維を用いるより高い破壊靭性を持った複合材料が作製でき、構造部材として有用である。
また、本発明のVLS機構を用いたコーティング法は、種々の形態を持った、かつ種々の材質のセラミックス系多孔質膜の合成法になる。
【図面の簡単な説明】
【図1】多孔体基材表面に形成された本発明の多孔質セラミックス膜を説明するための模式図である。
【図2】本発明の多孔質セラミックス膜を構成するファイバー又はウイスカー形状を示す電子顕微鏡写真(×30,000倍)である。
【図3】網目状構造を持った本発明の多孔質セラミック膜を示す電子顕微鏡写真(×30,000倍)である。
【図4】繊維状の基材表面に微細ウィスカーを析出した、異形繊維の電子顕微鏡写真(×10,000倍)である。
【符号の説明】
1 多孔質セラミックス膜
2 ファイバー又はウィスカー
3 多孔体基材
4 酸化物層
Claims (28)
- 基材表面に設けた酸化物層に接合、形成された多孔質セラミックス膜であって、(a)Si,B,AlまたはIVa,Va,VIa族金属の少なくとも1種と、(b)NまたはCの少なくとも1種を含む化合物を含む個々の微細析出物で構成され、該析出物は互いに絡み合って該酸化物層成分によって連接された三次元絡み合い構造となっていることを特徴とする多孔質セラミックス膜。
- 気孔率が40体積%以上である請求項1に記載の多孔質セラミックス膜。
- 気孔率が70〜90体積%である請求項1に記載の多孔質セラミックス膜。
- 平均細孔径が0.001〜1μである請求項1に記載の多孔質セラミックス膜。
- 平均細孔径が0.001〜0.1μmである請求項1に記載の多孔質セラミックス膜。
- 前記析出物が繊維状である請求項1に記載の多孔質セラミックス膜。
- 前記析出物のアスペクト比が5〜200である請求項6に記載の多孔質セラミックス膜。
- 前記析出物が板状又はサイコロ状である請求項1に記載の多孔質セラミックス膜。
- 前記析出物が樹枝状である請求項1に記載の多孔質セラミックス膜。
- 比表面積が15m2/g以上である請求項1に記載の多孔質セラミックス膜。
- 膜厚が平均細孔径の10〜100倍である請求項1に記載の多孔質セラミックス膜。
- 膜厚が平均細孔径の10〜20倍である請求項1に記載の多孔質セラミックス膜。
- 前記酸化物層がSi,Oを含み、かつ前記析出物がSi3N4を主成分とするものである請求項1に記載の多孔質セラミックス膜。
- 前記酸化物層にさらにAl,Yの少なくとも1種を含む請求項13に記載の多孔質セラミックス膜。
- 前記酸化物層に更にIa、IIa族元素の少なくとも1種を含む請求項14に記載の多孔質セラミックス膜。
- 気孔率が40体積%以上かつ平均細孔径が0.1〜1μmである三次元網目状構造を持った請求項1に記載の多孔質セラミックス膜。
- 請求項1に記載の多孔質セラミックス膜を用いたフィルター。
- 請求項1に記載の多孔質セラミックス膜を用いた構造部材。
- 基材表面に設けた酸化物層に接合、形成された多孔質セラミックス膜であって、該基材表面に酸化物層を形成し被覆基材とし、該被覆基材に、(a)Si,B,Alの少なくとも1種またはIVa,Va,VIa族金属の少なくとも1種と、(b)NまたはCの少なくとも1種を含む気相中、該酸化物層の液相形成温度以上に加熱することにより、相互に絡み合って該酸化物層成分によって連接された三次元絡み合い構造の多孔質セラミックス膜を形成することを特徴とする多孔質セラミックス膜の製造方法。
- 前記成膜後さらに大気中又は酸素を含む不活性ガス雰囲気中、900〜1300℃で加熱する工程を含む請求項19に記載の多孔質セラミックス膜の製造方法。
- 前記酸化物層の液相形成温度以上に加熱する温度が1000〜1800℃である請求項19又は20に記載の多孔質セラミックス膜の製造方法。
- 前記酸化物層の液相形成温度以上に加熱する際の気相ガス圧が10Torr以上である請求項19又は20に記載の多孔質セラミックス膜の製造方法。
- 前記酸化物相がSi,Oを含み、前記気相がSi,Nを含む請求項19乃至22のいずれかに記載の多孔質セラミックス膜の製造方法。
- 前記気相の供給源がアモルファスSi3N4粉末である請求項23に記載の多孔質セラミックス膜の製造方法。
- 前記酸化物層がさらにAl,Yの少なくとも1種を含む請求項23に記載の多孔質セラミックス膜の製造方法。
- 前記酸化物層がさらにIa,IIa族元素の少なくとも1種を含む請求項25に記載の多孔質セラミックス膜の製造方法。
- 前記酸化物層が金属アルコキシド液を基材表面に塗布後、大気中又は酸素を含む不活性ガス雰囲気中200℃以上で焼成することにより形成される請求項19又は20に記載の多孔質セラミックス膜の製造方法。
- 前記基材として繊維状基材を用いる請求項19に記載の多孔質セラミックス膜の製造方法。
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