JP4041879B2 - Ceramic porous body and method for producing the same - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、セラミックス多孔体及びその製造方法に関するものであり、更に詳しくは、特定の平均細孔径及び気孔率を有し、しかも、高い機械的強度及び自己修復機能等を有する新規セラミックス多孔体及びその簡便な製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、多孔質セラミックスは、溶融金属のろ過材、触媒担体、高温集塵フィルター、通気性断熱材、バーナーヘッド等として、広く用いられるようになってきた。非酸化物セラミックスは、優れた機械的特性、耐熱・耐食性を有しているため、高温構造用材料として広く応用されている。また、セラミックス多孔体は、ディーゼルエンジンの脱塵装置用フィルター、石炭加圧流動床複合発電システムの脱塵フィルターなど、高温燃焼ガス中に含まれる粉塵を分離するための高温集塵フィルターとして応用されている。
【０００３】
このような高温集塵フィルターは、異常燃焼や逆洗などのために優れた耐熱や耐熱衝撃性が、また、腐食性ガスに曝されるため優れた耐食性が要求される。更に、高効率で粉塵を取り除くために、高い気孔率が要求される。
【０００４】
非酸化物セラミックスを酸化雰囲気中で加熱すると、表面が酸化するため、不活性ガス雰囲気で焼成するのが一般的である。また、非酸化物セラミックスは、一般的に共有結合性が高く、難焼結性物質であるため、高い焼結温度が必要である。
【０００５】
このような非酸化物セラミックスを原料として焼成するには、通常は、焼結助剤を添加し、その緻密化を促進し、焼結密度の向上を図ることが行われている。例えば、炭化ケイ素では、この緻密化を促進するための焼結助剤として、通常、例えば、Ａｌ2 Ｏ3 、Ｙ2 Ｏ3 、Ｂ4 Ｃ、Ｃ、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｓｉ3 Ｎ4 等が用いられている。
【０００６】
従来、炭化ケイ素多孔体は、炭化ケイ素粉末に有機質バインダー、例えば、ポリエチレン、ポリプロピレン、ポリエチレングリコール、ポリビニルアルコール、カルボキシメチルセルロースなどを添加した配合物とし、これを成形した後、２０００℃以上の温度で焼成することにより、炭化ケイ素微粒子を粒成長させて、粒子を相互に結合させることにより製造する方法が知られている。しかし、この方法では、気孔率が高々４０％に留まり、多孔体の流体透過性が劣るという欠点があった。
【０００７】
また、炭化ケイ素粉末と硬化性オルガノポリシロキサンなどを充填し、熱分解による多孔質セラミック成形体の製造方法が提案されている（特開平７−１０６５６）。しかし、この種の方法でも、高気孔率で機械的特性の優れた炭化ケイ素多孔体は得られていない。
【０００８】
また、炭化ケイ素粉末に、アルミナ及びシリカを含有し、かつ融点が１３００℃以下である化合物を混合し、その成形体を非酸化性雰囲気中、１３２０℃以下の温度で焼成による炭化ケイ素多孔体の製造方法（特開２０００−３５１６７９）が提案されている。しかし、この種の方法でも、機械的強度が低く、気孔率が３０〜３５％前後の多孔体の場合、機械的強度は５０〜７０ＭＰａ程度である。
【０００９】
一般に、気孔率や気孔径を大きくすると、多孔体の機械的強度が低下する傾向がある。例えば、炭化ケイ素多孔体の製造方法として、数μｍ以上の比較的大きな粒子直径を有する炭化ケイ素粒子を骨材として用い、それにガラス質又は粘土質などの結合材を加えて成形後、その成形体を前記結合材が溶融する温度で焼き固める方法が従来から知られている。しかし、このような従来法では、１μｍ以上の細孔直径を得ることは比較的容易であるが、骨材となる炭化ケイ素粒子に粗大なものが用いられるために、機械的強度が低く、気孔率が３０〜３５％前後の多孔体の場合、強度は２０ＭＰａ以下となるのが通常であった。
【００１０】
このように、炭化ケイ素をはじめとする非酸化物セラミックス多孔体は、広範な分野で応用されているが、より耐熱・耐食性、耐熱衝撃性、機械的特性の優れた材料が望まれている。一方で、非酸化物セラミックス多孔質体のより簡便な作製技術の開発が望まれている。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、本発明者らは、これまでの研究を調査し、鋭意研究を重ねた結果、本発明を完成するに至った。すなわち、本発明により、耐熱・耐食性、耐熱衝撃性、機械的特性の優れた材料及び本セラミックス多孔質体のより簡便な作製技術を提供することが可能になった。
本発明は、平均気孔径が２０μｍ以下で、２５％以上の高い気孔率を有し、かつ、３０ＭＰａ以上の高い機械的強度を有し、自己修復機能をも有する極めて有用なセラミックス多孔体及びその簡単な製造方法を提供することを目的とするものである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明は、主たる成分が金属の炭化物、窒素化物、ホウ化物のいずれか一種の非酸化物セラミックスと酸化物セラミックスの複合粒子より構成されるセラミックス多孔体であって、非酸化物セラミック粒子同士が粒子間に形成された酸化物セラミックスにより強く結合された構造を有し、気孔率が２５〜５０％、開放した気孔の平均気孔径が２０μｍ以下であり、かつ気孔径分布が均一であり、非酸化物セラミックスと酸化物セラミックスとの複合粒子を構成する非酸化物セラミックスの平均粒径が０．０１〜３０μｍの範囲にあり、更には、このセラミックス多孔体の強度が少なくても３０ＭＰａの曲げ強度を有する高強度であり、更に、酸化雰囲気下で８００℃乃至それを上回る温度域において自己修復機能を有することを特徴とするセラミックス多孔体である。この構成にすることで、高温特性や耐食性、更には自己修復機能を有するセラミックス他孔質体を提供することが可能になる。
【００１３】
本明細書中において、平均気孔径は、水銀圧入法により測定されたものである。気孔率は、アルキメデス法を用いて測定された見かけ気孔率である。セラミックス成形体の気孔率は、当該成形体の寸法と重量から密度を算出し、それを１から差し引いた値である。機械的強度は、ＪＩＳＲ １６０１に準拠した３点曲げ試験法により測定された強度である。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について更に詳しく説明する。
本発明の第１の態様は、主たる成分が金属の炭化物、窒素化物、ホウ化物のいずれか一種の非酸化物セラミックスと酸化物セラミックスより構成されるセラミックス多孔体であって、気孔率が２５〜５０％、気孔の平均気孔径が２０μｍ以下、かつ非酸化物セラミックスと酸化物セラミックスの複合粒子の平均粒径が０．０１〜３０μｍの範囲にあり、更には、このセラミックス多孔体の強度が３０ＭＰａ以上であり、更に、酸化雰囲気下で８００℃以上の温度域において自己修復機能を有することを特徴とするセラミックス多孔体である。
【００１５】
このセラミックス多孔体において、気孔率を２５〜５０％に規定したのは、２５％を下回ると圧損が高くなり、フィルター性能が低下するためであり、５０％を上回ると強度の低下が認められるためである。また、気孔の平均気孔径を２０μｍ以下に規定したのは、これを上回ると、気孔で粉塵等が捕捉されず、多孔体を通過する粒子が増加するため、効率よく粉塵を分離することが困難になるためである。更に、炭化ケイ素とシリカの複合粒子の平均粒径を０．０１〜３０μｍに規定したのは、０．０１μｍを下回ると、容易に酸化反応が進行するため、実使用環境下において、酸化反応が容易に進行し、部材としての長期間の信頼性に劣るためである。また、粒径が３０μｍを上回ると、強度の低下が大きいため、フィルター部材としては不適となる。更に、強度値を３０ＭＰａ以上に規定したのは、これより小さければ、熱衝撃等の応力に耐え切れず、部材の信頼性が低下するためである。更に、材料に損傷が与えられた場合に、酸素雰囲気下で８００℃以上の温度域において熱処理するだけで、非酸化物セラミックスが体積膨張を伴う酸化挙動を示すことで、損傷を修復することが可能になる。
【００１６】
本発明の他の態様は、上記非酸化物セラミックスが、炭化ケイ素であることを特徴とする上記セラミックス多孔体である。
【００１７】
このセラミックス多孔体において、上記非酸化物セラミックスを炭化ケイ素セラミックスに限定したのは、この材料が、高温強度に優れており、実使用温度域でも、特に優れた特性を示すためである。
【００１８】
本発明の他の態様は、上記非酸化物セラミックスが、窒化ケイ素であることを特徴とする上記セラミックス多孔体である。
【００１９】
このセラミックス多孔体において、上記非酸化物セラミックスを窒化ケイ素セラミックスに限定したのは、この材料が、高温での化学的安定性に優れており、実使用温度域でも、特に優れた特性を示すためである。
【００２０】
本発明の他の態様は、上記非酸化物セラミックスが、ホウ化チタンであることを特徴とする上記セラミックス多孔体である。
【００２１】
このセラミックス多孔体において、上記非酸化物セラミックスをホウ化チタンセラミックスに限定したのは、この材料が、光触媒効果によって、実使用環境下におけるフィルターの自浄作用により、長寿命を示すためである。
【００２２】
本発明の他の態様は、上記非酸化物セラミックスと酸化物セラミックスの複合粒子は、粒子表面の酸素濃度が内部の酸素濃度よりも高いことを特徴とする上記セラミックス多孔体である。
【００２３】
このセラミックス多孔体において、粒子表面の酸素濃度が、内部より高くなっていることで、表面は酸化物セラミックスにより結合力を高めるとともに、内部では非酸化物セラミックスが主体となり、非酸化物セラミックスの優れた耐熱性や耐食性を利用できることから、強度と耐熱性や耐食性を両立させることが可能になる。
【００２４】
本発明の他の態様は、上記非酸化物セラミックスと酸化物セラミックスの複合粒子において、粒子表面の酸素濃度が内部の酸素濃度よりも高い部分の膜厚をＸとし、複合粒子の直径をＡとすると、Ｘ≦Ａ／１０であることを特徴とする上記セラミックス多孔体である。
【００２５】
このセラミックス多孔体において、膜厚をＸ≦Ａ／１０に規定したのは、これより厚ければ、高温強度が低下し、かつ、十分な自己修復機能を発揮できないためである。
【００２６】
本発明の他の態様は、複合粒子は酸化物セラミックスの架橋によって結合していることを特徴とする上記炭化ケイ素セラミックス多孔体である。
【００２７】
このセラミックス多孔体において、酸化物セラミックスの架橋によって粒子が結合することで、高強度を達成することが可能になるとともに、フィルターとして必要な開気孔を有する材料構造をとることが可能になる。
【００２８】
本発明の他の態様は、平均粒径が０．０１〜３０μｍの範囲にある非酸化物セラミックス粉末を成形して気孔率が少なくとも４０％の成形体とし、当該成形体を酸化性雰囲気中で８００〜１７００℃の温度範囲で焼成することにより、非酸化物セラミック粒子同士が粒子間に形成された酸化物セラミックスにより強く結合された構造を有し、気孔率が２５〜５０％、開放した気孔の平均気孔径が２０μｍ以下であり、かつ気孔径分布が均一であり、非酸化物セラミックスと酸化物セラミックスとの複合粒子を構成する非酸化物セラミックスの平均粒径が０．０１〜３０μｍの範囲にあり、このセラミックス多孔体の強度が少なくても３０ＭＰａの曲げ強度を有する高強度であり、酸化雰囲気下で８００℃乃至それを上回る温度域において自己修復機能を有するセラミックス多孔体を製造することを特徴とする上記セラミックス多孔体の製造方法である。
【００２９】
この方法において、気孔率を４０％以上に規定したのは、これより少なければ、製造プロセス過程において、緻密化の進行等により、最終的な多孔体中に閉気孔が増加し、フィルター性能が低下するためである。
【００３０】
本発明の他の態様は、非酸化物セラミックス粉末の平均粒径が０．０１〜３０μｍの範囲にあることを特徴とする上記のセラミックス多孔体の製造方法である。
【００３１】
この方法において、出発原料の平均粒径を０．０１〜３０μｍに規定したのは、０．０１μｍを下回ると、容易に酸化反応が進行するため、最適な製造プロセス条件の範囲が極端に狭くなり実質上安定して製造することが困難であり、かつ、易反応性であることから、ハンドリング自体も困難であるためである。更に、粒径が３０μｍを上回ると、強度の低下が大きいため、フィルター部材としては不適となる。
【００３２】
本発明の他の態様は、上記の高い気孔率、機械的強度及び自己修復機能を有するセラミックス多孔体を構成要素として含むことを特徴とする構造部材である。本発明において、構造部材とは、ろ過材、触媒担体、フィルター、断熱材、その他、上記セラミックス多孔体を構成要素として含むあらゆる種類の部品及び製品を意味する。
【００３３】
次に、本発明の製造方法について説明する。本発明のセラミック多孔体の作製方法は、非酸化物セラミックス粉末から成形体を作製し、当該成形体を酸化性ガス雰囲気下で酸化させ、非酸化物セラミックス粒子同士の間に生成した酸化物セラミックスによって焼結させることを構成要件とするものである。本発明では、焼結する際に、試料の中で高融点の物質である単一な酸化物セラミックスを生成するため、粒子の再配列が抑制され、緻密化が進みにくくなることが特徴である。
【００３４】
本発明の多孔体は、気孔径が２０μｍ以下の開放した気孔を多数有し、表面積が大きい上、気孔率が２５％以上と高いため、気体等の流体の通過量が大きく、フィルターや触媒担体等として優れた機能を備えている。また、曲げ強度が３０ＭＰａ以上と高強度であるから、高い構造的信頼性を備えている。
【００３５】
本発明の製造方法を更に詳しく説明する。本発明のセラミックス多孔体は、基本的には平均粒径３０μｍ以下の非酸化物セラミックス粉末を成形した後、酸化性雰囲気中において８００℃以上の温度、好ましくは１１００℃〜１５００℃の温度で焼結する方法により製造することができる。酸化性雰囲気は、大気、高純度酸素ガス又は酸素の混合ガスであってよい。焼結時の雰囲気は０．１〜１ＭＰａである。より高強度のものを得るためには、１２００℃以上での焼結温度とするのが好ましい。しかし、焼結温度が高くなると、焼結体の強度低下を招くことになる。
【００３６】
かかるセラミックス多孔体の製造原料は、単一組成の粉末だけがよいが、その他のセラミックス粉末や金属粉末を混合してもよい。そのセラミックスや金属粉末としては、例えば、酸化性雰囲気に適用するＳｉ3 Ｎ4 、ＴｉＮ、ＡｌＮ等の窒化物、ＴｉＣ、ＷＣ、ＺｒＣ等の炭化物、金属粉末としては、例えば、酸化性雰囲気に適用するＰｔ、Ｎｉ、Ａｌ、Ａｕのような、ＳｉＣ以外の粉末が挙げられる。
【００３７】
本発明のセラミックス多孔体の製造方法において、焼結中に非酸化物セラミックス粉末の酸化により生成した酸化物セラミックスは、焼結助剤として働き、非酸化物セラミックス粒子同士は、この酸化物によって強固に結合されるため、得られる焼結体は高い強度を発現する。
【００３８】
本発明のセラミックス多孔体の製造方法において、焼結助剤や粒成長促進剤として、他の酸化物を添加、混合してもよい。この酸化物は、酸化により生成される酸化物との合成物の融点が高いことが望ましい。
【００３９】
本発明の多孔体に用いる炭化ケイ素原料粉末としては、α型、β型、非晶質或いはこれらの混合物等が挙げられるが、特にα型炭化ケイ素粉末が好適に用いられる。このα型炭化ケイ素粉末の種類には特に制限はなく、例えば、一般に市販されているα型炭化ケイ素粉末を用いることもできる。
【００４０】
前記非酸化物セラミックス原料粉末の粒子凝集を解消するために、攪拌混合を行ってもよい。この攪拌混合は、公知の攪拌混合手段、例えば、ミキサー、遊星ボールミルなどによって行うことができる。攪拌混合は、１〜３０時間、特に、２〜２４時間にわたって行うことが好ましい。
【００４１】
非酸化物セラミックス粉末の成形性を向上させるために、バインダーとして、有機化合物の添加が望ましい。有機化合物としては、例えば、好適な加熱に焼却できるフェノ−ル樹脂、フラン樹脂、ポリイミド、ポリウレタン、ポリビニルアルコ−ル等の樹脂のモノマ−やプレポリマ−が好ましく、その他、セルロース、蔗糖、ピッチ、タール等の液状物等が用いられる。
【００４２】
本発明において、成形体の作製には、適宜の方法が使用できる。これらの方法としては、例えば、金型成形、ＣＩＰ（Ｃｏｌｄ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ）成形、射出成形、押し出し成形、鋳込み成形などが挙げられる。気孔率は、成形する際の条件を調整することにより制御できる。すなわち、ＣＩＰ成形の場合は静水圧で、鋳込み成形の場合は使用するスラリーの分散性で、また、射出成形や押出し成形の場合は粉末と樹脂の配合比を調整することで成形体の気孔率を制御できる。
【００４３】
得られた成形体を必要に応じて脱脂処理を行う。その後、酸化性雰囲気下において、８００〜１７００℃の温度範囲で、好ましくは１１００〜１５００℃の温度範囲で焼結する。生成する酸化物セラミックスが高融点を有するため、焼結体の収縮を抑制し、高い気孔率を有する気孔体を形成する。
【００４４】
本発明の方法は、他の気孔形成方法と組合せても使用できる。例えば、原料粉末に炭素粒子、有機質繊維などを添加し、焼結の際に、その添加物の焼却により、気孔を形成させることもできる。
【００４５】
【作用】
本発明のセラミックス多孔体が形成される機構や、高い曲げ強度が示す原因については、以下のようなことが考えられる。すなわち、これらのことは、非酸化物セラミックスを酸化性雰囲気中で加熱すると、非酸化物セラミックス粒子表面の酸化によって、粒子間に酸化物セラミックスが形成され、非酸化物セラミックス粒子同士がその酸化物セラミックスにより強く結合され、また、焼結温度が低いため、粒子の再配列が困難であるためと考えられる。
【００４６】
更に、本発明のセラミックス多孔体が高い曲げ強度を示す原因については、次のようなことが考えられる。すなわち、このことは、非酸化物セラミックスを酸化性雰囲気中で加熱すると、酸化によって酸化物セラミックスが形成され、この酸化物セラミックスは非酸化物セラミックス粒子と緊密な結合があったことや、また、酸化物セラミックスが形成される際に大きな体積膨張を示すことで、焼結体内部には残留圧縮応力が存在していることがその原因であると考えられる。例えば、炭化ケイ素はシリカを形成する際に、約４５％の体積膨張を伴うことから、多孔質体の強度向上には効果的であると考えられる。
【００４７】
【実施例】
以下、本発明を実施例に基づいて具体的に説明するが、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
平均粒径０．６μｍのα−ＳｉＣ粉末（昭和電工株式会社製、Ａ−２）を５００ｋｇ／ｃｍ2 で成形し、寸法が約５５ｍｍ×６ｍｍ×５ｍｍの成形体とした。この成形体を電気炉に入れ、大気中で１１００〜１５００℃で１時間焼成した。得られた多孔質炭化ケイ素体について、その気孔率と嵩比重を水浸法で測定し、曲げ強度をＪＩＳ Ｒ１６０１に準拠した３点曲げ試験法により測定した。その結果を表１に示す。なお、加熱前後の重量の測定から、シリカの量を算出した。
【００４８】
【表１】
得られた試料は、気孔率３０〜４０％で、曲げ強度３０ＭＰａ以上の多孔質焼結体であった。
【００５０】
表１において、例１〜例５で得られた炭化ケイ素多孔体の切断面を走査型電子顕微鏡で観察したところ、そのいずれにおいても微細な炭化ケイ素粒子がシリカによって強固に結合されていることが確認された。気孔径を水銀圧入法にて測定したところ、平均気孔径は０．２μｍであり、その気孔径分布は極めて均一であった。
【００５１】
１３００℃で焼成した試料について、その１２００℃の高温で測定した曲げ強度をＪＩＳ Ｒ１６０４に準拠した３点曲げ試験法により測定した。その結果、平均１０２ＭＰａ、標準偏差３２ＭＰａとなり、良好な耐熱性を示した。
【００５２】
実施例２
平均粒径２．３μｍのα−ＳｉＣ粉末（昭和電工株式会社製、Ａ−３）に１重量％のフェノール樹脂を加え、これをボールミル中で湿式で混合した。この混合粉末を乾燥後、５００ｋｇ／ｃｍ2 で成形し、寸法が約５５ｍｍ×６ｍｍ×５ｍｍの成形体とした。この成形体を電気炉に入れ、大気中で１１００〜１５００℃で１時間焼成した。得られた多孔質炭化ケイ素体について、その気孔率と嵩比重を水浸法で測定し、曲げ強度をＪＩＳ Ｒ１６０１に準拠した３点曲げ試験法により測定した。その結果を表２に示す。
【００５３】
【表２】
得られた試料は、粗大な炭化ケイ素粒子が使用されているため、収縮率が低く、気孔率２５〜４０％で、曲げ強度２０〜９０ＭＰａの多孔質焼結体であった。
【００５５】
表２において、例６〜例１０で得られた炭化ケイ素多孔体の切断面を走査型電子顕微鏡で観察したところ、そのいずれにおいても粗大な炭化ケイ素粒子がシリカによって強固に結合されていることが確認された。気孔径を水銀圧入法にて測定したところ、平均気孔径は２．０μｍであった。
【００５６】
１３００℃で焼成した試料ついて、その１２００℃の高温で測定した曲げ強度をＪＩＳ Ｒ１６０４に準拠した３点曲げ試験法により測定した。その結果、平均７８ＭＰａ、標準偏差２６ＭＰａとなり、良好な耐熱性を示した。
【００５７】
実施例３
成形圧力を変えて、気孔率と平均気孔径を制御した他は、上記実施例１と同様にしてセラミックス多孔体を作製した。なお、焼成温度は１３００℃である。特性評価は圧力損失及び３点曲げ強度、耐熱衝撃性について行った。ここで、耐熱衝撃性は、水中投下法により測定した耐熱衝撃温度差である。また、実施例１のセラミックス多孔体にノッチを入れた後、１３００℃で１時間熱処理を施した後の残存強度を測定した。比較のため、シリカ単体で構成されたセラミックス多孔体も同様の処理を施し、残存強度を測定した。
その結果を図１、２及び３に示す。
【００５８】
実施例４
原料粉末を窒化ケイ素にした他は、上記実施例１と同様にしてセラミックス多孔体を作製した。なお、焼成温度は１３００℃である。評価は塩化水素を含む雰囲気中に８００℃で１時間暴露し、暴露前後での強度低下を調べた。なお、強度値は暴露前の強度で規格化した。比較のため、シリカ単体で構成されたセラミックス多孔体も同様の処理を施し、残存強度を測定した。その結果を図４に示す。
【００５９】
実施例５
原料粉末をホウ化チタンにした他は、上記実施例１と同様にしてセラミックス多孔体を作製した。なお、焼成温度は１３００℃である。評価は油を含む粉塵を通過させ、その後、太陽光に１２時間さらし、油分を分解した後の、圧力損失を調べた。比較のため、シリカ単体で構成されたセラミックス多孔体も同様の処理を施し、同じ条件で圧力損失を評価した。結果を図５に示す。
【００６０】
実施例５
原料粉末を炭化ケイ素とし、上記実施例１と同様にしてセラミックス多孔体を作製した。なお、焼成温度は１３００℃である。また、比較例として、原料粉末を炭化ケイ素とシリカの混合粉末にした他は、上記実施例１と同様にしてセラミックス多孔体を作製した。評価は１０００℃での高温強度を測定した。結果を図６に示す。ここで、比較例では、粒子が炭化ケイ素同士で接触している箇所もあり、すべての粒子が酸化物同士の架橋によって結合しているわけではなかった。
【００６１】
実施例６
原料粉末を炭化ケイ素とし、焼成時間を変えた他は、上記実施例１と同様にしてセラミックス多孔体を作製した。なお、焼成温度は１３００℃である。評価は酸化層の膜厚と、高温強度を調べた。また、多孔体に、亀裂をいれ、１３００℃で１時間の熱処理を施して、強度の回復程度を評価した。その結果を図７、８に示す。
【００６２】
実施例７
原料粉末を炭化ケイ素とし、出発原料の平均粒径を変えた他は、上記実施例１と同様にしてセラミックス多孔体を作製した。なお、焼成温度は１３００℃である。評価は、強度を測定した。なお、出発原料の粒径が０．０１μｍより細かい場合には、酸化が進行し、本発明の多孔体を得ることはできなかった。また、焼成後の平均粒径は、出発原料の平均粒径とほぼ同じであった。その結果を図９に示す。
【００６３】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明は、主たる成分が金属の炭化物、窒素化物、ホウ化物のいずれか一種の非酸化セラミックスと酸化物セラミックスより構成されるセラミックス多孔体及びその製造方法に係るものであり、本発明によれば、高強度及び優れた耐熱性を有し、かつ、自己修復機能を有するセラミックス多孔体を提供することができる。強度、耐熱性、耐酸化性及び耐熱衝撃性等に優れ、しかも、高い気孔率のセラミックス多孔体を簡単な方法で作製することができる。
このセラミックス多孔体は、成形体製造工程と焼成工程が非常に簡単であり、また、焼成温度が低く、かつ、実用上極めて重要な自己修復機能を有するため、産業上極めて有利である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る気孔率と圧力損失及び強度の関係を示すグラフである。
【図２】本発明に係る強度（初期強度）と耐熱衝撃温度差の関係を示すグラフである。
【図３】本発明に係る材質とノッチ材の残存強度率の関係を示すグラフである。
【図４】本発明に係る材質と暴露材の残存強度率の関係を示すグラフである。
【図５】本発明に係る材質と分解後の圧力損失の関係を示すグラフである。
【図６】本発明に係る酸素の存在状態と高温強度の関係を示すグラフである。
【図７】本発明に係る酸化層の膜厚と高温強度の関係を示すグラフである。
【図８】本発明に係る酸化層の膜厚と強度回復率の関係を示すグラフである。
【図９】本発明に係る出発原料の粒径と強度の関係を示すグラフである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a ceramic porous body and a method for producing the same, and more specifically, a novel ceramic porous body having a specific average pore diameter and porosity, high mechanical strength, self-repairing function, and the like, and The present invention relates to a simple manufacturing method.
[0002]
[Prior art]
In recent years, porous ceramics have been widely used as molten metal filter media, catalyst carriers, high-temperature dust collection filters, breathable heat insulating materials, burner heads, and the like. Non-oxide ceramics are widely applied as high-temperature structural materials because they have excellent mechanical properties and heat and corrosion resistance. Ceramic porous bodies are also used as high-temperature dust collection filters for separating dust contained in high-temperature combustion gases, such as filters for diesel engine dedusters and dust filters for coal pressurized fluidized bed combined power generation systems. ing.
[0003]
Such a high-temperature dust collection filter is required to have excellent heat resistance and thermal shock resistance for abnormal combustion, backwashing, and the like, and excellent corrosion resistance because it is exposed to corrosive gas. Furthermore, a high porosity is required to remove dust with high efficiency.
[0004]
When a non-oxide ceramic is heated in an oxidizing atmosphere, the surface is oxidized, and thus it is generally fired in an inert gas atmosphere. In addition, non-oxide ceramics generally have high covalent bonding properties and are hardly sinterable materials, so a high sintering temperature is required.
[0005]
In order to fire such non-oxide ceramics as a raw material, a sintering aid is usually added to promote densification and improve the sintering density. For example, in silicon carbide, as a sintering aid for promoting this densification, for example, Al 2 O 3 , Y 2 O 3 , B 4 C, C, Be, Ti, Si 3 N 4 and the like are usually used. It is used.
[0006]
Conventionally, a silicon carbide porous body is a compound obtained by adding an organic binder such as polyethylene, polypropylene, polyethylene glycol, polyvinyl alcohol, carboxymethylcellulose, etc. to silicon carbide powder, and after molding this, it is fired at a temperature of 2000 ° C. or higher. Thus, a method is known in which silicon carbide fine particles are grown and bonded to each other. However, this method has the disadvantage that the porosity is at most 40% and the fluid permeability of the porous body is poor.
[0007]
In addition, a method for producing a porous ceramic molded body filled with silicon carbide powder and curable organopolysiloxane and thermally decomposed has been proposed (Japanese Patent Laid-Open No. 7-10656). However, even with this type of method, a porous silicon carbide body having high porosity and excellent mechanical properties has not been obtained.
[0008]
Further, the silicon carbide powder is mixed with a compound containing alumina and silica and having a melting point of 1300 ° C. or lower, and the molded body is sintered at a temperature of 1320 ° C. or lower in a non-oxidizing atmosphere. A manufacturing method (Japanese Patent Laid-Open No. 2000-351679) has been proposed. However, even with this type of method, the mechanical strength is about 50 to 70 MPa in the case of a porous body having low mechanical strength and a porosity of about 30 to 35%.
[0009]
Generally, when the porosity and the pore diameter are increased, the mechanical strength of the porous body tends to decrease. For example, as a method for producing a silicon carbide porous body, a silicon carbide particle having a relatively large particle diameter of several μm or more is used as an aggregate, a binder such as glassy or clay is added to the aggregate, and the molded body is molded. Conventionally, a method of baking and solidifying at a temperature at which the binder melts is known. However, in such a conventional method, it is relatively easy to obtain a pore diameter of 1 μm or more. However, since coarse particles are used for the silicon carbide particles as the aggregate, the mechanical strength is low, and the pores are low. In the case of a porous body having a rate of around 30 to 35%, the strength was usually 20 MPa or less.
[0010]
As described above, non-oxide ceramic porous bodies such as silicon carbide have been applied in a wide range of fields. However, materials having more excellent heat resistance / corrosion resistance, thermal shock resistance, and mechanical properties are desired. On the other hand, development of a simpler production technique for non-oxide ceramic porous bodies is desired.
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made in view of the above circumstances, and the present inventors have investigated the research so far, and as a result of earnest research, the present invention has been completed. That is, according to the present invention, it is possible to provide a material having excellent heat resistance / corrosion resistance, thermal shock resistance, and mechanical properties and a simpler technique for producing the ceramic porous body.
The present invention provides an extremely useful ceramic porous body having an average pore diameter of 20 μm or less, a high porosity of 25% or more, a high mechanical strength of 30 MPa or more, and a self-healing function, and its The object is to provide a simple manufacturing method.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
The present invention is a ceramic porous body mainly composed of composite particles of non-oxide ceramics and oxide ceramics of any one of metal carbides, nitrides and borides, wherein the non-oxide ceramic particles are It has a structure strongly bonded by oxide ceramics formed between the particles, has a porosity of 25 to 50%, an average pore size of open pores of 20 μm or less , and a uniform pore size distribution, The average particle diameter of the non-oxide ceramics constituting the composite particles of oxide ceramics and oxide ceramics is in the range of 0.01 to 30 μm, and further, the bending strength of 30 MPa even if the strength of the ceramic porous body is at least. And a self-healing function in a temperature range of 800 ° C. or higher under an oxidizing atmosphere. It is a mixed porous body. With this configuration, it is possible to provide a ceramic other porous body having high-temperature characteristics, corrosion resistance, and further a self-repair function.
[0013]
In the present specification, the average pore diameter is measured by a mercury intrusion method. The porosity is an apparent porosity measured using Archimedes method. The porosity of the ceramic molded body is a value obtained by calculating the density from the size and weight of the molded body and subtracting it from 1. The mechanical strength is a strength measured by a three-point bending test method based on JISR 1601.
[0014]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be described in more detail.
A first aspect of the present invention is a ceramic porous body in which the main component is a non-oxide ceramic and an oxide ceramic of any one of metal carbides, nitrides and borides, and has a porosity of 25 to 25. 50%, the average pore diameter of the pores is 20 μm or less, and the average particle diameter of the composite particles of non-oxide ceramics and oxide ceramics is in the range of 0.01 to 30 μm. Furthermore, the strength of the ceramic porous body is 30 MPa. Further, the porous ceramic body has a self-repairing function in a temperature range of 800 ° C. or higher under an oxidizing atmosphere.
[0015]
In this ceramic porous body, the porosity is defined as 25 to 50% because the pressure loss increases when the ratio is less than 25%, and the filter performance decreases. When the ratio exceeds 50%, the strength is decreased. It is. In addition, the average pore diameter of the pores is specified to be 20 μm or less. If the average pore diameter is exceeded, dust is not captured by the pores, and particles passing through the porous body increase, so that it is difficult to efficiently separate the dust. Because it becomes. Furthermore, the average particle size of the composite particles of silicon carbide and silica is specified to be 0.01 to 30 μm. If the average particle size is less than 0.01 μm, the oxidation reaction easily proceeds. This is because it proceeds easily and is inferior in long-term reliability as a member. On the other hand, when the particle diameter exceeds 30 μm, the strength is greatly reduced, and thus it is not suitable as a filter member. Furthermore, the reason why the strength value is specified to be 30 MPa or more is that if the strength value is smaller than this, it cannot endure stress such as thermal shock and the reliability of the member is lowered. Furthermore, when a material is damaged, the non-oxide ceramic can exhibit an oxidation behavior accompanied by volume expansion by simply performing a heat treatment in an oxygen atmosphere at a temperature range of 800 ° C. or higher, thereby repairing the damage. It becomes possible.
[0016]
Another aspect of the present invention is the ceramic porous body, wherein the non-oxide ceramic is silicon carbide.
[0017]
The reason why the non-oxide ceramics is limited to silicon carbide ceramics in this ceramic porous body is that this material is excellent in high-temperature strength and exhibits particularly excellent characteristics even in the actual use temperature range.
[0018]
Another aspect of the present invention is the ceramic porous body, wherein the non-oxide ceramic is silicon nitride.
[0019]
In this porous ceramic body, the non-oxide ceramics are limited to silicon nitride ceramics because this material has excellent chemical stability at high temperatures and exhibits particularly excellent characteristics even in the actual operating temperature range. It is.
[0020]
Another aspect of the present invention is the ceramic porous body, wherein the non-oxide ceramic is titanium boride.
[0021]
The reason why the non-oxide ceramic is limited to the titanium boride ceramic in this ceramic porous body is that this material exhibits a long life due to the self-cleaning action of the filter under the actual use environment due to the photocatalytic effect.
[0022]
Another aspect of the present invention is the ceramic porous body, wherein the composite particle of the non-oxide ceramic and the oxide ceramic has an oxygen concentration on the particle surface higher than an internal oxygen concentration.
[0023]
In this ceramic porous body, the oxygen concentration on the surface of the particles is higher than the inside, so that the surface enhances the binding force by the oxide ceramics, and the inside is mainly non-oxide ceramics. Therefore, it is possible to achieve both strength, heat resistance and corrosion resistance.
[0024]
In another aspect of the present invention, in the composite particles of non-oxide ceramics and oxide ceramics, the film thickness of the portion where the oxygen concentration on the particle surface is higher than the internal oxygen concentration is X, and the diameter of the composite particles is A. Then, the ceramic porous body is characterized in that X ≦ A / 10.
[0025]
The reason why the film thickness is defined as X ≦ A / 10 in this ceramic porous body is that if it is thicker than this, the high-temperature strength decreases and a sufficient self-repair function cannot be exhibited.
[0026]
Another aspect of the present invention is the above-mentioned porous silicon carbide ceramic material, wherein the composite particles are bonded by crosslinking of oxide ceramics.
[0027]
In this ceramic porous body, particles are bonded by cross-linking of oxide ceramics, so that high strength can be achieved and a material structure having open pores necessary as a filter can be obtained.
[0028]
In another aspect of the present invention, a non-oxide ceramic powder having an average particle size in the range of 0.01 to 30 μm is formed into a formed body having a porosity of at least 40%, and the formed body is placed in an oxidizing atmosphere. By firing in the temperature range of 800 to 1700 ° C., the non-oxide ceramic particles have a structure in which the non-oxide ceramic particles are strongly bonded by the oxide ceramic formed between the particles, the porosity is 25 to 50%, and the open pores the average pore diameter is at 20μm or less, and the pore size distribution is uniform, the average particle size is 0.01~30μm of non-oxide ceramics constituting the composite particles of non-oxide ceramics and oxide ceramics range The strength of this porous ceramic body is at least 30 MPa, and it has a high strength with a bending strength of 30 MPa, and is self-repaired in an oxidizing atmosphere at a temperature range of 800 ° C. or higher. A method of manufacturing the ceramic porous body, characterized in that to produce a ceramic porous body having a function.
[0029]
In this method, the porosity is defined to be 40% or more, and if it is less than this, the closed pores increase in the final porous body due to the progress of densification in the manufacturing process, and the filter performance decreases. It is to do.
[0030]
Another aspect of the present invention is the above-described method for producing a ceramic porous body, wherein the non-oxide ceramic powder has an average particle size in the range of 0.01 to 30 μm.
[0031]
In this method, the average particle size of the starting material is specified to be 0.01 to 30 μm. If the average particle size is less than 0.01 μm, the oxidation reaction proceeds easily, so the range of optimum manufacturing process conditions becomes extremely narrow. This is because it is difficult to produce it substantially stably and it is easy to react, so that handling itself is also difficult. Furthermore, when the particle size exceeds 30 μm, the strength is greatly reduced, and thus it is not suitable as a filter member.
[0032]
Another aspect of the present invention is a structural member comprising the ceramic porous body having the high porosity, mechanical strength, and self-healing function as a constituent element. In the present invention, the structural member means all kinds of parts and products including the filter medium, the catalyst carrier, the filter, the heat insulating material, and other ceramic porous bodies as constituent elements.
[0033]
Next, the manufacturing method of this invention is demonstrated. The method for producing a porous ceramic body according to the present invention comprises producing a molded body from non-oxide ceramic powder, oxidizing the molded body in an oxidizing gas atmosphere, and producing oxide ceramics between non-oxide ceramic particles. It is a constituent requirement to sinter by. In the present invention, a single oxide ceramic, which is a high-melting-point material, is generated in a sample during sintering, so that the rearrangement of particles is suppressed and densification is difficult to proceed. .
[0034]
The porous body of the present invention has a large number of open pores having a pore diameter of 20 μm or less, a large surface area, and a porosity of as high as 25% or more. Etc. have excellent functions. Further, since the bending strength is as high as 30 MPa or more, it has high structural reliability.
[0035]
The production method of the present invention will be described in more detail. The ceramic porous body of the present invention is basically sintered at a temperature of 800 ° C. or higher, preferably 1100 ° C. to 1500 ° C. in an oxidizing atmosphere after molding a non-oxide ceramic powder having an average particle size of 30 μm or less. It can manufacture by the method to tie. The oxidizing atmosphere may be air, high-purity oxygen gas, or a mixed gas of oxygen. The atmosphere during sintering is 0.1 to 1 MPa. In order to obtain a higher strength, the sintering temperature is preferably 1200 ° C. or higher. However, when the sintering temperature is increased, the strength of the sintered body is reduced.
[0036]
The raw material for producing such a ceramic porous body may be a powder having a single composition, but other ceramic powders or metal powders may be mixed. As the ceramics and metal powder, for example, nitrides such as Si 3 N 4 , TiN, and AlN applied to an oxidizing atmosphere, carbides such as TiC, WC, and ZrC, and metal powders, for example, applied to an oxidizing atmosphere Examples include powders other than SiC, such as Pt, Ni, Al, and Au.
[0037]
In the method for producing a ceramic porous body according to the present invention, the oxide ceramic produced by the oxidation of the non-oxide ceramic powder during sintering acts as a sintering aid, and the non-oxide ceramic particles are strongly bonded by this oxide. Therefore, the obtained sintered body exhibits high strength.
[0038]
In the method for producing a porous ceramic body of the present invention, other oxides may be added and mixed as a sintering aid or a grain growth accelerator. It is desirable that this oxide has a high melting point of a composite with an oxide generated by oxidation.
[0039]
Examples of the silicon carbide raw material powder used for the porous body of the present invention include α-type, β-type, amorphous, and a mixture thereof. In particular, α-type silicon carbide powder is preferably used. There is no restriction | limiting in particular in the kind of this alpha silicon carbide powder, For example, the alpha silicon carbide powder generally marketed can also be used.
[0040]
In order to eliminate particle aggregation of the non-oxide ceramic raw material powder, stirring and mixing may be performed. This stirring and mixing can be performed by a known stirring and mixing means such as a mixer or a planetary ball mill. The stirring and mixing is preferably performed for 1 to 30 hours, particularly 2 to 24 hours.
[0041]
In order to improve the formability of the non-oxide ceramic powder, it is desirable to add an organic compound as a binder. The organic compound is preferably a monomer or prepolymer of a resin such as phenol resin, furan resin, polyimide, polyurethane, polyvinyl alcohol, etc. that can be incinerated by suitable heating. In addition, cellulose, sucrose, pitch, tar Such a liquid material is used.
[0042]
In the present invention, an appropriate method can be used for producing the molded body. Examples of these methods include mold molding, CIP (Cold Isostatic Press) molding, injection molding, extrusion molding, and casting molding. The porosity can be controlled by adjusting the conditions for molding. That is, it is hydrostatic pressure in the case of CIP molding, dispersibility of the slurry to be used in casting molding, and in the case of injection molding or extrusion molding, the porosity of the molded body is adjusted by adjusting the blending ratio of powder and resin. Can be controlled.
[0043]
The obtained molded body is degreased as necessary. Thereafter, sintering is performed in an oxidizing atmosphere in a temperature range of 800 to 1700 ° C., preferably in a temperature range of 1100 to 1500 ° C. Since the generated oxide ceramics has a high melting point, the shrinkage of the sintered body is suppressed and a porous body having a high porosity is formed.
[0044]
The method of the present invention can also be used in combination with other pore formation methods. For example, pores can be formed by adding carbon particles, organic fibers or the like to the raw material powder and incinerating the additive during sintering.
[0045]
[Action]
The following is considered about the mechanism in which the ceramic porous body of this invention is formed, and the cause which high bending strength shows. That is, when non-oxide ceramics are heated in an oxidizing atmosphere, oxide ceramics are formed between the particles due to oxidation of the surface of the non-oxide ceramic particles. It is thought that it is difficult to rearrange the particles because they are strongly bonded by ceramics and the sintering temperature is low.
[0046]
Moreover, the cause indicating a ceramic porous body has high flexural strength of the present invention is believed to be as follows. That is, when non-oxide ceramics are heated in an oxidizing atmosphere, oxide ceramics are formed by oxidation, and the oxide ceramics have a close bond with the non-oxide ceramic particles, It is considered that the cause is that residual compressive stress exists in the sintered body due to the large volume expansion when the oxide ceramic is formed. For example, since silicon carbide is accompanied by a volume expansion of about 45% when forming silica, it is considered effective for improving the strength of the porous body.
[0047]
【Example】
EXAMPLES Hereinafter, although this invention is demonstrated concretely based on an Example, this invention is not limited to these Examples.
Example 1
An α-SiC powder having an average particle size of 0.6 μm (A-2 manufactured by Showa Denko KK) was molded at 500 kg / cm 2 to obtain a molded body having dimensions of about 55 mm × 6 mm × 5 mm. This molded body was put in an electric furnace and fired at 1100 to 1500 ° C. for 1 hour in the air. About the obtained porous silicon carbide body, the porosity and bulk specific gravity were measured by a water immersion method, and the bending strength was measured by a three-point bending test method based on JIS R1601. The results are shown in Table 1. The amount of silica was calculated from the measurement of the weight before and after heating.
[0048]
[Table 1]
The obtained sample was a porous sintered body having a porosity of 30 to 40% and a bending strength of 30 MPa or more.
[0050]
In Table 1, when the cut surfaces of the silicon carbide porous bodies obtained in Examples 1 to 5 were observed with a scanning electron microscope, in any of the cases, the fine silicon carbide particles were firmly bound by silica. confirmed. When the pore diameter was measured by a mercury intrusion method, the average pore diameter was 0.2 μm, and the pore diameter distribution was extremely uniform.
[0051]
About the sample baked at 1300 degreeC, the bending strength measured at the high temperature of 1200 degreeC was measured by the 3 point | piece bending test method based on JISR1604. As a result, an average of 102 MPa and a standard deviation of 32 MPa were obtained, indicating good heat resistance.
[0052]
Example 2
1% by weight of a phenol resin was added to α-SiC powder having an average particle size of 2.3 μm (A-3, manufactured by Showa Denko KK), and this was wet mixed in a ball mill. This mixed powder was dried and then molded at 500 kg / cm 2 to obtain a molded body having dimensions of about 55 mm × 6 mm × 5 mm. This molded body was put in an electric furnace and fired at 1100 to 1500 ° C. for 1 hour in the air. About the obtained porous silicon carbide body, the porosity and bulk specific gravity were measured by a water immersion method, and the bending strength was measured by a three-point bending test method based on JIS R1601. The results are shown in Table 2.
[0053]
[Table 2]
The obtained sample was a porous sintered body having a low shrinkage, a porosity of 25 to 40%, and a bending strength of 20 to 90 MPa because coarse silicon carbide particles were used.
[0055]
In Table 2, when the cut surfaces of the silicon carbide porous bodies obtained in Examples 6 to 10 were observed with a scanning electron microscope, coarse silicon carbide particles were found to be firmly bonded to silica in any of them. confirmed. When the pore diameter was measured by a mercury intrusion method, the average pore diameter was 2.0 μm.
[0056]
About the sample baked at 1300 degreeC, the bending strength measured at the high temperature of 1200 degreeC was measured by the 3 point | piece bending test method based on JISR1604. As a result, the average was 78 MPa, the standard deviation was 26 MPa, and good heat resistance was exhibited.
[0057]
Example 3
A porous ceramic body was produced in the same manner as in Example 1 except that the porosity and the average pore diameter were controlled by changing the molding pressure. The firing temperature is 1300 ° C. Characteristic evaluation was performed about pressure loss, three-point bending strength, and thermal shock resistance. Here, the thermal shock resistance is a thermal shock temperature difference measured by an underwater dropping method. Moreover, after notching the ceramic porous body of Example 1, the residual strength after heat-processing at 1300 degreeC for 1 hour was measured. For comparison, a ceramic porous body composed of silica alone was subjected to the same treatment, and the residual strength was measured.
The results are shown in FIGS.
[0058]
Example 4
A porous ceramic body was produced in the same manner as in Example 1 except that the raw material powder was silicon nitride. The firing temperature is 1300 ° C. Evaluation was performed by exposing to 800 ° C. for 1 hour in an atmosphere containing hydrogen chloride, and the decrease in strength before and after the exposure was examined. The strength value was normalized by the strength before exposure. For comparison, a ceramic porous body composed of silica alone was subjected to the same treatment, and the residual strength was measured. The result is shown in FIG.
[0059]
Example 5
A porous ceramic body was produced in the same manner as in Example 1 except that the raw material powder was titanium boride. The firing temperature is 1300 ° C. In the evaluation, dust containing oil was passed through, and then exposed to sunlight for 12 hours to examine the pressure loss after decomposing the oil. For comparison, a ceramic porous body made of silica alone was subjected to the same treatment, and pressure loss was evaluated under the same conditions. The results are shown in FIG.
[0060]
Example 5
The raw material powder was silicon carbide, and a ceramic porous body was produced in the same manner as in Example 1 above. The firing temperature is 1300 ° C. As a comparative example, a ceramic porous body was prepared in the same manner as in Example 1 except that the raw material powder was a mixed powder of silicon carbide and silica. Evaluation was made by measuring the high temperature strength at 1000 ° C. The results are shown in FIG. Here, in the comparative example, there is a part where the particles are in contact with each other, and not all the particles are bonded by cross-linking of the oxides.
[0061]
Example 6
A porous ceramic body was produced in the same manner as in Example 1 except that the raw material powder was silicon carbide and the firing time was changed. The firing temperature is 1300 ° C. The evaluation was conducted by examining the thickness of the oxide layer and the high temperature strength. Moreover, the porous body was cracked and subjected to heat treatment at 1300 ° C. for 1 hour to evaluate the degree of strength recovery. The results are shown in FIGS.
[0062]
Example 7
A porous ceramic body was produced in the same manner as in Example 1 except that the raw material powder was silicon carbide and the average particle size of the starting material was changed. The firing temperature is 1300 ° C. Evaluation measured strength. In addition, when the particle size of the starting material was finer than 0.01 μm, the oxidation proceeded and the porous body of the present invention could not be obtained. Further, the average particle size after firing was almost the same as the average particle size of the starting material. The result is shown in FIG.
[0063]
【The invention's effect】
As described in detail above, the present invention relates to a ceramic porous body whose main component is composed of non-oxide ceramics and oxide ceramics of any one of metal carbides, nitrides and borides, and a method for producing the same. According to the present invention, a ceramic porous body having high strength and excellent heat resistance and having a self-healing function can be provided. A ceramic porous body having excellent strength, heat resistance, oxidation resistance, thermal shock resistance and the like and having a high porosity can be produced by a simple method.
This ceramic porous body is extremely advantageous industrially because it has a very simple manufacturing process and firing process, has a low firing temperature, and has a self-repairing function that is extremely important for practical use.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between porosity, pressure loss, and strength according to the present invention.
FIG. 2 is a graph showing the relationship between strength (initial strength) and thermal shock temperature difference according to the present invention.
FIG. 3 is a graph showing the relationship between the material according to the present invention and the residual strength ratio of the notch material.
FIG. 4 is a graph showing the relationship between the material according to the present invention and the residual strength rate of the exposed material.
FIG. 5 is a graph showing the relationship between the material according to the present invention and the pressure loss after decomposition.
FIG. 6 is a graph showing the relationship between the presence state of oxygen and high temperature strength according to the present invention.
FIG. 7 is a graph showing the relationship between the thickness of the oxide layer according to the present invention and the high temperature strength.
FIG. 8 is a graph showing the relationship between the thickness of the oxide layer and the strength recovery rate according to the present invention.
FIG. 9 is a graph showing the relationship between the particle size and strength of the starting material according to the present invention.
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