JP4431681B2

JP4431681B2 - 金属被覆炭素材料およびそれを用いた炭素−金属複合材料

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Publication number: JP4431681B2
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Inventors: 敏之上野; 勝美吉野
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Filing date: 2008-09-16
Publication date: 2010-03-17
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Description

本発明は、炭素材料表面上に付着した遷移金属イオンの炭素による還元によって形成される金属被覆炭素材料、および該金属被覆炭素材料とマトリクス金属とを複合化することによって得られる炭素−金属複合材料に関する。また、本発明は、それら材料の製造方法にも関する。

種々の物性の付与、および樹脂または金属との複合化を目的として、炭素材料表面に対して様々な修飾が施されてきた。たとえば、金属との複合化を目的として、Ｓｉ、Ｔｉ、またはこれらの炭化物もしくは窒化物を用いた、炭素材料の表面修飾が提案されている（特許文献１〜３参照）。表面修飾には、ＣＶＤ、ＰＶＤ、または目的物質との混合後の熱処理が行われている。

表面修飾炭素材料の中でも、遷移金属を用いて表面修飾を行った材料、特にＦｅ、ＣｏまたはＮｉを被覆した遷移金属被覆炭素材料は、強磁性を発現する。その強磁性によって、遷移金属被覆炭素材料それ自身、あるいは遷移金属被覆炭素材料と樹脂または金属とを複合化した複合材料が、高い電磁波シールド特性を発現することが知られている（特許文献４および５参照）。それら材料の磁性は、処理温度または遷移金属元素の酸化の程度によって変化する。電磁波シールド材の用途は、電子機器の誤作動防止、携帯電話の電波の人体への暴露防止など多岐にわたる。

遷移金属の被覆方法としては、化学メッキ法、ＣＶＤ法、スパッタリングやイオンプレーティング等のＰＶＤ法、真空蒸着法等が知られている（特許文献３および６〜１６、ならびに非特許文献１参照）。

また、機械的強度の強化または熱伝導率の向上などを目的として、炭素材料（特に炭素繊維）とマトリクス金属とを複合化して得られる種々の炭素−金属複合材料が提案されている。従来、炭素繊維とマトリクス金属との複合化は、炭素繊維から形成される多孔性プレフォームに、溶融した金属を含浸させる方法（溶湯含浸法）が一般的であった（特許文献１７および１８、ならびに非特許文献１参照）。この方法では、溶融金属の温度が高い場合に、溶融金属が炭素繊維と反応して好ましくない生成物が発生する。たとえば、溶融アルミニウムが炭素繊維と反応する場合、潮解性の炭化アルミニウムＡｌ₄Ｃ₃が生成する。この反応を抑制するために、炭素繊維表面を完全に覆う被覆を施す方法（特許文献１９参照）、または金属を合金化して溶湯温度を下げるなどの方法が採られていた（参考文献９）。しかしながら、このような対策は、コスト上昇およびマトリクス金属の熱伝導率低下などを招く。溶湯含浸法で多用されるＡｌ−ＳｉＣ合金の熱伝導率は、純アルミニウムの２３８Ｗ／ｍ／Ｋに対し、１５０Ｗ／ｍ／Ｋ程度である。

特開２００６−２５５８５３号公報特開２００６−２５５８５２号公報特開平７−２７６０３４号公報特開２００４−１４９９０号公報特開２００１−１６８５７３号公報特開２００６−８６００７号公報特開２００５−１９０５８号公報特開２００４−３５４１３７号公報特開２００２−１２１４０４号公報特開２００１−１４６６４５号公報特開２０００−１９５９９８号公報特開２０００−１９１９９８号公報特開２０００−１９１９８７号公報特開平１０−３２１２１６号公報特開平７−９０４２１号公報特開平５−３０９２４４号公報特開２０００−２０３９７３号公報特開平９−１５３６６６号公報特開２０００−１６０３０９号公報北原晃他、「黒鉛／アルミニウム間のぬれと接着性並びに炭素繊維／アルミニウム複合材料の強度劣化に及ぼす中間金属被覆層の効果」、軽金属、第４１巻、第１号、３１〜３７頁（１９９１）

従来から用いられている化学メッキ法、ＣＶＤ法、スパッタリングおよびイオンプレーティングなどのＰＶＤ法、真空蒸着法などによる遷移金属被覆は、低いプロセス温度（常温から数百℃）にて作製される。そのため、遷移金属と炭素材料との間の密着が不十分で、引き続く加工工程中に遷移金属被覆の剥離または脱離が発生する恐れがある。また、炭素材料の表面上に遷移金属を均一に分散させることが困難であった。したがって、本発明の目的は、遷移金属と炭素材料との密着力が大きく、引き続く加工工程中に剥離または脱離が発生しない、遷移金属被覆を有する遷移金属被覆炭素材料を提供することである。また、本発明の別の目的は、炭素繊維の表面上に遷移金属が均一に分散された遷移金属被覆炭素材料を提供することである。さらに、本発明の別の目的は、高い電磁シールド効果および優れた誘導加熱（ＩＨ）特性を示す遷移金属被覆炭素材料を提供することである。

また、表面処理を行なっていない炭素材料の表面はアルミニウム等の金属に対する親和性が低く、複合化が困難とされている（非特許文献１参照）。さらに、その低い親和性によって、複合化を行っても複合材料中に空隙が残存し、得られた複合材料の機械的強度および熱伝導性が低下することが問題となっている。したがって、本発明の目的は、表面処理した炭素材料を用いて、アルミニウムなどの金属との親和性を改善し、優れた機械的強度および熱伝導性を示す炭素−金属複合材料を提供することである。さらに、本発明の別の目的は、高い電磁シールド効果および優れた誘導加熱（ＩＨ）特性を示す炭素−金属複合材料を提供することである。

本発明の第１の実施形態の遷移金属被覆炭素材料は、炭素材料の表面上に、第１酸化状態にある遷移金属イオンを含有する化合物を付着させ、真空または不活性雰囲気下における熱処理によって炭素材料中の炭素により該遷移金属イオンを還元して、遷移金属単体または第２の酸化状態の遷移金属イオンを形成することによって得られ、第２の酸化状態は、第１の酸化状態よりも低い酸化状態であり、該遷移金属が、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、ＣｕおよびＺｎからなる群から選択されることを特徴とする。ここで、炭素材料としては、ピッチ系炭素繊維、ポリアクリロニトリル系炭素繊維、カーボンナノファイバー、マルチウォールカーボンナノチューブ、シングルウォールカーボンナノチューブ、これらナノチューブ類を撚ったカーボンナノヤーン、またはカーボンナノシートを用いることができる。望ましくは、炭素材料は、５００ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するピッチ系炭素繊維、５００ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するポリアクリロニトリル系炭素繊維、５０ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するカーボンナノファイバー、５０ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するマルチウォールカーボンナノチューブ、５０ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するシングルウォールカーボンナノチューブ、または、これらナノチューブ類を撚った５００ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するカーボンナノヤーンであってもよい。

本発明の第２の実施形態の炭素−金属複合材料は、第１の実施の形態の遷移金属被覆炭素材料と、マトリクス金属との複合化によって得られる炭素−金属複合材料であって、該炭素−金属複合材料中の炭素の含有率が１０〜８０体積％であることを特徴とする。ここで、該マトリクス金属が、アルミニウム、銅、マグネシウム、またはそれらを基とする合金であってもよい。また、パルス通電焼結法を用いて複合化を実施することが望ましい。

第２の実施形態の好ましい態様において、炭素材料は、５００ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するピッチ系炭素繊維、５００ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するポリアクリロニトリル系炭素繊維、５０ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するカーボンナノファイバー、５０ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するマルチウォールカーボンナノチューブ、５０ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するシングルウォールカーボンナノチューブ、または、これらナノチューブ類を撚った５００ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するカーボンナノヤーンであってもよい。ここで、該炭素材料の長軸が、特定の平面の±３０゜以内に配向しており、該特定の平面内ではランダムに配向していてもよい。あるいはまた、該炭素材料の長軸が、特定の軸方向の±３０゜以内に配向していてもよい。

前述の構成を採ることによって、本発明の遷移金属被覆炭素材料は、加工工程中に剥離または脱離が発生せず、かつ遷移金属が均一に分散された遷移金属被覆を有する。そして、本発明の遷移金属被覆炭素材料は、高い電磁シールド効果および優れたＩＨ特性を示す。

また、本発明の炭素−金属複合材料は、炭素材料と金属との親和性を改善することによって、残存する空隙がなく、優れた機械的強度および熱的特性を示す。そして、本発明の炭素−金属複合材料は、高い電磁シールド効果および優れたＩＨ特性を示す。

図１Ａは、本発明の第１の実施形態の遷移金属被覆炭素材料を示す斜視図である。図１Ｂは、本発明の第１の実施形態の遷移金属被覆炭素材料を示す断面図である。図２は、実施例１で得られたＣＣＦ−１５．６ＦｅのＸ線回折スペクトルを示す図である。図３は、実施例１で得られたＣＣＦ−１５．６Ｆｅの走査電子顕微鏡写真を示す図である。図４Ａは、実施例１で得られたＣＣＦ−１５．６ＦｅのＥＤＸ分析により得られたＣの分布を示す図である。図４Ｂは、実施例１で得られたＣＣＦ−１５．６ＦｅのＥＤＸ分析により得られたＦｅの分布を示す図である。図５は、実施例１において、乾式粉砕を施した後のＣＣＦ−１５．６Ｆｅの走査電子顕微鏡写真を示す図である。図６は、実施例３で得られたＣＣＦ−１．３Ｆｅの走査電子顕微鏡写真を示す図である。図７は、実施例４で得られたＶＧＣＦ−１．３Ｆｅの走査電子顕微鏡写真を示す図である。図８Ａは、実施例２で得られたＣＣＦ−７．４Ｆｅの磁化特性を示す図である。図８Ｂは、実施例６で得られたＣＣＦ−１．８Ｃｏのの磁化特性を示す図である。図９Ａは、実施例２のＣＣＦ−７．４Ｆｅを酸処理して得られた酸処理ＣＣＦ−Ｆｅの走査電子顕微鏡写真を示す図である。図９Ｂは、ＣＣＦを酸処理して得られた酸処理ＣＣＦの走査電子顕微鏡写真を示す図である。図１０Ａは、実施例７で得られたＡｌ−（ＣＣＦ−１５．６Ｆｅ）の走査電子顕微鏡写真を示す図である。図１０Ｂは、実施例７で得られたＡｌ−（ＣＣＦ−１５．６Ｆｅ）の構造分析の結果を示す図であり、図１０Ａと同一の視野におけるＥＤＸ分析によって得られたＣの分布状態を示す図である。図１０Ｃは、実施例７で得られたＡｌ−（ＣＣＦ−１５．６Ｆｅ）の構造分析の結果を示す図であり、図１０Ａと同一の視野におけるＥＤＸ分析によって得られたＡｌの分布状態を示す図である。図１０Ｄは、実施例７で得られたＡｌ−（ＣＣＦ−１５．６Ｆｅ）の構造分析の結果を示す図であり、図１０Ａと同一の視野におけるＥＤＸ分析によって得られたＦｅの分布状態を示す図である。図１１は、実施例９で得られたＡｌ−（ＣＣＦ−１５．６Ｆｅ）の断面の走査電子顕微鏡写真を示す図である。図１２は、比較例１で得られたＮｉ被覆ＣＣＦの断面の走査電子顕微鏡写真を示す図である。図１３は、実施例８で得られたＡｌ−（ＣＣＦ−７．４Ｆｅ）、実施例１２で得られたＡｌ−（ＶＧＣＦ−２．２Ｆｅ）、および比較例２で得られたＡｌ−ＣＣＦの磁化特性を示す図である。

符号の説明

１炭素材料
２遷移金属単体または第２の酸化状態の遷移金属イオン
１０小孔

本発明の第１の実施形態の遷移金属被覆炭素材料を図１Ａおよび図１Ｂに示す。図１Ａは、本実施形態の遷移金属被覆炭素材料の斜視図であり、図１Ｂは、本実施形態の遷移金属被覆炭素材料の断面図である。炭素材料の表面上に、第１の酸化状態にある遷移金属イオンを含有する化合物を付着させ、還元雰囲気による熱処理を実施して、炭素材料中の炭素（Ｃ）により該遷移金属イオンを還元して、遷移金属単体または第２の酸化状態の遷移金属イオンを形成することによって得られ、第２の酸化状態は、第１の酸化状態よりも低い酸化状態であり、該遷移金属が、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、ＣｕおよびＺｎからなる群から選択されることを特徴とする。

本発明における炭素材料は、６００ＧＰａ以上の引張弾性率を有することが望ましい。また、熱伝導率を重視する場合、８００ＧＰａ以上の引張弾性率、および５００Ｗ／ｍ／Ｋ、好ましくは５００〜１５００Ｗ／ｍ／Ｋの熱伝導率を有する炭素材料を使用することが望ましい。

また、本発明において用いられる炭素材料は、長軸と短軸とを有する形状を有することが望ましい。本発明において好ましい炭素材料の形状は繊維である。本発明においては、炭素材料の配向性を向上させる点から、炭素材料が１０〜５０００、好ましくは１００〜５０００のアスペクト比（長軸／短軸比）を有することが好ましい。好ましくは、本発明の炭素材料は、長軸方向において、５００ｎｍ〜３０ｍｍの寸法を有する。

本発明で用いることができる炭素材料は、ピッチ系炭素繊維、ポリアクリロニトリル（ＰＡＮ）系炭素繊維、カーボンナノファイバー、マルチウォールカーボンナノチューブ（ＭＷＣＮＴ、気相成長炭素繊維（ＶＧＣＦ）を含む）、シングルウォールカーボンナノチューブ（ＳＷＣＮＴ）、これらナノチューブ類を撚ったカーボンナノヤーン、およびカーボンナノシートを含む。本発明における好ましい炭素材料は、５００ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するピッチ系炭素繊維、５００ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するＰＡＮ系炭素繊維、５０ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するカーボンナノファイバー、５０ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するＭＷＣＮＴ、５０ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するＳＷＣＮＴ、または、これらナノチューブ類を撚った５００ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するカーボンナノヤーンが用いられる。

本発明における第１の酸化状態にある遷移金属イオンは、Ｆｅ³⁺、Ｃｏ²⁺等を含む。炭素材料への付着に用いられる、第１の酸化状態にある遷移金属イオンを含有する化合物は、Ｆｅ₂Ｏ₃などの酸化物、あるいはＦｅ（III）ＥＤＴＡ塩（ここで、ＥＤＴＡはエチレンジアミン四酢酸を示す）、Ｆｅ（ＮＯ₃）₃などの塩を含む。

Ｆｅ₂Ｏ₃のような難溶性の酸化物または塩を用いる場合、炭素材料に対する第１の酸化状態にある遷移金属イオンを含有する化合物の付着を、物理的付着法によって実施してもよい。この方法は、たとえば、それらを酸化物または塩の微粉末、炭素材料、および任意選択的に分散媒を、ボールミルなどの物理的混合法を用いて混合することによって、実施することができる。本工程において用いる酸化物または塩の微粉末は０．５μｍ以下の平均粒径を有することが望ましい。用いることができる分散媒は、水、エタノールおよびイソプロパノールを含むが、それらに限定されるものではない。分散媒を用いる場合、炭素材料および第１の酸化状態にある遷移金属イオンを含有する化合物の総体積の２０倍以上、好ましくは３０倍以上の体積の分散媒が混合される。混合の後に分散媒を蒸発させることによって、第１酸化状態にある遷移金属イオンを含有する化合物が付着した炭素材料が得られる。

あるいはまた、Ｆｅ（III）ＥＤＴＡ塩のような水溶性の酸化物または塩を用いる場合、浸漬、塗布などの手法を用いて炭素材料にそれら酸化物または塩の水溶液を付着させ、次いで溶媒として用いた水を蒸発させることによって、炭素材料に対する第１の酸化状態にある遷移金属イオンを含有する化合物の付着を実施してもよい。

次に、第１の酸化状態にある遷移金属イオンを含有する化合物が付着した炭素材料を、真空または不活性雰囲気下における熱処理を実施して、炭素材料中のＣにより該遷移金属イオンを還元して、遷移金属単体または第２の酸化状態の遷移金属イオンを生成させる。用いることができる不活性雰囲気は、窒素またはアルゴンなどの不活性ガスを含む。本工程における真空は、好ましくは５０Ｐａ以下の圧力を有する雰囲気を意味する。いずれの条件を用いる場合にも、第１の酸化状態にある遷移金属イオンを含有する化合物が付着した炭素材料を、１０００℃以上、好ましくは１０００〜１５００℃、より好ましくは１１００〜１５００℃に加熱することによって、炭素材料中のＣによって第１の酸化状態にある遷移金属イオンが還元され、遷移金属単体（すなわち、０価の酸化状態）または第２の酸化状態の遷移金属イオンを生成する。ここで、第２の酸化状態は、第１の酸化状態よりも低い酸化状態である。本発明における第２の酸化状態にある遷移金属イオンは、Ｆｅ²⁺、Ｍｎ²⁺、Ｃｕ⁺などを含む。

図１Ｂに示すように第１の酸化状態の遷移金属イオンの熱還元の際に、炭素材料中のＣが消費され、炭素材料１の表面に小孔が形成される。そして、熱還元された遷移金属単体または第２の酸化状態の遷移金属イオン２が、その小孔内に付着した微粒子の形態で生成される。遷移金属単体または第２の酸化状態の遷移金属イオン２の微粒子が小孔内に付着することにより、メッキ法、ＰＶＤ法またはＣＶＤ法などで形成される遷移金属被覆に比較して、被覆の高い接合強度を実現することが可能となる。

遷移金属としてＦｅ、Ｃｏ、ＮｉまたはＭｎを用いた場合、本実施形態の遷移金属被覆炭素材料は強磁性を示す。このような遷移金属を用いて得られる遷移金属被覆炭素材料は、その強磁性によって、高い電磁シールド効果およびＩＨ特性を有する。本発明における「ＩＨ特性」とは、また、高周波数で方向が反転する磁場が印加される際に材料内に渦電流が発生し、それによって材料が加熱される特性を意味する。これらの遷移金属被覆炭素材料は、金属または樹脂との複合化の際に磁場を印加することによって、一定の方向への配向を実現することができる。

本実施形態の遷移金属被覆炭素材料は、後述するようなマトリクス金属との複合化に加えて、熱可塑性樹脂、熱硬化性樹脂あるいは光硬化性樹脂などの有機樹脂との複合化に用いることもできる。

本発明の第２の実施形態である炭素−金属複合材料は、第１の実施形態の遷移金属被覆炭素材料と、マトリクス金属との複合化によって得られる炭素−金属複合材料であって、該炭素−金属複合材料中のＣの含有率が１０〜８０体積％であることを特徴とする。

本実施形態において用いることができるマトリクス金属は、アルミニウム（Ａｌ）、マグネシウム（Ｍｇ）、銅（Ｃｕ）、およびそれらを基とする合金を含む。遷移金属被覆炭素材料との複合化に用いる際には、平均粒径２００ｎｍ〜５００μｍ、好ましくは平均粒径５００ｎｍ〜５０μｍの微粒子の形態のマトリクス金属を用いることが望ましい。

遷移金属被覆炭素材料とマトリクス金属との複合化は、遷移金属被覆炭素材料、マトリクス金属微粒子および分散媒を含むスラリーを形成し、スラリーから分散媒を除去して焼結前駆体を形成し、焼結前駆体を焼結させることによって実施することができる。

スラリーの形成において用いることができる分散媒は、エタノール、プロパノールなどのアルコール類、およびｎ−ヘキサンなどのアルカン類を含む。このような分散媒は、マトリクス金属、特にＡｌ、Ｍｇおよびそれらを基とする合金の酸化抑制の観点から好ましい。マトリクス金属としてＣｕおよびＣｕを基とする合金を用いる場合、マトリクス金属の酸化を考慮する必要がないので、分散媒として水を用いることができる。

スラリーを形成する際には、固形分体積（すなわち、遷移金属被覆炭素材料およびマトリクス金属微粒子の総体積）の１倍〜１０倍、望ましくは２〜４倍の体積の分散媒を用いる。このような体積比の分散媒を用いることによって、遷移金属被覆炭素材料の自由回転を可能にする程度の粘度のスラリーを得ることができる。

スラリーは、遷移金属被覆炭素材料、マトリクス金属微粒子および分散媒の混合物を、ボールミルなど当該技術において知られている任意の物理的混合法を用いて分散することによって形成することができる。本発明の第１の実施形態の遷移金属被覆炭素材料は、このような物理的混合法を用いても遷移金属の微粒子が炭素材料表面から脱離または剥離することがない。なぜなら、遷移金属の微粒子が炭素材料表面に形成された小孔内に形成されているからである。

次いで、得られたスラリーから分散媒を除去することによって、焼結前駆体を形成する。分散媒の除去は、加熱による分散媒の蒸発、あるいは石膏などの多孔質を用いた分散媒の除去（スリップキャスティング）によって行うことができる。

１０〜５０００のアスペクト比を有し、Ｆｅ、Ｃｏ、ＮｉまたはＭｎで被覆された遷移金属被覆炭素材料を用いる場合、焼結前駆体形成時に磁場を印加することによって、遷移金属被覆炭素材料を１方向に配向させることができる。印加する磁場は、０．０１〜１Ｔの磁束密度を有する平行磁場であることが望ましい。

そして、得られた焼結前駆体を、熱間等方圧焼結法（ＨＩＰ）、一軸加圧焼結法（ホットプレス）、パルス通電焼結法などの加圧焼結法を用いて焼結させる。パルス通電焼結法とは、貫通孔を有する黒鉛型を準備し、該貫通孔内に焼結前駆体を配置し、焼結前駆体を上部ポンチおよび下部ポンチで挟み、上部および下部ポンチに圧力を印加して一軸加圧しながらパルス状の電流を流すことによって焼結を進行させる方法である。本実施形態においては、パルス通電焼結法を用いることが望ましい。マトリクス金属としてＡｌ、Ｍｇまたはそれらを基とする合金を用いる場合、それら金属の微粒子の表面に形成されている酸化物膜を機械的圧力の印加によって破壊し、金属表面同士を接触させることによって、より緻密な焼結体を得ることが可能となる。焼結は、窒素または不活性ガスなどの不活性雰囲気下、あるいは１００Ｐａ以下の圧力の真空中で実施することが望ましい。

１０〜５０００のアスペクト比を有する遷移金属被覆炭素材料を用いる場合、一軸加圧を伴うホットプレスまたはパルス通電焼結法を用いて焼結させることによって、遷移金属被覆炭素材料の加圧面（すなわち、加圧方向と直交する平面）内への配向が可能となる。焼結前駆体中での遷移金属被覆炭素材料の回転により、遷移金属被覆炭素材料の長軸と加圧面のなす角が±３０゜以内となる。この際、遷移金属被覆炭素材料は、加圧面内においてはランダムに配向されている。すなわち、遷移金属被覆炭素材料の長軸の加圧面に対する投影線はランダムな方向を向いている。

１０〜５０００のアスペクト比を有し、Ｆｅ、Ｃｏ、ＮｉまたはＭｎで被覆された遷移金属被覆炭素材料を用いて、磁場の印加により遷移金属被覆炭素材料が配向した焼結前駆体を用いる場合、一軸加圧を伴うホットプレスまたはパルス通電焼結法を用いて焼結させることによって、遷移金属被覆炭素材料が１つの方向に配向した炭素−金属複合材料を得ることができる。該炭素−金属複合材料内において、遷移金属被覆炭素材料の長軸と特定の軸（すなわち磁場印加軸）のなす角が±３０゜以内となる。この際に、遷移金属被覆炭素材料の配向軸（すなわち磁場印加軸）と加圧軸とが直交するように配向方向を選択することが重要である。焼結は、多孔質状態の焼成前駆体の空隙にマトリクス金属が流入することによって進行する。しかしながら、ＡｌおよびＭｇの焼結温度（６５０℃以下、望ましくは６００℃）およびＣｕの焼結温度（１０００℃以下、望ましくは９００℃）において、炭素材料は拡散も塑性変形もしない。したがって、加圧軸と配向軸とを一致させた場合、遷移金属被覆炭素材料の配向乱れまたは折損が発生する恐れがあるからである。

遷移金属被覆炭素材料をランダムに配向させて擬等方的な複合材料を得ることが望ましい場合、ＨＩＰ等の等方的加圧焼結法を用いることができる。

あるいはまた、溶湯含浸法を用いて、本実施形態の炭素−金属複合材料を形成してもよい。この場合には、遷移金属被覆炭素材料、バインダー（有機樹脂など）および分散媒を混合し、該混合物から分散媒を除去して多孔質のプリフォームを形成する。分散媒の除去は、加熱蒸発法またはスリップキャスティング法のいずれを用いて実施してもよい。次いで、プリフォームに対してマトリクス金属の溶湯を注ぎ、加熱加圧することによって溶湯をプリフォーム中の空隙に含浸させ複合材料が得られる。

１０〜５０００のアスペクト比を有し、Ｆｅ、Ｃｏ、ＮｉまたはＭｎで被覆された遷移金属被覆炭素材料を用いた溶湯含浸法において、特定の軸に対して配向した遷移金属被覆炭素材料をふくむ複合材料を形成する場合、プリフォーム形成時に磁場を印加する。磁場の印加により遷移金属被覆炭素材料が磁場の方向に配向したプリフォームが得られる。このプリフォームに対して一軸加圧しながらマトリクス金属の溶湯を含浸させることによって、バインダーの炭素質への変化を伴って、複合材料が得られる。この際にも、遷移金属被覆炭素材料の配向軸と含浸時の加圧軸とが直交するようにして、遷移金属被覆炭素材料の配向乱れおよび折損の発生を抑制することが望ましい。

本実施形態の炭素−金属複合材料は、炭素材料を被覆する遷移金属の存在によって炭素材料とマトリクス金属との間の親和性が改善され、複合材料内部に空隙が存在せず、理想密度に近い密度を有する緻密な構造を有する。また、遷移金属被覆が炭素材料表面の小孔内に存在すること、および遷移金属被覆とマトリクス金属との間に強固な結合が形成されることによって、本実施形態の炭素−金属複合材料は、高い機械的強度を示す。

本実施形態の炭素−金属複合材料は、炭素材料に起因して、８５Ｗ／ｍ／Ｋ以上、望ましくは１５０Ｗ／ｍ／Ｋ以上の高い熱伝導率を示す。特に、炭素材料の配向面または配向軸において高い熱伝導率を有することから、本実施形態の炭素−金属複合材料は、方向選択的な放熱部材として有用である。また、本実施形態の炭素−金属複合材料は、特に炭素材料の配向面または配向軸において、１５ｐｐｍ／Ｋ以下、望ましくは１０ｐｐｍ／Ｋ以下の低い熱膨張率を有する。この特性は、特に寸法安定性を要求される部材として本実施形態の炭素−金属複合材料を用いる場合に有用である。

さらに、Ｆｅ、Ｃｏ、ＮｉまたはＭｎで被覆された遷移金属被覆炭素材料を用いて作製された炭素−金属複合材料は、遷移金属被覆炭素材料に起因する強磁性を有するため、優れた電磁シールド性およびＩＨ加熱特性を示す。したがって、そのような炭素−金属複合材料は、電磁シールド部材およびＩＨ加熱部材として有用である。また、熱源が強磁性体で作製されている場合、強磁性を有する炭素−金属複合材料は磁力によって熱源に吸着されて密着率が向上し、放熱部材としての効率が向上する。

（実施例１）
平均直径１０μｍ、長さ１ｍｍ、引張弾性率９００ＧＰａ以上のピッチ系炭素繊維（チョップド炭素繊維、以下ＣＣＦ）５０ｇと、０．５μｍの粒径のＦｅ₂Ｏ₃粉末１０ｇ（ＣＣＦの質量を基準として２０質量％）と、水５０ｇ（固形分総体積の約２倍）とを容量５００ｍＬのポリプロピレン製ポットに添加した。さらに、ポットに直径１０ｍｍのステンレスボール３００ｇを添加して、横置き型ボールミルに配置した。ボールミルを１２０ｒｐｍの回転数において１時間にわたって作働させて、ＣＣＦおよびＦｅ₂Ｏ₃粉末を混合した。混合終了後に、７０℃の恒温乾燥機を用いて水を蒸発させて、ＣＣＦ／Ｆｅ₂Ｏ₃混合物を得た。

得られたＣＣＦ／Ｆｅ₂Ｏ₃混合物を５００ｍＬのアルミナ製るつぼに移し、真空電気炉内に配置した。炉内を３０Ｐａの圧力を維持しつつ、３時間かけて１１００℃まで加熱して、Ｆｅ₂Ｏ₃の還元を行い、引き続いて降温して、Ｆｅ付着ＣＣＦを得た。Ｆｅ₂Ｏ₃の還元は、以下の反応式にしたがう。
Ｆｅ₂Ｏ₃＋３Ｃ → ２Ｆｅ＋３ＣＯ↑ （１）

この反応により生成するＦｅの量と、消失した炭素の量とを考慮すると、最終生成物であるＦｅ付着ＣＣＦは、１５．６重量％のＦｅを含む。以下、このＦｅ付着ＣＣＦをＣＣＦ−１５．６Ｆｅと称する。

得られたＣＣＦ−１５．６ＦｅのＸ線回折スペクトルを図２に示す。図２においては、酸化鉄に由来するピークが観察されず、用いたＦｅ₂Ｏ₃は完全に還元され、ＣＣＦ−１５．６ＦｅがＦｅおよびＣのみから構成されていることが明らかとなった。

得られたＣＣＦ−１５．６Ｆｅの走査電子顕微鏡写真を図３に示す。図３から明らかなように、炭素繊維表面に、還元反応によりＣが消失した小孔ができており、その小孔の内部および周囲にＦｅと考えられる被覆物が存在している。

また、エネルギー分散型Ｘ線分光（ＥＤＸ）分析により、得られたＣＣＦ−１５．６ＦｅのＦｅおよびＣの分布を観察した結果を図４Ａおよび図４Ｂに示す。図４ＡはＣの分布を示す図であり、図４ＢはＦｅの分布を示す図である。図４Ａおよび図４Ｂから明らかなように、ＦｅはＣＣＦ上に均一に分布している。

さらに、２０ｇのＣＣＦ−１５．６Ｆｅを、直径１０ｍｍのステンレスボール１００ｇとともに、５００ｍＬポリプロピレン製ポットに添加した。ポットを横置き型ボールミルに配置し、１２０ｒｐｍの回転数において１時間にわたって乾式粉砕した。乾式粉砕した後のＣＣＦ−１５．６ＦｅのＳＥＭ写真を図５に示す。図５から明らかなように、Ｆｅからなる被覆物のＣＣＦからの脱離は認められない。このことから、ＦｅとＣＣＦとの間に強固な結合が達成されていることが明らかとなった。

（実施例２）
Ｆｅ₂Ｏ₃粉末の量を３．５ｇに変更したことを除いて、実施例1の手順を繰り返して、Ｆｅ付着ＣＣＦを作製した。得られたＦｅ付着ＣＣＦは、７．４重量％のＦｅを含む。以下、このＦｅ付着ＣＣＦをＣＣＦ−７．４Ｆｅと称する。

（実施例３）
２重量％のＦｅ（III）ＥＤＴＡ塩を含有する水溶液１００ｍＬに、長さ１ｍｍ、引張弾性率９００ＧＰａ以上のＣＣＦ２０ｇを浸漬した。混合物を、約２４時間にわたって７０℃に加熱し、水分を蒸発させると同時に、ＣＣＦにＦｅ（III）ＥＤＴＡ塩を付着させた。得られた塩付着ＣＣＦを、５００ｍＬのアルミナ製るつぼに移し、以後実施例１と同様の手順によって処理して、Ｆｅ付着ＣＣＦを得た。

図６にＦｅ付着ＣＣＦの走査電子顕微鏡写真を示す。図６と図３との比較から明らかなように、Ｆｅ₂Ｏ₃を原料とした実施例１と比較して、本実施例において、ＣＣＦの表面はより微細なＦｅで被覆されていることが分かる。Ｆｅ源であるＦｅ（ＩＩＩ）ＥＤＴＡ塩が、全て金属Ｆｅに還元されたとすると、Ｆｅ付着ＣＣＦ中のＦｅの含有量は１．３重量％である。以下、このＦｅ付着ＣＣＦをＣＣＦ−１．３Ｆｅと称する。

（実施例４）
２重量％のＦｅ（III）ＥＤＴＡ塩を含有する水溶液１００ｍＬに、平均直径２００ｎｍ、長さ１μｍ以上の気相成長炭素繊維（ＶＧＣＦ）２０ｇを浸漬した。混合物を、約２４時間にわたって７０℃に加熱し、水分を蒸発させると同時に、ＶＧＣＦにＦｅ（III）ＥＤＴＡ塩を付着させた。得られた塩付着ＶＧＣＦを、５００ｍＬのアルミナ製るつぼに移し、以後実施例１と同様の手順によって処理して、Ｆｅ付着ＶＧＣＦを得た。

図７にＦｅ付着ＶＧＣＦの走査電子顕微鏡写真を示す。図７から、ＶＧＣＦの表面が、微細なＦｅで被覆されていることが分かる。Ｆｅ源であるＦｅ（ＩＩＩ）ＥＤＴＡ塩が、全て金属Ｆｅに還元されたとすると、Ｆｅ付着ＶＧＣＦ中のＦｅの含有量は１．３重量％である。以下、このＦｅ付着ＶＧＣＦをＶＧＣＦ−１．３Ｆｅと称する。

（実施例５）
１２ｇのＶＧＣＦを用いたことを除いて実施例４の手順を繰り返して、Ｆｅ付着ＶＧＣＦを得た。Ｆｅ源であるＦｅ（ＩＩＩ）ＥＤＴＡ塩が、全て金属Ｆｅに還元されたとすると、Ｆｅ付着ＶＧＣＦ中のＦｅの含有量は２．２重量％である。以下、このＦｅ付着ＶＧＣＦをＶＧＣＦ−２．２Ｆｅと称する。

（実施例６）
２重量％のＣｏ（ＮＯ₃）₂・６Ｈ₂Ｏを含有する水溶液１００ｍＬに、長さ１ｍｍ、引張弾性率９００ＧＰａ以上のＣＣＦ２０ｇを浸漬した。混合物を、約２４時間にわたって７０℃に加熱し、水分を蒸発させると同時に、ＣＣＦにＣｏ（ＮＯ₃）₂を付着させた。得られた塩付着ＣＣＦを、５００ｍＬのアルミナ製るつぼに移し、以後実施例１と同様の手順によって処理して、Ｃｏ付着ＣＣＦを得た。Ｃｏ源であるＣｏ（ＮＯ₃）₂・６Ｈ₂Ｏが、全て金属Ｃｏに還元されたとすると、Ｃｏ付着ＣＣＦ中のＣｏの含有量は１．８重量％である。以下、このＣｏ付着ＣＣＦをＣＣＦ−１．８Ｃｏと称する。

（評価）
実施例２で得られたＣＣＦ−７．４Ｆｅおよび実施例６で得られたＣＣＦ−１．８Ｃｏの磁化特性を図８Ａおよび図８Ｂに示す。図８ＡはＣＣＦ−７．４Ｆｅの磁化特性を示し、図８ＢはＣＣＦ−１．８Ｃｏの磁化特性を示す。図８Ａから明らかなように、ＣＣＦ−７．４Ｆｅは強磁性を示し、高い磁化率を有した。また、図８Ｂから分かるように、ＣＣＦ−１．８Ｃｏも、磁化率こそＣＣＦ−７．４Ｆｅに及ばないものの、強磁性を示した。ＣＣＦ−７．４ＦｅとＣＣＦ−１．８Ｃｏとの磁化率の差は、被覆量の差に起因するものと考えられる。

実施例２において得られたＣＣＦ−７．４Ｆｅの０．５ｇを、２時間にわたって１Ｍ塩酸に浸漬してＦｅを除去し、続いて中和、洗浄および乾燥して酸処理ＣＣＦ−Ｆｅを作製した。実施例２において原料として用いたＣＣＦを同様に処理して、酸処理ＣＣＦを作製した。図９Ａおよび図９Ｂは、遷移金属付着による炭素材料表面の変化を説明するための図である。図９Ａに、酸処理ＣＣＦ−Ｆｅの走査電子顕微鏡写真を示し、図９Ｂに酸処理ＣＣＦの走査電子顕微鏡写真を示す。図９Ｂに示す酸処理ＣＣＦの表面には紡糸の際に形成されたと考えられる線状の凹凸のみが認められた。これに対して、図９Ａに示す酸処理ＣＣＦ−ＦｅのＣＣＦ表面には１μｍ×１μｍ程度の寸法を有する小孔が認められた。この小孔は、Ｆｅ₂Ｏ₃を還元する際のＣの消費により形成されたものと考えられる。

（実施例７）
実施例１で作製したＣＣＦ−１５．６Ｆｅと平均粒径５μｍのＡｌ粉末とを混合した。混合物中のＣＣＦ−１５．６Ｆｅの含有量を６０体積％とした。５００ｍＬポリプロピレン製ポットに対して、得られた混合物３０重量部、エタノール７０重量部、および直径１０ｍｍのステンレスボール１００重量部を添加した。ポリプロピレン製ポットを横置き型ボールミルに設置し、２時間にわたって１２０ｒｐｍにて作働させ、スラリーを得た。

得られたスラリーからエタノールを蒸発させて、ＣＣＦ−１５．６Ｆｅ／Ａｌ混合物を得た。直径２０ｍｍの円筒貫通孔を有する黒鉛製のパルス通電焼結用型を用い、該貫通孔に下部ポンチを挿入し、次いで、貫通孔内にＣＣＦ−１５．６Ｆｅ／Ａｌ混合物を充填した。次いで上部ポンチを貫通孔に挿入した。

パルス通電焼結用型をパルス通電焼結装置に設置し、装置内を１０Ｐａ以下に減圧し、上部および下部ポンチに５０ＭＰａの圧力を印加すると同時に、ＣＣＦ−１５．６Ｆｅ／Ａｌ混合物に対して、電流密度７５０Ａ／ｃｍ²、パルス幅約０．５ｍｓ、パルス周波数３７５Ｈｚの電流を通電して焼結を実施し、ＣＣＦ−１５．６ＦｅとＡｌとを複合化し、炭素−金属複合材料を得た。以下、得られた複合材料を、Ａｌ−（ＣＣＦ−１５．６Ｆｅ）と称する。その際の最大電圧は６Ｖ、最大電流は約３０００Ａであった。

図１０Ａ〜図１０Ｄに、本実施例で得られたＡｌ−（ＣＣＦ−１５．６Ｆｅ）の構造分析の結果を示す。図１０Ａは、Ａｌ−（ＣＣＦ−１５．６Ｆｅ）の微細組織を示す走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真であり、図１０Ｂ〜図１０Ｄは、それぞれ、ＥＤＸ分析によるＣ、ＡｌおよびＦｅの分布状態を示す図である。この分析結果より、Ｆｅは炭素繊維の近傍に局在していることが明らかとなった。この結果より、遷移金属被覆炭素材料を用いて他の金属との複合材料を焼結法によって製造する場合、遷移金属は均一には固溶せず、炭素材料近傍に局在化した状態を維持できることが明らかとなった。

また、図１１に、本実施例で得られたＡｌ−（ＣＣＦ−１５．６Ｆｅ）の、ＣＣＦの配向方向に垂直な断面のＳＥＭ写真を示す。図１１から明らかなように、金属とＣＣＦとの界面に、幅１〜２μｍ、深さ１μｍ程度の小孔１０が認められた。

（比較例１）
実施例１で使用したＣＣＦに対して、無電解メッキにより、その表面にＮｉを被覆した。図１２に、得られたＮｉ被覆ＣＣＦの断面のＳＥＭ写真を示す。図１２から明らかなように、本比較例では炭素材料自体を還元剤として使用していないため、ＣＣＦ表面に小孔は認められなかった。また、無電解メッキに代えて、ＣＶＤ法、スパッタ法、イオンプレーティング法、または真空蒸着法を用いて作成したＮｉ被覆ＣＣＦについても、ＣＣＦの表面に小孔は認められなかった。

（実施例８）
実施例１で作製したＣＣＦ−１５．６Ｆｅに代えて実施例２で得られたＣＣＦ−７．４Ｆｅを用いたことを除いて、実施例７の手順を繰り返して炭素−金属複合材料を得た。以下、得られた複合材料を、Ａｌ−（ＣＣＦ−７．４Ｆｅ）と称する。

（実施例９）
実施例１で作製したＣＣＦ−１５．６Ｆｅに代えて実施例３で得られたＣＣＦ−１．３Ｆｅを用いたことを除いて、実施例７の手順を繰り返して炭素−金属複合材料を得た。以下、得られた複合材料を、Ａｌ−（ＣＣＦ−１．３Ｆｅ）と称する。

本実施例で得られたＡｌ−（ＣＣＦ−１．３Ｆｅ）を用いて、幅約２ｍｍ、厚さ約１．５ｍｍ、および長さ約２０ｍｍの試験片を作成した。作成した試験片を支点間距離１６ｍｍの３点曲げにて評価したところ、曲げ強度は１０７．２ＭＰａであった。

（実施例１０）
実施例１で作製したＣＣＦ−１５．６Ｆｅに代えて実施例６で得られたＣＣＦ−１．８Ｃｏを用いたことを除いて、実施例７の手順を繰り返して炭素−金属複合材料を得た。以下、得られた複合材料を、Ａｌ−（ＣＣＦ−１．８Ｃｏ）と称する。

（実施例１１）
実施例４で作製したＶＧＣＦ−１．３Ｆｅと平均粒径５μｍのＡｌ粉末とを混合した。混合物中のＶＧＣＦ−１．３Ｆｅの含有量を３０体積％とした。以後、実施例７の手順を繰り返して、炭素−金属複合材料を得た。以下、得られた複合材料を、Ａｌ−（ＶＧＣＦ−１．３Ｆｅ）と称する。

（実施例１２）
実施例５で作製したＶＧＣＦ−２．２Ｆｅと平均粒径５μｍのＡｌ粉末とを混合した。混合物中のＶＧＣＦ−２．２Ｆｅの含有量を３０体積％とした。以後、実施例７の手順を繰り返して、炭素−金属複合材料を得た。以下、得られた複合材料を、Ａｌ−（ＶＧＣＦ−２．２Ｆｅ）と称する。

（実施例１３）
実施例１で作製したＣＣＦ−１５．６Ｆｅに代えて実施例２で得られたＣＣＦ−７．４Ｆｅを用い、およびＡｌ粉末に代えて平均粒径５μｍのＣｕ粉末を用いたことを除いて、実施例７の手順を繰り返して炭素−金属複合材料を得た。以下、得られた複合材料を、Ｃｕ−（ＣＣＦ−７．４Ｆｅ）と称する。

（実施例１４）
実施例７と同様の手順を用いて、ＣＣＦ−１５．６Ｆｅと平均粒径５μｍのＡｌ粉末とを混合し、スラリーを形成した。

一辺２０ｍｍの正方形の貫通孔を有するアクリル製シリンダー容器の貫通孔に石膏を配設した型を準備した。この型に、磁束密度０．５Ｔの横方向（すなわち、正方形の１組の対辺に沿う方向）の磁場を印加した。この状態でアクリル製シリンダー容器の上部からスラリーを注加し、石膏によってエタノールを除去すると同時に、ＣＣＦ−１５．６Ｆｅを磁場方向に配向させ、焼結前駆体を得た。

アクリル製シリンダー容器から、外形が崩れないようにしながら焼結前駆体を取り出した。一辺２０ｍｍの正方形貫通孔を有する黒鉛製のパルス通電焼結用型を準備した。該貫通孔に下部ポンチを挿入し、下部ポンチ上に焼結前駆体を配置し、ついで焼結前駆体上に上部ポンチを配置した。

パルス通電焼結用型をパルス通電焼結装置に設置し、実施例７と同様の手順によって焼結を実施し、炭素−金属複合材料を得た。以下、得られた複合材料を、配向Ａｌ−（ＣＣＦ−１５．６Ｆｅ）と称する。

（比較例２）
実施例１で作製したＣＣＦ−１５．６Ｆｅに代えて実施例１で用いたＣＣＦを用いたことを除いて、実施例７の手順を繰り返して炭素−金属複合材料を得た。以下、得られた複合材料を、Ａｌ−ＣＣＦと称する。

本実施例で得られたＡｌ−ＣＣＦを用いて、幅約２ｍｍ、厚さ約１．５ｍｍ、および長さ約２０ｍｍの試験片を作成した。作成した試験片を支点間距離１６ｍｍの３点曲げにて評価したところ、曲げ強度は９６．１ＭＰａであった。

実施例９における評価結果との比較において、ＣＣＦ表面にＦｅを付着させたＡｌ−（ＣＣＦ−１．３Ｆｅ）は、Ｆｅが付着していないＡｌ−ＣＣＦよりも約１０％大きい曲げ強度を示すことが分かった。この効果は、（ａ）複合材料の密度の向上、および（ｂ）小孔によるアンカー効果およびＦｅに起因する界面層の形成による、炭素とアルミニウムとの密着性の向上によると考えられる。

（比較例３）
実施例４で作製したＶＧＣＦ−１．３Ｆｅに代えて実施例４で用いたＶＧＣＦを用いたことを除いて、実施例７の手順を繰り返して炭素−金属複合材料を得た。以下、得られた複合材料を、Ａｌ−ＶＧＣＦと称する。

（比較例４）
実施例１で作製したＣＣＦ−１５．６Ｆｅに代えて実施例１で用いたＣＣＦを用い、およびＡｌ粉末に代えて平均粒径５μｍのＣｕ粉末を用いたことを除いて、実施例７の手順を繰り返して炭素−金属複合材料を得た。以下、得られた複合材料を、Ｃｕ−ＣＣＦと称する。

（評価）
実施例７および９〜１４ならびに比較例２〜４で得られた複合材料の相対密度、ならびに各方位における熱伝導率および熱膨張率の評価を行った。結果を第１表に示す。本発明における「相対密度」とは、空隙が存在しないとの仮定の下で複合材料の各構成成分の密度および配合比率から計算される理想密度に対する、実測の嵩密度の比をパーセントで表わした数値である。相対密度１００％は、複合材料中に全く空隙が存在しないことを意味する。また、方位「Ｚ」は、パルス通電焼結時における一軸加圧方向を意味する。実施例７および９〜１３ならびに比較例２〜４において、方位「Ｘ」および「Ｙ」は、方位「Ｚ」と直交する２つの方位を意味する。実施例１４における方位「Ｘ」は磁場の印加方向を意味し、方位「Ｙ」は方位「Ｘ」および「Ｚ」と直交する方位を意味する。

実施例７、９および１０と比較例２との比較、および実施例１１と比較例３との比較から明らかなように、炭素材料（ＣＣＦおよびＶＧＣＦ）の表面をＦｅで被覆することにより、複合材料の相対密度がほぼ１００％まで増大し、空隙のない複合材料が得られたことが分かる。これは、ＣとＡｌとの低い親和性がＦｅの存在で改善されたことを示す。また、相対密度の向上に伴って、加圧面内方向（すなわち、方位「Ｘ」および「Ｙ」）において、熱伝導率の向上が認められた。

スリップキャスティング時に磁場を印加した実施例１４は、実施例７および比較例２の複合材料と比較して、磁場印加方向（すなわち、方位「Ｘ」）における極めて高い熱伝導率および低い熱膨張率を示すことが明らかとなった。これは、磁場の印加によってＣＣＦ−１５．６Ｆｅが「Ｘ」方向に配向したことによると考えられる。

また、マトリクス金属としてＣｕを用いた実施例１３と比較例４との比較から、Ｆｅの被覆によって、熱膨張率が低下する効果が明らかとなった。この効果は、炭素材料とＣｕとの密着性の向上によるものと考えられる。

実施例８で得られたＡｌ−（ＣＣＦ−７．４Ｆｅ）、実施例１２で得られたＡｌ−（ＶＧＣＦ−２．２Ｆｅ）、および比較例２で得られたＡｌ−ＣＣＦについて、ＶＳＭを用いて磁化特性を測定した。結果を図１３に示す。図１３に結果から明らかなように、遷移金属被覆のないＡｌ−ＣＣＦがＣＣＦに由来する反磁性を示すのに対して、遷移金属被覆を有するＡｌ−（ＣＣＦ−７．４Ｆｅ）およびＡｌ−（ＶＧＣＦ−２．２Ｆｅ）は強磁性を示した。

Claims

炭素材料の表面上に、第１酸化状態にある遷移金属イオンを含有する化合物を付着させ、真空または不活性雰囲気下における熱処理によって炭素材料中の炭素により該遷移金属イオンを還元して、遷移金属単体または第２の酸化状態の遷移金属イオンを形成することによって得られる遷移金属被覆炭素材料であって、
第２の酸化状態は、第１の酸化状態よりも低い酸化状態であり、
該遷移金属が、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、ＣｕおよびＺｎからなる群から選択され、
前記炭素材料が、５００ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するピッチ系炭素繊維および５００ｎｍ〜３０ｍｍの長さを有するポリアクリロニトリル系炭素繊維からなる群から選択される
ことを特徴とする遷移金属被覆炭素材料。
請求項１に記載の遷移金属被覆炭素材料と、マトリクス金属との複合化によって得られる炭素−金属複合材料であって、該炭素−金属複合材料中の炭素の含有率が１０〜８０体積％であることを特徴とする炭素−金属複合材料。
該マトリクス金属が、アルミニウム、銅、マグネシウム、およびそれらを基とする合金からなる群から選択されることを特徴とする請求項２に記載の炭素−金属複合材料。
該複合化がパルス通電焼結法を用いて実施されることを特徴とする請求項２に記載の炭素−金属複合材料。
該炭素材料の長軸が、特定の平面の±３０゜以内に配向しており、該特定の平面内ではランダムに配向していることを特徴とする請求項２に記載の炭素−金属複合材料。
該炭素材料の長軸が、特定の軸方向の±３０゜以内に配向していることを特徴とする請求項２に記載の炭素−金属複合材料。