JP5179979B2 - カーボンナノファイバー及びその製造方法、カーボンナノファイバーを用いた炭素繊維複合材料の製造方法及び炭素繊維複合材料 - Google Patents

Description

本発明は、カーボンナノファイバー及びその製造方法、カーボンナノファイバーを用いた炭素繊維複合材料の製造方法及び炭素繊維複合材料に関する。

一般に、カーボンナノファイバーはマトリックスに分散させにくいフィラーであった。本発明者等が先に提案した炭素繊維複合材料の製造方法によれば、これまで困難とされていたカーボンナノファイバーの分散性を改善し、エラストマーにカーボンナノファイバーを均一に分散させることができた（例えば、特許文献１参照）。このような炭素繊維複合材料の製造方法によれば、エラストマーとカーボンナノファイバーを混練し、剪断力によって凝集性の強いカーボンナノファイバーの分散性を向上させている。より具体的には、エラストマーとカーボンナノファイバーとを混合すると、粘性を有するエラストマーがカーボンナノファイバーの相互に侵入し、かつ、エラストマーの特定の部分が化学的相互作用によってカーボンナノファイバーの活性の高い部分と結合し、この状態で、分子長が適度に長く、分子運動性の高い(弾性を有する)エラストマーとカーボンナノファイバーとの混合物に強い剪断力が作用すると、エラストマーの変形に伴ってカーボンナノファイバーも移動し、さらに剪断後の弾性によるエラストマーの復元力によって、凝集していたカーボンナノファイバーが分離されて、エラストマー中に分散していた。このように、マトリックスへのカーボンナノファイバーの分散性を向上させることで、高価なカーボンナノファイバーを効率よく複合材料のフィラーとして用いることができるようになった。

カーボンナノファイバーは、炭化水素などのガスを金属系触媒の存在下で気相熱分解させる気相成長法によって製造されるものが工業的に量産化されている。このような量産化されているカーボンナノファイバーの中には、例えば、１０００℃程度の加熱炉内で気相成長法によって製造され、さらに高温で熱処理して、黒鉛化が行なわれているものもあった（例えば、特許文献２参照）。しかしながら、このように黒鉛化されたカーボンナノファイバーの表面は、欠陥が少なく好ましい物性を有しているが、マトリックス材料例えばエラストマーとの濡れ性に劣る傾向があった。
特開２００５−９７５２５号公報 特開２００６−１９８３９３号公報

本発明の目的は、カーボンナノファイバー及びその製造方法、カーボンナノファイバーを用いた炭素繊維複合材料の製造方法及び炭素繊維複合材料を提供することにある。

本発明にかかるカーボンナノファイバーは、
気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して得られた、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であり、かつ、ラマン散乱分光法によって測定される１６００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｇに対する１３００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｄの比（Ｄ／Ｇ）が０．１２〜０．２２である。
本発明にかかるカーボンナノファイバーは、
気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して得られた、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であり、かつ、窒素吸着比表面積が３４ｍ ^２ ／ｇ〜５８ｍ ^２ ／ｇである。

本発明にかかるカーボンナノファイバーによれば、表面が適度に酸化されていることによって、カーボンナノファイバーと他の材料例えば複合材料におけるマトリックス材料との表面反応性が向上し、カーボンナノファイバーとマトリックス材料との濡れ性が改善することができる。このように濡れ性が改善されたカーボンナノファイバーを用いることによって、例えば複合材料の剛性や柔軟性を改善することができる。

本発明にかかるカーボンナノファイバーにおいて、
平均直径が４ｎｍ〜２３０ｎｍであることができる。

本発明にかかるカーボンナノファイバーの製造方法は、
気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して第２のカーボンナノファイバーを得る工程を有し、
Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した、前記第１のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度に対する前記第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度の増加量は、０．５ａｔｍ％〜２．６ａｔｍ％であり、
前記第２のカーボンナノファイバーは、ラマン散乱分光法によって測定される１６００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｇに対する１３００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｄの比（Ｄ／Ｇ）が０．１２〜０．２２である。
本発明にかかるカーボンナノファイバーの製造方法は、
カーボンナノファイバーの製造方法気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して第２のカーボンナノファイバーを得る工程を有し、
Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した、前記第１のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度に対する前記第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度の増加量は、０．５ａｔｍ％〜２．６ａｔｍ％であり、
前記第２のカーボンナノファイバーは、窒素吸着比表面積が３４ｍ ^２ ／ｇ〜５８ｍ ^２ ／ｇである。

本発明にかかるカーボンナノファイバーの製造方法によれば、カーボンナノファイバーの表面が適度に酸化されていることによって、カーボンナノファイバーと他の材料例えば複合材料におけるマトリックス材料との表面反応性が向上し、カーボンナノファイバーとマトリックス材料との濡れ性を改善することができる。

本発明にかかるカーボンナノファイバーの製造方法は、
気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して第２のカーボンナノファイバーを得る工程を有し、
Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した、前記第１のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度に対する前記第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度の増加割合は、２０％〜１２０％であり、
前記第２のカーボンナノファイバーは、ラマン散乱分光法によって測定される１６００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｇに対する１３００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｄの比（Ｄ／Ｇ）が０．１２〜０．２２である。
本発明にかかるカーボンナノファイバーの製造方法は、
気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して第２のカーボンナノファイバーを得る工程を有し、
Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した、前記第１のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度に対する前記第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度の増加割合は、２０％〜１２０％であり、
前記第２のカーボンナノファイバーは、窒素吸着比表面積が３４ｍ ^２ ／ｇ〜５８ｍ ^２ ／ｇである。

本発明にかかるカーボンナノファイバーの製造方法によれば、カーボンナノファイバーの表面が適度に酸化されていることによって、カーボンナノファイバーと他の材料例えば複合材料におけるマトリックス材料との表面反応性が向上し、カーボンナノファイバーとマトリックス材料との濡れ性を改善することができる。

本発明にかかるカーボンナノファイバーの製造方法において、
前記工程は、前記第１のカーボンナノファイバーを酸素を含有する雰囲気中で６００℃〜８００℃で熱処理することができる。

本発明にかかるカーボンナノファイバーの製造方法において、
前記工程は、前記第１のカーボンナノファイバーの質量を２％〜２０％減量して前記第２のカーボンナノファイバーを得ることができる。

本発明にかかるカーボンナノファイバーの製造方法において、
前記工程で得られた前記第２のカーボンナノファイバーは、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であることができる。

本発明にかかるカーボンナノファイバーの製造方法において、
前記工程で得られた前記第２のカーボンナノファイバーは、平均直径が４ｎｍ〜２３０ｎｍであることができる。

本発明にかかる炭素繊維複合材料の製造方法は、
気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して表面が酸化された第２のカーボンナノファイバーを得る第１の工程と、
前記第２のカーボンナノファイバーを、エラストマーに混合し、剪断力で該エラストマー中に均一に分散して炭素繊維複合材料を得る第２の工程と、
を含み、
前記第１の工程で得られた前記第２のカーボンナノファイバーは、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であり、かつ、ラマン散乱分光法によって測定される１６００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｇに対する１３００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｄの比（Ｄ／Ｇ）が０．１２〜０．２２である。
本発明にかかる炭素繊維複合材料の製造方法は、
気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して表面が酸化された第２のカーボンナノファイバーを得る第１の工程と、
前記第２のカーボンナノファイバーを、エラストマーに混合し、剪断力で該エラストマー中に均一に分散して炭素繊維複合材料を得る第２の工程と、
を含み、
前記第１の工程で得られた前記第２のカーボンナノファイバーは、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であり、かつ、窒素吸着比表面積が３４ｍ ^２ ／ｇ〜５８ｍ ^２ ／ｇである。

本発明にかかる炭素繊維複合材料の製造方法によれば、第２のカーボンナノファイバーの表面が適度に酸化されていることによって、マトリックスであるエラストマーとの表面反応性が向上し、カーボンナノファイバーとエラストマーとの濡れ性が改善される。このようにエラストマーとの濡れ性が改善された第２のカーボンナノファイバーを用いることによって、剛性や柔軟性が改善された炭素繊維複合材料を製造することができる。特に、このようにして製造された炭素繊維複合材料は、高温における剛性が改善される。

本発明にかかる炭素繊維複合材料の製造方法において、
前記第１の工程は、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した、前記第１のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度に対する前記第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度の増加量が、０．５ａｔｍ％〜２．６ａｔｍ％になるように酸化処理することができる。

本発明にかかる炭素繊維複合材料の製造方法において、
前記第１の工程は、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した、前記第１のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度に対する前記第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度の増加割合が、２０％〜１２０％になるように酸化処理することができる。

本発明にかかる炭素繊維複合材料の製造方法において、
前記第１の工程は、前記第１のカーボンナノファイバーを酸素を含有する雰囲気中で６００℃〜８００℃で熱処理することができる。

本発明にかかる炭素繊維複合材料の製造方法において、
前記第１の工程は、前記第１のカーボンナノファイバーの質量を２％〜２０％減量して前記第２のカーボンナノファイバーを得ることができる。

本発明にかかる炭素繊維複合材料の製造方法において、
前記第１のカーボンナノファイバーは、平均直径が４ｎｍ〜２５０ｎｍであることができる。

本発明にかかる炭素繊維複合材料は、前記炭素繊維複合材料の製造方法で製造される。

本発明にかかる炭素繊維複合材料は、
エラストマーに、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であるカーボンナノファイバーを含み、
前記カーボンナノファイバーは、ラマン散乱分光法によって測定される１６００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｇに対する１３００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｄの比（Ｄ／Ｇ）が０．１２〜０．２２である。
本発明にかかる炭素繊維複合材料は、
エラストマーに、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であるカーボンナノファイバーを含み、
前記カーボンナノファイバーは、窒素吸着比表面積が３４ｍ ^２ ／ｇ〜５８ｍ ^２ ／ｇである。

本発明にかかる炭素繊維複合材料によれば、カーボンナノファイバーの表面が適度に酸化されていることによって、マトリックスであるエラストマーとの表面反応性が向上し、カーボンナノファイバーとエラストマーとの濡れ性が改善されている。このようにエラストマーとの濡れ性が改善されたカーボンナノファイバーを含む炭素繊維複合材料は、剛性や柔軟性が改善される。特に、本発明にかかる炭素繊維複合材料は、高温における剛性が改善される。

以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。

本発明の一実施形態にかかるカーボンナノファイバーは、気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して得られた、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であり、かつ、ラマン散乱分光法によって測定される１６００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｇに対する１３００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｄの比（Ｄ／Ｇ）が０．１２〜０．２２である。
本発明の一実施形態にかかるカーボンナノファイバーは、気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して得られた、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であり、かつ、窒素吸着比表面積が３４ｍ ^２ ／ｇ〜５８ｍ ^２ ／ｇである。

本発明の一実施形態にかかるカーボンナノファイバーの製造方法は、気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して第２のカーボンナノファイバーを得る工程を有し、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した、前記第１のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度に対する前記第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度の増加量は、０．５ａｔｍ％〜２．６ａｔｍ％であり、前記第２のカーボンナノファイバーは、ラマン散乱分光法によって測定される１６００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｇに対する１３００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｄの比（Ｄ／Ｇ）が０．１２〜０．２２である。
本発明の一実施形態にかかるカーボンナノファイバーの製造方法は、気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して第２のカーボンナノファイバーを得る工程を有し、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した、前記第１のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度に対する前記第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度の増加量は、０．５ａｔｍ％〜２．６ａｔｍ％であり、前記第２のカーボンナノファイバーは、窒素吸着比表面積が３４ｍ ^２ ／ｇ〜５８ｍ ^２ ／ｇである。

本発明の一実施形態にかかるカーボンナノファイバーの製造方法は、気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して第２のカーボンナノファイバーを得る工程を有し、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した、前記第１のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度に対する前記第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度の増加割合は、２０％〜１２０％であり、前記第２のカーボンナノファイバーは、ラマン散乱分光法によって測定される１６００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｇに対する１３００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｄの比（Ｄ／Ｇ）が０．１２〜０．２２である。
本発明の一実施形態にかかるカーボンナノファイバーの製造方法は、気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して第２のカーボンナノファイバーを得る工程を有し、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した、前記第１のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度に対する前記第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度の増加割合は、２０％〜１２０％であり、前記第２のカーボンナノファイバーは、窒素吸着比表面積が３４ｍ ^２ ／ｇ〜５８ｍ ^２ ／ｇである。

本発明の一実施形態にかかる炭素繊維複合材料の製造方法は、気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して表面が酸化された第２のカーボンナノファイバーを得る第１の工程と、前記第２のカーボンナノファイバーを、エラストマーに混合し、剪断力で該エラストマー中に均一に分散して炭素繊維複合材料を得る第２の工程と、を含み、前記第１の工程で得られた前記第２のカーボンナノファイバーは、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であり、かつ、ラマン散乱分光法によって測定される１６００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｇに対する１３００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｄの比（Ｄ／Ｇ）が０．１２〜０．２２であることを特徴とする。
本発明の一実施形態にかかる炭素繊維複合材料の製造方法は、気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して表面が酸化された第２のカーボンナノファイバーを得る第１の工程と、前記第２のカーボンナノファイバーを、エラストマーに混合し、剪断力で該エラストマー中に均一に分散して炭素繊維複合材料を得る第２の工程と、を含み、前記第１の工程で得られた前記第２のカーボンナノファイバーは、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であり、かつ、窒素吸着比表面積が３４ｍ ^２ ／ｇ〜５８ｍ ^２ ／ｇであることを特徴とする。

本発明の一実施形態にかかる炭素繊維複合材料は、前記炭素繊維複合材料の製造方法で製造されることを特徴とする。

本発明の一実施形態にかかる炭素繊維複合材料は、エラストマーに、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であるカーボンナノファイバーを含み、前記カーボンナノファイバーは、ラマン散乱分光法によって測定される１６００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｇに対する１３００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｄの比（Ｄ／Ｇ）が０．１２〜０．２２であることを特徴とする。
本発明の一実施形態にかかる炭素繊維複合材料は、エラストマーに、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であるカーボンナノファイバーを含み、前記カーボンナノファイバーは、窒素吸着比表面積が３４ｍ ^２ ／ｇ〜５８ｍ ^２ ／ｇであることを特徴とする。

（Ｉ）第１のカーボンナノファイバー
まず、炭素繊維複合材料の製造方法に用いられる第１のカーボンナノファイバーについて説明する。

第１のカーボンナノファイバーの製造方法は、気相成長法によって製造される。気相成長法は、炭化水素等のガスを金属系触媒の存在下で気相熱分解させて第１のカーボンナノファイバーを製造する方法である。より詳細に気相成長法を説明すると、例えば、ベンゼン、トルエン等の有機化合物を原料とし、フェロセン、ニッケルセン等の有機遷移金属化合物を金属系触媒として用い、これらをキャリアーガスとともに高温例えば４００℃〜１０００℃の反応温度に設定された反応炉に導入し、第１のカーボンナノファイバーを基板上に生成させる方法、浮遊状態で第１のカーボンナノファイバーを生成させる方法、あるいは第１のカーボンナノファイバーを反応炉壁に成長させる方法等を用いることができる。また、あらかじめアルミナ、炭素等の耐火性支持体に担持された金属含有粒子を炭素含有化合物と高温で接触させて、平均直径が７０ｎｍ以下の第１のカーボンナノファイバーを得ることもできる。気相成長法で製造された第１のカーボンナノファイバーの平均直径は、平均直径が４ｎｍ〜２５０ｎｍであることが好ましい。第１のカーボンナノファイバーは、表面が酸化処理されていないという意味で未処理のカーボンナノファイバーであり、表面を酸化処理して分散性を向上することが好ましい。

このように気相成長法で製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理する前に不活性ガス雰囲気中において２０００℃〜３２００℃で熱処理することができる。この熱処理温度は、２５００℃〜３２００℃がさらに好ましく、特に２８００℃〜３２００℃が好ましい。熱処理温度が、２０００℃以上であると、気相成長の際に第１のカーボンナノファイバーの表面に沈積したアモルファス状の堆積物や残留している触媒金属などの不純物が除去されるので好ましい。また、第１のカーボンナノファイバーの熱処理温度が、２５００℃以上であると、第１のカーボンナノファイバーの骨格が黒鉛化（結晶化）し、第１のカーボンナノファイバーの欠陥が減少し強度が向上するため好ましい。なお、第１のカーボンナノファイバーの熱処理温度が、３２００℃以下であれば、黒鉛が昇華することによる黒鉛骨格の破壊が発生しにくいため好ましい。このように黒鉛化した第１のカーボンナノファイバーは、酸化処理されていないので未処理のカーボンナノファイバーであって、黒鉛化によって優れた強度、熱伝導性、電気伝導性などを有している。

第１のカーボンナノファイバーは、例えば、いわゆるカーボンナノチューブなどが例示できる。カーボンナノチューブは、炭素六角網面のグラファイトの１枚面を１層もしくは多層に巻いた構造を有する。また、部分的にカーボンナノチューブの構造を有する炭素材料も使用することができる。なお、カーボンナノチューブという名称の他にグラファイトフィブリルナノチューブ、気相成長炭素繊維といった名称で称されることもある。

（ＩＩ）第２のカーボンナノファイバー
炭素繊維複合材料の製造方法の第１の工程で得られた第２のカーボンナノファイバーについて説明する。

第２のカーボンナノファイバーは、気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して表面が酸化されることで得られる。酸化処理については、炭素繊維複合材料の製造方法の欄で後述する。第２のカーボンナノファイバーは、その表面のＸ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であり、好ましくは３．０ａｔｍ％〜４．０ａｔｍ％であり、さらに好ましくは３．１ａｔｍ％〜３．７ａｔｍ％である。このように、第２のカーボンナノファイバーの表面が適度に酸化していることで、第２のカーボンナノファイバーとエラストマーとの表面反応性が向上し、エラストマー中における第２のカーボンナノファイバーをより均一に分散することができる。第２のカーボンナノファイバーは、第１のカーボンナノファイバーの質量を２％〜２０％減量した質量を有することができる。第２のカーボンナノファイバーは、ラマン散乱分光法によって測定される１６００ｃｍ^−１付近のピーク強度Ｇに対する１３００ｃｍ^−１付近のピーク強度Ｄの比（Ｄ／Ｇ）が０．１２〜０．２２である。第２のカーボンナノファイバーは、窒素吸着比表面積が３４ｍ^２／ｇ〜５８ｍ^２／ｇである。第２のカーボンナノファイバーは、平均直径が４ｎｍ〜２３０ｎｍであることが好ましく、２０ｎｍ〜２００ｎｍが好適で、特には６０ｎｍ〜１５０ｎｍが好適である。第２のカーボンナノファイバーは、直径が４ｎｍ以上ではマトリックス樹脂に対する分散性が向上し、逆に２３０ｎｍ以下ではマトリックス樹脂の表面の平坦性が損なわれにくく好ましい。第２のカーボンナノファイバーの平均直径が６０ｎｍ以上では分散性及び表面の平坦性に優れており、１５０ｎｍ以下では少量の添加量でもカーボンナノファイバーの本数が増加することになるため例えば炭素繊維複合材料の性能を向上させることができ、したがって高価な第１のカーボンナノファイバーを節約することができる。また、第２のカーボンナノファイバーのアスペクト比は５０〜２００が好ましい。

第２のカーボンナノファイバーによれば、表面が適度に酸化されていることによって、カーボンナノファイバーと他の材料例えば複合材料におけるマトリックス材料との表面反応性が向上し、カーボンナノファイバーとマトリックス材料との濡れ性が改善することができる。このように濡れ性が改善されたカーボンナノファイバーを用いることによって、例えば複合材料の剛性や柔軟性を改善することができる。特に、黒鉛化された第１のカーボンナノファイバーの場合、比較的反応性の低い表面を適度に酸化させることによって、第２のカーボンナノファイバーとマトリックス材料との濡れ性を改善することができるため、分散性を向上させることができ、例えば従来より少量の第２のカーボンナノファイバーの添加でも同等の物性を得ることができる。

（ＩＩＩ）エラストマー
次に、炭素繊維複合材料の製造方法に用いられるエラストマーについて説明する。
エラストマーは、分子量が好ましくは５０００〜５００万、さらに好ましくは２万〜３００万である。エラストマーの分子量がこの範囲であると、エラストマー分子が互いに絡み合い、相互につながっているので、エラストマーは、第２のカーボンナノファイバーを分散させるために良好な弾性を有している。エラストマーは、粘性を有しているので凝集した第２のカーボンナノファイバーの相互に侵入しやすく、さらに弾性を有することによって第２のカーボンナノファイバー同士を分離することができるため好ましい。

エラストマーは、パルス法ＮＭＲを用いてハーンエコー法によって、３０℃、観測核が^１Ｈで測定した、未架橋体におけるネットワーク成分のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｎ／３０℃）が好ましくは１００〜３０００μ秒、より好ましくは２００〜１０００μ秒である。上記範囲のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｎ／３０℃）を有することにより、エラストマーは、柔軟で充分に高い分子運動性を有することができ、すなわち第２のカーボンナノファイバーを分散させるために適度な弾性を有することになる。また、エラストマーは粘性を有しているので、エラストマーと第２のカーボンナノファイバーとを混合したときに、エラストマーは高い分子運動により第２のカーボンナノファイバーの相互の隙間に容易に侵入することができる。

また、エラストマーは、パルス法ＮＭＲを用いてハーンエコー法によって３０℃、観測核が^１Ｈで測定した、架橋体における、ネットワーク成分のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｎ）が１００〜２０００μ秒であることが好ましい。その理由は、上述した未架橋体と同様である。すなわち、上記の条件を有する未架橋体を架橋化すると、得られる架橋体のＴ２ｎはおおよそ上記範囲に含まれる。

パルス法ＮＭＲを用いたハーンエコー法によって得られるスピン−スピン緩和時間は、物質の分子運動性を表す尺度である。具体的には、パルス法ＮＭＲを用いたハーンエコー法によりエラストマーのスピン−スピン緩和時間を測定すると、緩和時間の短い第１のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｎ）を有する第１の成分と、緩和時間のより長い第２のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｎｎ）を有する第２の成分とが検出される。第１の成分は高分子のネットワーク成分（骨格分子）に相当し、第２の成分は高分子の非ネットワーク成分（末端鎖などの枝葉の成分）に相当する。そして、第１のスピン−スピン緩和時間が短いほど分子運動性が低く、エラストマーは固いといえる。また、第１のスピン−スピン緩和時間が長いほど分子運動性が高く、エラストマーは柔らかいといえる。

パルス法ＮＭＲにおける測定法としては、ハーンエコー法でなくてもソリッドエコー法、ＣＰＭＧ法（カー・パーセル・メイブーム・ギル法）あるいは９０゜パルス法でも適用できる。ただし、本発明にかかるエラストマーは中程度のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２）を有するので、ハーンエコー法が最も適している。一般的に、ソリッドエコー法および９０゜パルス法は、短いＴ２の測定に適し、ハーンエコー法は、中程度のＴ２の測定に適し、ＣＰＭＧ法は、長いＴ２の測定に適している。

エラストマーは、主鎖、側鎖および末端鎖の少なくともひとつに、第２のカーボンナノファイバーの末端のラジカルに対して親和性を有する不飽和結合または基を有するか、もしくは、このようなラジカルまたは基を生成しやすい性質を有する。かかる不飽和結合または基としては、例えば、二重結合、三重結合、カルボニル基、カルボキシル基、水酸基、アミノ基、ニトリル基、ケトン基、アミド基、エポキシ基、エステル基、ビニル基、ハロゲン基、ウレタン基、ビューレット基、アロファネート基および尿素基などの官能基から選択される少なくともひとつであることができる。

本実施の形態では、エラストマーの主鎖、側鎖および末端鎖の少なくともひとつに、第２のカーボンナノファイバーのラジカルと親和性（反応性または極性）が高い不飽和結合や基を有することにより、エラストマーと第２のカーボンナノファイバーとを結合することができる。このことにより、第２のカーボンナノファイバーの凝集力にうち勝ってその分散を容易にすることができる。そして、エラストマーと、第２のカーボンナノファイバーと、を混練する際に、エラストマーの分子鎖が切断されて生成したフリーラジカルは、第２のカーボンナノファイバーの欠陥を攻撃し、第２のカーボンナノファイバーの表面にラジカルを生成すると推測できる。

エラストマーとしては、天然ゴム（ＮＲ）、エポキシ化天然ゴム（ＥＮＲ）、スチレン−ブタジエンゴム（ＳＢＲ）、ニトリルゴム（ＮＢＲ）、クロロプレンゴム（ＣＲ）、エチレンプロピレンゴム（ＥＰＲ，ＥＰＤＭ）、ブチルゴム（ＩＩＲ）、クロロブチルゴム（ＣＩＩＲ）、アクリルゴム（ＡＣＭ）、シリコーンゴム（Ｑ）、フッ素ゴム（ＦＫＭ）、ブタジエンゴム（ＢＲ）、エポキシ化ブタジエンゴム（ＥＢＲ）、エピクロルヒドリンゴム（ＣＯ，ＣＥＯ）、ウレタンゴム（Ｕ）、ポリスルフィドゴム（Ｔ）などのエラストマー類；オレフィン系（ＴＰＯ）、ポリ塩化ビニル系（ＴＰＶＣ）、ポリエステル系（ＴＰＥＥ）、ポリウレタン系（ＴＰＵ）、ポリアミド系（ＴＰＥＡ）、スチレン系（ＳＢＳ）、などの熱可塑性エラストマー；およびこれらの混合物を用いることができる。特に、エラストマーの混練の際にフリーラジカルを生成しやすい極性の高いエラストマー、例えば、天然ゴム（ＮＲ）、ニトリルゴム（ＮＢＲ）などが好ましい。また、極性の低いエラストマー、例えばエチレンプロピレンゴム（ＥＰＤＭ）であっても、混練の温度を比較的高温（例えばＥＰＤＭの場合、５０℃〜１５０℃）とすることで、フリーラジカルを生成するので本発明に用いることができる。

本実施の形態のエラストマーは、ゴム系エラストマーあるいは熱可塑性エラストマーのいずれであってもよい。また、ゴム系エラストマーの場合、エラストマーは架橋体あるいは未架橋体のいずれであってもよいが、未架橋体を用いることが好ましい。

（ＩＶ）炭素繊維複合材料の製造方法
炭素繊維複合材料の製造方法は、第１の工程と、第２の工程と、を有する。

第１の工程
まず、炭素繊維複合材料の製造方法における第１の工程について説明する。第１の工程は、気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して表面が酸化された第２のカーボンナノファイバーを得る。第１の工程は、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した、第１のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度に対する第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度の増加量が、０．５ａｔｍ％〜２．６ａｔｍ％になるように酸化処理を行うことができる。このような第１のカーボンナノファイバーの表面酸素濃度に対する第２のカーボンナノファイバーの表面酸素濃度の増加量は、０．９ａｔｍ％〜１．９ａｔｍ％であることがより好ましく、さらに１．０ａｔｍ％〜１．６ａｔｍ％であることが好ましい。また、第１の工程は、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した、第１のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度に対する第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度の増加割合が、２０％〜１２０％になるように酸化処理を行うことができる。このような第１のカーボンナノファイバーの表面酸素濃度に対する第２のカーボンナノファイバーの表面酸素濃度の増加割合は、４３％〜９０％であることがより好ましく、さらに４８％〜７６％であることが好ましい。第１の工程で得られた第２のカーボンナノファイバーのＸ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度は、２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であり、好ましくは３．０ａｔｍ％〜４．０ａｔｍ％であり、さらに好ましくは３．１ａｔｍ％〜３．７ａｔｍ％である。第２のカーボンナノファイバーは、その表面の酸素濃度が第１のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度より０．２ａｔｍ％以上増加する程度に酸化することが望ましい。このように、第２のカーボンナノファイバーの表面が適度に酸化していることで、第２のカーボンナノファイバーとエラストマーとの表面反応性が向上し、エラストマー中におけるカーボンナノファイバーの分散不良を改善することができる。第１の工程は、第１のカーボンナノファイバーを酸素を含有する雰囲気中で６００℃〜８００℃で熱処理することができる。例えば、大気雰囲気の炉内に第１のカーボンナノファイバーを配置し、６００℃〜８００℃の温度範囲の所定温度に設定し、熱処理することによって、第２のカーボンナノファイバーの表面が所望の酸素濃度に酸化できる。この第１の工程で熱処理する時間は、所定温度の熱処理炉内で第１のカーボンナノファイバーを保持する時間であって、例えば１０分〜１８０分であることができる。酸素を含有する雰囲気は、大気中でもよいし、酸素雰囲気でもよいし、適宜酸素濃度を設定した雰囲気をもちいてもよい。第２のカーボンナノファイバーの表面が第１の工程で所望の酸素濃度に酸化されるのに十分な酸素濃度が雰囲気中に存在すればよい。熱処理の温度は、６００℃〜８００℃の範囲で所望の酸化処理を得るために適宜設定することができる。通常、８００℃付近で第１のカーボンナノファイバーは燃焼して繊維に大きなダメージを負うため、温度設定と熱処理の時間は実験を繰り返しながら慎重に設定することが望ましい。なお、熱処理の温度や熱処理の時間は、第１の工程に用いる炉内の酸素濃度や炉の内容積、処理する第１のカーボンナノファイバーの量などによって適宜調整することができる。このように第１の工程で酸化処理された第２のカーボンナノファイバーの質量は、第１のカーボンナノファイバーの質量より例えば２％〜２０％減量することが好ましく、この減量の範囲であれば第２のカーボンナノファイバーが適度に酸化していると推測できる。第２のカーボンナノファイバーの質量が第１のカーボンナノファイバーの質量より２％未満しか減量していないと、第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度が低いため濡れ性の向上が得にくい傾向がある。また、第１のカーボンナノファイバーの質量より２０％を超えて減量した第２のカーボンナノファイバーは、減量が２０％以下の第２のカーボンナノファイバーに比べて濡れ性がほとんど変わらないにもかかわらず、酸化処理によるカーボンナノファイバーの減量による損失が大きく、しかも熱処理のエネルギー消費量に対して経済的にも不利になる傾向がある。第１のカーボンナノファイバーの表面が酸化することによって、第１のカーボンナノファイバーの表面の炭素の一部が炭酸ガスとして気化して減量することになるからである。第２のカーボンナノファイバーの質量が第１のカーボンナノファイバーの質量より２０％を超えなければ繊維長がほとんど短くならないと推測できるため好ましい。なお、第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度は、ＸＰＳ（Ｘ線光電子分光法）によって分析することができる。ＸＰＳによる酸素濃度の分析は、第２のカーボンナノファイバーの表面に付着した不純物を除去するために、測定前の第２のカーボンナノファイバーに対し例えば０．５分〜１．０分間のアルゴンガスエッチングを行い、第２のカーボンナノファイバーの清浄な表面を出してから分析を行うことが好ましい。このアルゴンガスエッチングのアルゴンガス濃度は５×１０^−２Ｐａ〜２０×１０^−２Ｐａが好ましい。また、ＸＰＳによる酸素濃度の分析は、ＸＰＳ装置の金属台の上に導電性接着剤である例えばカーボンテープを貼り、そのカーボンテープ上に第２のカーボンナノファイバーをふりかけてカーボンテープに付着させ、カーボンテープに付着しなかった余分な第２のカーボンナノファイバーを振り落として取り除いた状態で行うことが好ましい。このように、ＸＰＳによる酸素濃度の分析においては、第２のカーボンナノファイバーをカーボンテープ上に押しつけてブロック状に固めることなく、なるべく粉体に近い状態で分析することが好ましい。

第１の工程によって得られた第２のカーボンナノファイバーは、ラマン散乱分光法によって測定される１６００ｃｍ^−１付近のピーク強度Ｇに対する１３００ｃｍ^−１付近のピーク強度Ｄの比（Ｄ／Ｇ）が０．１２〜０．２２である。第２のカーボンナノファイバーのラマンピーク比（Ｄ／Ｇ）は、その表面の結晶に欠陥が多くなるため、第１のカーボンナノファイバーのラマンピーク比（Ｄ／Ｇ）よりも大きくなる。第２のカーボンナノファイバーは、そのラマンピーク比（Ｄ／Ｇ）が第１のカーボンナノファイバーのラマンピーク比（Ｄ／Ｇ）より０．０２以上増加する程度に酸化することが望ましい。また、第２のカーボンナノファイバーは、窒素吸着比表面積が３４ｍ^２／ｇ〜５８ｍ^２／ｇである。第２のカーボンナノファイバーの窒素吸着比表面積は、その表面が荒れるため、第１のカーボンナノファイバーの窒素吸着比表面積よりも大きくなる。第２のカーボンナノファイバーは、その窒素吸着比表面積が第１のカーボンナノファイバーの窒素吸着比表面積より９ｍ^２／ｇ以上増加する程度に酸化することが望ましい。第１の工程に用いられる第１のカーボンナノファイバーの平均直径は４ｎｍ〜２５０ｎｍであることが好ましく、第１の工程で得られた第２のカーボンナノファイバーの平均直径は４ｎｍ〜２３０ｎｍであることができる。このような第２のカーボンナノファイバーを用いることにより、エラストマーとの表面反応性が向上し、エラストマーに対する濡れ性を改善することができる。

第２のカーボンナノファイバーのエラストマーへの配合量は、用途に応じて設定することができるが、第２のカーボンナノファイバーはエラストマーとの濡れ性が向上しているため、例えば同じ剛性の炭素繊維複合材料を製造する場合、従来よりも配合量を減らすことができる。炭素繊維複合材料は、架橋体エラストマーあるいは無架橋体エラストマーをそのままエラストマー系材料として用いることができ、あるいは金属や樹脂の複合材料の原料として用いることができる。かかる金属あるいは樹脂の複合材料の原料として用いる炭素繊維複合材料は、金属あるいは樹脂にカーボンナノファイバーを混合する際に、カーボンナノファイバーの供給源としてのいわゆるマスターバッチとして用いることができる。

第２の工程
第２の工程は、第１の工程で得られた第２のカーボンナノファイバーを、エラストマーに混合し、剪断力で該エラストマー中に均一に分散して炭素繊維複合材料を得る。第２の工程について図１を用いて詳細に説明する。

図１は、オープンロール法による炭素繊維複合材料の製造方法を模式的に示す図である。原料となるエラストマーは、パルス法ＮＭＲを用いてハーンエコー法によって１５０℃、観測核が^１Ｈで測定した、未架橋体における、ネットワーク成分の第１のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｎ）が１００〜３０００μ秒であることが好ましい。図１に示すように、２本ロールのオープンロール２における第１のロール１０と第２のロール２０とは、所定の間隔ｄ、例えば０．５ｍｍ〜１．５ｍｍの間隔で配置され、図１において矢印で示す方向に回転速度Ｖ１，Ｖ２で正転あるいは逆転で回転する。まず、図１（ａ）に示すよう
に、第１のロール１０に巻き付けられたエラストマー３０の素練りを行ない、エラストマー分子鎖を適度に切断してフリーラジカルを生成する。第２のカーボンナノファイバーは、酸化処理によって適度に表面が活性化されているので、ラジカルや官能基を生成しやすくなり、素練りによって生成されたエラストマーのフリーラジカルが第２のカーボンナノファイバーと結びつきやすい状態となる。

次に、図１(ｂ)にしめすように、第１のロール１０に巻き付けられたエラストマー３０のバンク３４に、第２のカーボンナノファイバー４０を投入し、混練する。エラストマー３０と第２のカーボンナノファイバー４０とを混合する工程は、オープンロール法に限定されず、例えば密閉式混練法あるいは多軸押出し混練法を用いることもできる。

さらに、図１(ｃ)にしめすように、第１のロール１０と第２のロール２０とのロール間隔ｄを、好ましくは０．５ｍｍ以下、より好ましくは０〜０．５ｍｍの間隔に設定し、混合物３６をオープンロール２に投入して薄通しを１回〜複数回行なう。薄通しの回数は、例えば１回〜１０回程度行なうことが好ましい。第１のロール１０の表面速度をＶ１、第２のロール２０の表面速度をＶ２とすると、薄通しにおける両者の表面速度比（Ｖ１／Ｖ２）は、１．０５〜３．００であることが好ましく、さらに１．０５〜１．２であることが好ましい。このような表面速度比を用いることにより、所望の剪断力を得ることができる。薄通しして得られた炭素繊維複合材料５０は、ロールで圧延されてシート状に分出しされる。この薄通しの工程では、できるだけ高い剪断力を得るために、ロール温度を好ましくは０〜５０℃、より好ましくは５〜３０℃の比較的低い温度に設定して行われ、エラストマー３０の実測温度も０〜５０℃に調整されることが好ましい。このようにして得られた剪断力により、エラストマー３０に高い剪断力が作用し、凝集していた第２のカーボンナノファイバー４０がエラストマー分子に１本ずつ引き抜かれるように相互に分離し、エラストマー３０中に分散される。特に、エラストマー３０は、弾性と、粘性と、第２のカーボンナノファイバー４０との化学的相互作用と、を有するため、第２のカーボンナノファイバー４０を容易に分散することができる。そして、第２のカーボンナノファイバー４０の分散性および分散安定性（第２のカーボンナノファイバーが再凝集しにくいこと）に優れた炭素繊維複合材料５０を得ることができる。

より具体的には、オープンロールでエラストマーと第２のカーボンナノファイバーとを混合すると、粘性を有するエラストマーが第２のカーボンナノファイバーの相互に侵入し、かつ、エラストマーの特定の部分が化学的相互作用によって第２のカーボンナノファイバーの活性の高い部分と結合する。第２のカーボンナノファイバーの表面は酸化処理によって適度に活性が高いため、エラストマー分子と結合し易い。次に、エラストマーに強い剪断力が作用すると、エラストマー分子の移動に伴って第２のカーボンナノファイバーも移動し、さらに剪断後の弾性によるエラストマーの復元力によって、凝集していた第２のカーボンナノファイバーが分離されて、エラストマー中に分散されることになる。本実施の形態によれば、炭素繊維複合材料が狭いロール間から押し出された際に、エラストマーの弾性による復元力で炭素繊維複合材料はロール間隔より厚く変形する。その変形は、強い剪断力の作用した炭素繊維複合材料をさらに複雑に流動させ、第２のカーボンナノファイバーをエラストマー中に分散させると推測できる。そして、一旦分散した第２のカーボンナノファイバーは、エラストマーとの化学的相互作用によって再凝集することが防止され、良好な分散安定性を有することができる。

エラストマーに第２のカーボンナノファイバーを剪断力によって分散させる工程は、前記オープンロール法に限定されず、密閉式混練法あるいは多軸押出し混練法を用いることもできる。要するに、この工程では、凝集した第２のカーボンナノファイバーを分離できる剪断力をエラストマーに与えることができればよい。特に、オープンロール法は、ロール温度の管理だけでなく、混合物の実際の温度を測定し管理することができるため、好ましい。

炭素繊維複合材料の製造方法は、薄通し後の分出しされた炭素繊維複合材料に架橋剤を混合し、架橋して架橋体の炭素繊維複合材料としてもよい。また、炭素繊維複合材料は、架橋させずに成形してもよい。炭素繊維複合材料は、オープンロール法によって得られたシート状のままでもよいし、第２の工程で得られた炭素繊維複合材料を一般に採用されるゴムの成形加工例えば、射出成形法、トランスファー成形法、プレス成形法、押出成形法、カレンダー加工法などによって所望の形状例えばシート状に成形してもよい。

本実施の形態にかかる炭素繊維複合材料の製造方法において、通常、エラストマーの加工で用いられる配合剤を加えることができる。配合剤としては公知のものを用いることができる。配合剤としては、例えば、架橋剤、加硫剤、加硫促進剤、加硫遅延剤、軟化剤、可塑剤、硬化剤、補強剤、充填剤、老化防止剤、着色剤などを挙げることができる。これらの配合剤は、例えばオープンロールにおける第２のカーボンナノファイバーの投入前にエラストマーに投入することができる。

なお、本実施の形態にかかる炭素繊維複合材料の製造方法においては、ゴム弾性を有した状態のエラストマーに第２のカーボンナノファイバーを直接混合したが、これに限らず、以下の方法を採用することもできる。まず、第２のカーボンナノファイバーを混合する前に、エラストマーを素練りしてエラストマーの分子量を低下させる。エラストマーは、素練りによって分子量が低下すると、粘度が低下するため、凝集した第２のカーボンナノファイバーの空隙に浸透しやすくなる。原料となるエラストマーは、パルス法ＮＭＲを用いてハーンエコー法によって３０℃、観測核が^１Ｈで測定した、未架橋体における、ネットワーク成分の第１のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｎ）が１００〜３０００μ秒のゴム状弾性体である。この原料のエラストマーを素練りしてエラストマーの分子量を低下させ、第１のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｎ）が３０００μ秒を越える液体状のエラストマーを得る。なお、素練り後の液体状のエラストマーの第１のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｎ）は、素練りする前の原料のエラストマーの第１のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｎ）の５〜３０倍であることが好ましい。この素練りは、エラストマーが固体状態のままで行なう一般的な素練りとは異なり、強剪断力を例えばオープンロール法で与えることによってエラストマーの分子を切断し分子量を著しく低下させ、混練に適さない程の流動を示すまで、例えば液体状態になるまで行なわれる。この素練りは、例えばオープンロール法を用いた場合、ロール温度２０℃（素練り時間最短６０分）〜１５０℃（素練り時間最短１０分）で行なわれロール間隔ｄは例えば０．５ｍｍ〜１．０ｍｍで、素練りして液体状態のエラストマーに第２のカーボンナノファイバーを投入する。しかしながら、エラストマーは液体状で弾性が著しく低下しているため、エラストマーのフリーラジカルと第２のカーボンナノファイバーが結びついた状態で混練しても凝集した第２のカーボンナノファイバーはあまり分散されない。

そこで、液体状のエラストマーと第２のカーボンナノファイバーとを混合して得られた混合物中におけるエラストマーの分子量を増大させ、エラストマーの弾性を回復させてゴム状弾性体の混合物を得た後、先に説明したオープンロール法の薄通しなどを実施して第２のカーボンナノファイバーをエラストマー中に均一に分散させる。エラストマーの分子量が増大した混合物は、パルス法ＮＭＲを用いてハーンエコー法によって３０℃、観測核が^１Ｈで測定した、ネットワーク成分の第１のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｎ）が３０００μ秒以下のゴム状弾性体である。また、エラストマーの分子量が増大したゴム状弾性体の混合物の第１のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｎ）は、素練りする前の原料エラストマーの第１のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｎ）の０．５〜１０倍であることが好ましい。ゴム状弾性体の混合物の弾性は、エラストマーの分子形態（分子量で観測できる）や分子運動性（Ｔ２ｎで観測できる）によって表すことができる。エラストマーの分子量を増大させる工程は、混合物を加熱処理例えば４０℃〜１００℃に設定された加熱炉内に混合物を配置し、１０時間〜１００時間行なわれることが好ましい。このような加熱処理によって、混合物中に存在するエラストマーのフリーラジカル同士の結合などによって分子鎖が延長され、分子量が増大する。また、エラストマーの分子量の増大を短時間で実施する場合には、架橋剤を少量、例えば架橋剤の適量の１／２以下を混合させておき、混合物を加熱処理（例えばアニーリング処理）し架橋反応によって短時間で分子量を増大させることもできる。架橋反応によってエラストマーの分子量を増大させる場合には、この後の工程で混練が困難にならない程度に架橋剤の配合量、加熱時間及び加熱温度を設定することが好ましい。

ここで説明した炭素繊維複合材料の製造方法によれば、第２のカーボンナノファイバーを投入する前にエラストマーの粘性を低下させることで、エラストマー中に第２のカーボンナノファイバーをより均一に分散させることができる。より詳細には、先に説明した製造方法のように分子量が大きいエラストマーに第２のカーボンナノファイバーを混合するよりも、分子量が低下した液体状のエラストマーを用いた方が凝集した第２のカーボンナノファイバーの空隙に侵入しやすく、薄通しの工程において第２のカーボンナノファイバーをより均一に分散させることができる。また、エラストマーが分子切断されることで大量に生成されたエラストマーのフリーラジカルが第２のカーボンナノファイバーの適度に酸化された表面とより強固に結合することができるため、さらに第２のカーボンナノファイバーを均一に分散させることができる。したがって、ここで説明した製造方法によれば、先の製造方法よりも少量の第２のカーボンナノファイバーでも同等の性能を得ることができ、高価な第２のカーボンナノファイバーを節約することで経済性も向上する。

（Ｖ）炭素繊維複合材料
次に、炭素繊維複合材料について説明する。
炭素繊維複合材料は、エラストマーに、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であるカーボンナノファイバーを含む。第２のカーボンナノファイバーはエラストマー中に均一に分散している。第２のカーボンナノファイバーは、酸化処理されているため、エラストマーとの濡れ性が改善され、炭素繊維複合材料の剛性や柔軟性が改善される。特に、炭素繊維複合材料は、高温における剛性が改善される。

炭素繊維複合材料は、パルス法ＮＭＲを用いてハーンエコー法によって１５０℃、観測核が^１Ｈで測定した、無架橋体における、第１のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｎ）は１００〜３０００μ秒であり、第２のスピン−スピン緩和時間を有する成分の成分分率（ｆｎｎ）は０〜０．２であることが好ましい。

炭素繊維複合材料の１５０℃で測定したＴ２ｎ及びｆｎｎは、マトリックスであるエラストマーに第２のカーボンナノファイバーが均一に分散されていることを表すことができる。つまり、エラストマーに第２のカーボンナノファイバーが均一に分散されているということは、エラストマーが第２のカーボンナノファイバーによって拘束されている状態であるともいえる。この状態では、第２のカーボンナノファイバーによって拘束を受けたエラストマー分子の運動性は、第２のカーボンナノファイバーの拘束を受けない場合に比べて小さくなる。そのため、炭素繊維複合材料の第１のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｎ）、第２のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｎｎ）及びスピン−格子緩和時間（Ｔ１）は、第２のカーボンナノファイバーを含まないエラストマー単体の場合より短くなり、特に第２のカーボンナノファイバーが均一に分散することでより短くなる。特に、酸化処理されていない第１のカーボンナノファイバーをそのままエラストマーに混合した炭素繊維複合材料よりも本実施の形態にかかる炭素繊維複合材料の方が第１のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｎ／１５０℃）は短くなる傾向にある。

また、エラストマー分子が第２のカーボンナノファイバーによって拘束された状態では、以下の理由によって、非ネットワーク成分（非網目鎖成分）は減少すると考えられる。すなわち、第２のカーボンナノファイバーによってエラストマーの分子運動性が全体的に低下すると、非ネットワーク成分は容易に運動できなくなる部分が増えて、ネットワーク成分と同等の挙動をしやすくなること、また、非ネットワーク成分（末端鎖）は動きやすいため、第２のカーボンナノファイバーの活性点に吸着されやすくなること、などの理由によって、非ネットワーク成分は減少すると考えられる。そのため、第２のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｎｎ）を有する成分の成分分率（ｆｎｎ）は、ｆｎ＋ｆｎｎ＝１であるので、第２のカーボンナノファイバーを含まないエラストマー単体の場合より小さくなる。したがって、炭素繊維複合材料は、パルス法ＮＭＲを用いてハーンエコー法によって得られる測定値が上記の範囲にあることによって第２のカーボンナノファイバーが均一に分散されていることがわかる。

以下、本発明の実施例について述べるが、本発明はこれらに限定されるものではない。

（１）第２のカーボンナノファイバーの作成
（１−１）縦型加熱炉（内径１７．０ｃｍ、長さ１５０ｃｍ）の頂部に、スプレーノズルを取り付ける。加熱炉の炉内壁温度（反応温度）を１０００℃に昇温・維持し、スプレーノズルから４重量％のフェロセンを含有するベンゼンの液体原料２０ｇ／分を１００Ｌ／分の水素ガスの流量で炉壁に直接噴霧（スプレー）散布するように供給する。この時のスプレーの形状は円錐側面状（ラッパ状ないし傘状）であり、ノズルの頂角が６０°である。このような条件の下で、フェロセンは熱分解して鉄微粒子を作り、これがシード（種）となってベンゼンの熱分解による炭素から、カーボンナノファイバーを生成成長させた。本方法で成長したカーボンナノファイバーを５分間隔で掻き落としながら１時間にわたって連続的に製造した。

このように気相成長法によって製造されたカーボンナノファイバーを、不活性ガス雰囲気中において２８００℃で熱処理して黒鉛化した。黒鉛化した第１の（未処理）カーボンナノファイバー（表１では「ＣＮＴ−Ｎ」と示す）は、平均直径８７ｎｍ、平均長さ１０μｍ、ラマンピーク比（Ｄ／Ｇ）０．０８、窒素吸着比表面積２５ｍ^２／ｇ、表面の酸素濃度２．１ａｔｍ％であった。

（１−２）実施例１〜１２及び比較例１０，１１に用いる第２のカーボンナノファイバーは、黒鉛化した第１のカーボンナノファイバー１００ｇを大気雰囲気の加熱炉（卓上電気炉ＡＭＦ−２０Ｎアサヒ理化製作所製）に入れ、表１に示す温度（５７５℃〜７２０℃）と時間（１時間もしくは２時間）で加熱炉内で保持して熱処理することで酸化処理を行って得た。

加熱炉の温度設定は、ＴＧ（熱質量分析）法を用いて第１のカーボンナノファイバーの質量減少を測定した結果をみて設定した。ＴＧ（熱質量分析）法では、第１のカーボンナノファイバーを大気中で昇温したときの質量減少を測定し、図２に示すような温度に対する第２のカーボンナノファイバーの質量変化を示した。このとき、昇温速度は１０℃／ｍｉｎ、雰囲気は大気（圧縮空気２００ｍｌ／ｍｉｎ）であった。この測定結果から、第１のカーボンナノファイバーの質量が減少（酸化）し始める６００℃から第１のカーボンナノファイバーの質量減少が１００％（燃え尽きる）になる８００℃の間で加熱炉を表１に示すような５つの設定温度に設定し、５種類の第２のカーボンナノファイバーを得た。第２のカーボンナノファイバーは、表１に示すように、加熱炉の設定温度に応じて「ＣＮＴ−Ａ（５７５℃）」、「ＣＮＴ−Ｂ（６１５℃）」、「ＣＮＴ−Ｃ（６５０℃）」、「ＣＮＴ−Ｄ（６９０℃）」、「ＣＮＴ−Ｅ（７２０℃）」とした。なお、加熱炉内の実際の温度は、設定温度に対し±３０℃の範囲であった。

また、５種類の第２のカーボンナノファイバーについて、ラマンピーク比（Ｄ／Ｇ）、窒素吸着比表面積、表面の酸素濃度を測定し、その結果を表１に示した。また、第１及び第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度の測定結果に基づいて、酸化処理を行う前の第１のカーボンナノファイバー（「ＣＮＴ−Ｎ」）の表面酸素濃度（ａ）に対する各第２のカーボンナノファイバーの表面酸素濃度（ｂ）の増加量（ｃ＝ｂ−ａ）及び表面酸素濃度の増加割合（ｄ＝１００・ｃ／ａ）を計算し、表１に示した。ラマンピーク比は、ＫＡＩＳＥＲ ＯＰＴＩＣＡＬ ＳＹＳＴＥＭ社製ＨＯＬＯＬＡＢ−５０００型（５３２ｎｍＮＤ：ＹＡＧ）を用いてラマン散乱分光法によって第２のカーボンナノファイバーにおける１６００ｃｍ^−１付近のピーク強度Ｇに対する１３００ｃｍ^−１付近のピーク強度Ｄの比（Ｄ／Ｇ）を測定した。窒素吸着比表面積は、ユアサアイオニクス社製ＮＯＶＡ３０００型（窒素ガス）を用いて第２のカーボンナノファイバーの窒素吸着比表面積（ｍ^２／ｇ）を測定した。第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度は、ＸＰＳ（Ｘ線光電子分光分析法（Ｘ−ｒａｙ Ｐｈｏｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ））を用いて測定した。具体的には、まず、第２のカーボンナノファイバーを金属台上のカーボンテープ上にふりかけてカーボンテープに付着させ、カーボンテープに付着しなかった余分な第２のカーボンナノファイバーを振り落として取り除いて、金属台をＸＰＳ装置の中に装着した。ＸＰＳ装置は、日本電子社製の「マイクロ分析用Ｘ線光電子分光装置ＪＰＳ−９２００（以下、ＸＰＳ装置）を用いた。そして、次に、粉体状の試料である第２のカーボンナノファイバーをアルゴンガス濃度８×１０^−２Ｐａ、０．５分間でアルゴンガスエッチングを行い、第２のカーボンナノファイバーの清浄な表面を出した。さらに、ＸＰＳ装置のＸ線源を分析径１ｍｍ、対陰極Ａｌ／Ｍｇツインターゲット、加速電圧１０ｋＶ、エミッション電流３０ｍＡに設定して第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度を測定した。ＸＰＳによって検出された第２のカーボンナノファイバーの表面の元素は酸素と炭素であった。

また、カーボンナノファイバーを電子顕微鏡で写真撮影した。図３は第１のカーボンナノファイバー「ＣＮＴ−Ｎ」、図４〜図６はそれぞれ第２のカーボンナノファイバー「ＣＮＴ−Ｂ」、「ＣＮＴ−Ｃ」、「ＣＮＴ−Ｄ」の電子顕微鏡写真である。図４〜図６の第２のカーボンナノファイバーの表面は、図３の「ＣＮＴ−Ｎ」の第１のカーボンナノファイバーの表面に比べて適度に荒れ（酸化され）ており、エラストマーに対する濡れ性の改善が推測される。

（２）実施例１〜１２及び比較例１〜１１の炭素繊維複合材料サンプルの作製
実施例１〜１２及び比較例１〜１１サンプルとして、オープンロール（ロール設定温度２０℃）に、表１に示す所定量のエチレン−プロピレンゴムを投入し、カーボンナノファイバーをエチレンプロピレンゴムに投入し素練りの後、第１の混練工程を行いロールから取り出した。さらに、その混合物をロール温度１００℃に設定されたオープンロールに再度投入し、第２の混練工程を行って取り出した。

次に、この混合物をオープンロール（ロール温度１０〜２０℃、ロール間隔０．３ｍｍ）に巻きつけ、薄通しを繰り返し５回行なった。このとき、２本のロールの表面速度比を１．１とした。さらに、ロール間隙を１．１ｍｍにセットして、薄通しして得られた炭素繊維複合材料を投入し、分出しした。

分出ししたシートを９０℃、５分間圧縮成形して厚さ１ｍｍの実施例１〜１２及び比較例１〜１１の無架橋体の炭素繊維複合材料サンプルを得た。
また、薄通しして得られた無架橋の炭素繊維複合材料にパーオキサイド２質量部（ｐｈｒ）を混合し、ロール間隙を１．１ｍｍにセットしたオープンロールに投入し、分出しした。分出しして金型サイズに切り取ったパーオキサイドを含む炭素繊維複合材料を金型にセットし、１７５℃、１００ｋｇｆ／ｃｍ^２、２０分間圧縮成形して厚さ１ｍｍの実施例１〜１２及び比較例１〜１１の架橋体の炭素繊維複合材料サンプルを得た。

表２及び表３において、「ＨＡＦ」は平均粒径２７ｎｍ、窒素吸着比表面積が８２ｍ^２／ｇのＨＡＦグレードのカーボンブラックであり、「ＥＰＤＭ」はＪＳＲ社製のエチレン−プロピレンゴム（ＥＰＤＭ）の商品名ＥＰ１０３ＡＦであった。また、表２及び表３において、前記（１）で得られた第２のカーボンナノファイバーは「ＣＮＴ−Ａ」〜「ＣＮＴ−Ｅ」とし、酸化処理しない第１のカーボンナノファイバーは「ＣＮＴ−Ｎ」とした。

（３）実施例１３〜１４及び比較例１１〜１４の炭素繊維複合材料サンプルの作製
実施例１３〜１４及び比較例１１〜１４サンプルとして、オープンロール（ロール設定温度２０℃）に、表４に示す所定量の含フッ素エラストマーを投入し、カーボンナノファイバーを含フッ素エラストマーに投入し素練りの後、混合物をロールから取り出した。
次に、この混合物をオープンロール（ロール温度１０〜２０℃、ロール間隔０．３ｍｍ）に巻きつけ、薄通しを繰り返し１０回行なった。このとき、２本のロールの表面速度比を１．１とした。さらに、ロール間隙を１．１ｍｍにセットして、薄通しして得られた炭素繊維複合材料を投入し、分出しした。

分出ししたシートを圧縮成形して厚さ１ｍｍの実施例１３〜１４及び比較例１１〜１４の無架橋体の炭素繊維複合材料サンプルを得た。
また、薄通しして得られた無架橋の炭素繊維複合材料をロールで圧延後、１７０℃、１０分間プレス成形（キュア）した後、さらに２００℃、２４時間ポストキュアして、実施例１３，１４及び比較例１１〜１４の架橋体の炭素繊維複合材料（厚さ１ｍｍのシート形状）を得た。

表４において、「ＨＡＦ」は平均粒径２７ｎｍ、窒素吸着比表面積が８２ｍ^２／ｇのＨＡＦカーボンブラックであり、「２元系ＦＫＭ」はデュポン・ダウ・エラストマー・ジャパン社製の含フッ素エラストマーのバイトンＡ−５００（分子量５０，０００）であった。また、表４において、前記（１）の加熱炉温度６５０℃で得られた第２のカーボンナノファイバーを「ＣＮＴ−Ｃ」とし、酸化処理しない第１のカーボンナノファイバーは「ＣＮＴ−Ｎ」とした。

（４）パルス法ＮＭＲを用いた測定
実施例１〜１４及び比較例１〜１４の各無架橋体の炭素繊維複合材料サンプルについて、パルス法ＮＭＲを用いてハーンエコー法による測定を行った。この測定は、日本電子（株）製「ＪＭＮ−ＭＵ２５」を用いて行った。測定は、観測核が^１Ｈ、共鳴周波数が２５ＭＨｚ、９０゜パルス幅が２μｓｅｃの条件で行い、ハーンエコー法のパルスシーケンス（９０゜ｘ−Ｐｉ−１８０゜ｘ）にて、Ｐｉをいろいろ変えて減衰曲線を測定した。また、サンプルは、磁場の適正範囲までサンプル管に挿入して測定した。測定温度は、１５０℃であった。この測定によって、各サンプルについて第１のスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｎ／１５０℃）と第２のスピン−スピン緩和時間を有する成分の成分分率（ｆｎｎ）とを求めた。測定結果を表２〜４に示した。なお、同様に測定した原料ゴムの第１のスピンースピン緩和時間（Ｔ２ｎ／３０℃）は、「ＥＰＤＭ」が５２０μｓｅｃ、「２元系ＦＫＭ」が５５μｓｅｃであった。また、パルス法ＮＭＲを用いてソリッドエコー法による測定を行った。この測定は、日本電子（株）製「ＪＭＮ−ＭＵ２５」を用いて行った。測定は、観測核が^１Ｈ、共鳴周波数が２５ＭＨｚ、９０゜パルス幅が２μｓｅｃの条件で行い、ソリッドエコー法のパルスシーケンス（９０゜ｘ−Ｐｉ−９０゜ｙ）にて、減衰曲線を測定し、無架橋体の炭素繊維複合材料サンプルの１５０℃におけるスピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｓ）を検出した。

（５）硬度の測定
実施例１〜１４及び比較例１〜１４の架橋体の炭素繊維複合材料サンプルのゴム硬度（ＪＩＳ−Ａ）をＪＩＳ Ｋ ６２５３に基づいて測定した。測定結果を表２〜４に示す。

（６）１００％モジュラス（Ｍ１００）の測定
実施例１〜１４及び比較例１〜１４の架橋体の炭素繊維複合材料サンプル（幅５ｍｍ×長さ５０ｍｍ×厚さ１ｍｍ）を１０ｍｍ／ｍｉｎで伸長し、１００％変形時の応力（Ｍ１００：１００％モジュラス（ＭＰａ））を求めた。測定結果を表２〜４に示す。実施例１〜１２及び比較例１、１０の測定結果を図７にフィラーの配合量（ｐｈｒ）に対して１００％モジュラス（ＭＰａ）の変化をグラフで示した。図７における符号は、それぞれＡは「ＣＮＴ−Ａ（比較例１０）」、Ｂは「ＣＮＴ−Ｂ」，Ｃは「ＣＮＴ−Ｃ」，Ｄは「ＣＮＴ−Ｄ」，Ｈは「ＨＡＦ」，Ｎは「ＣＮＴ−Ｎ」、ＥＰＤＭは「ＥＰＤＭ単体（比較例１）」である。また、この測定結果に基づいて、エラストマー１００重量部に配合されたカーボンナノファイバー１重量部当たりにおける、エラストマー単体の１００％モジュラスに対する炭素繊維複合材料の１００％モジュラスの上昇率（Ｍ１００上昇率）を計算した。１００％モジュラスの上昇率（Ｍ１００上昇率）は、例えば、実施例１であれば、実施例１と比較例１のＭ１００の差（４．９−１．４＝３．５）を比較例１のＭ１００の値（１．４）で割り、さらに実施例１のＣＮＴ−Ａの配合量（２０）で割った百分率（１２．５％）である。

（７）引張強さ（ＭＰａ）及び破断伸び（％）の測定
各架橋体の炭素繊維複合材料サンプルを１Ａ形のダンベル形状に切り出した試験片について、東洋精機社製の引張試験機を用いて、２３±２℃、引張速度５００ｍｍ／ｍｉｎでＪＩＳ Ｋ６２５１に基づいて引張試験を行い引張強さ（ＭＰａ）及び破断伸び（％）を測定した。これらの結果を表２〜４に示す。実施例１〜１２及び比較例１〜９の測定結果を図８にＭ１００（ＭＰａ）に対して破断伸び（％）の変化をグラフで示した。図８における符号は、それぞれＡは「ＣＮＴ−Ａ（比較例１０）」、Ｂは「ＣＮＴ−Ｂ」，Ｃは「ＣＮＴ−Ｃ」，Ｄは「ＣＮＴ−Ｄ」，Ｈは「ＨＡＦ」，Ｎは「ＣＮＴ−Ｎ」,ＥＰＤＭは「ＥＰＤＭ単体（比較例１）」である。

（８）動的粘弾性試験
実施例１〜１４及び比較例１〜１４の架橋体の炭素繊維複合材料サンプルを短冊形（４０×１×５（巾）ｍｍ）に切り出した試験片について、ＳＩＩ社製の動的粘弾性試験機ＤＭＳ６１００を用いて、チャック間距離２０ｍｍ、測定温度−１００〜３００℃、動的ひずみ±０．０５％、周波数１０ＨｚでＪＩＳ Ｋ６３９４に基づいて動的粘弾性試験を行い動的弾性率（Ｅ’、単位はＭＰａ）を測定した。測定温度が２５℃と２００℃における動的弾性率（Ｅ’）の測定結果を表２〜４に示す。また、この測定結果に基づいて、測定温度２００℃、エラストマー１００重量部に配合されたカーボンナノファイバー１重量部当たりにおける、エラストマー単体の動的弾性率に対する炭素繊維複合材料の動的弾性率の上昇率（Ｅ’上昇率）を計算した。動的弾性率の上昇率（Ｅ’上昇率）は、例えば、実施例１であれば、実施例１と比較例１のＥ’上昇率の差（１８−４．７＝１３．３）を比較例１の動的弾性率の値（４．７）で割り、さらに実施例１のＣＮＴ−Ａの配合量（２０）で割った百分率（１４．１％）である。

（９）クリープ特性の測定
実施例１〜１４及び比較例１〜１４の架橋体の炭素繊維複合材料サンプルについて、１２０℃で２５０ＫＰａの負荷をかけ、耐熱クリープ試験を行ない、２００分〜９００分の間における定常クリープ期の１時間当たりのクリープ変形速度（ｐｐｍ／時間）を測定した。クリープ変形速度は、クリープ瞬間ひずみの後かつ加速クリープ期の前の定常クリープ期における１時間当たりのひずみ変化量（１ｐｐｍ＝０．０００１％）であり、表２〜４では「クリープ速度」と示す。これらの結果を表２〜４に示す。

（１０）平均線膨張係数の測定
実施例１〜１４及び比較例１〜１４の架橋体の炭素繊維複合材料サンプルについて、測定温度範囲における平均線膨張係数を測定した。これらの結果を表２〜４に示す。測定装置はＳＩＩ社製ＴＭＡＳＳ、測定試料形状は１．５ｍｍ×１．０ｍｍ×１０ｍｍ、側長荷重は２５ＫＰａ、測定温度は室温〜１５０℃、昇温速度は２℃／分であった。

表２〜４から、本発明の実施例１〜１４によれば、以下のことが確認された。すなわち、本発明の実施例１〜１４の表面が適度に酸化処理されたカーボンナノファイバーを用いた架橋体の炭素繊維複合材料サンプルは、比較例１〜１４に比べてＭ１００上昇率及びＥ’上昇率が高く、カーボンナノファイバーとエラストマーとの濡れ性が向上したことによって剛性、特に高温における剛性が向上したことがわかった。また、図７及び図８から、本発明の実施例１〜１２の架橋体の炭素繊維複合材料サンプルは、比較例１〜９に比べてＭ１００が大きくかつ破断伸びが大きいので、剛性と柔軟性とを兼ね備えることがわかった。実施例１〜１４の無架橋体の炭素繊維複合材料サンプルは、スピン−スピン緩和時間（Ｔ２ｓ／１５０℃）は、同じ量のカーボンナノファイバーを配合した比較例２〜５、１０、１１、１３、１４に比べＴ２ｎが短くなり、ｆｎｎが小さくなった。なお、比較例１０は、第２のカーボンナノファイバーの表面の酸化処理が不十分であったため、比較例５の第１のカーボンナノファイバーを用いた炭素繊維複合材料の物性とほとんど変わらなかった。また、比較例１１は、第２のカーボンナノファイバーの表面が熱処理によって傷みすぎてしまったため、Ｍ１００、引張強さ及び破断伸びにおける物性が低下した。

オープンロール法による炭素繊維複合材料の製造方法を模式的に示す図である。 ＴＧ（熱質量分析）法による温度に対する第２のカーボンナノファイバーの質量変化を示したグラフである。 比較例２〜５に用いた第１のカーボンナノファイバー（ＣＮＴ−Ｎ）の電子顕微鏡写真である。 実施例１〜４に用いた第２のカーボンナノファイバー（ＣＮＴ−Ｂ）の電子顕微鏡写真である。 実施例５〜８に用いた第２のカーボンナノファイバー（ＣＮＴ−Ｃ）の電子顕微鏡写真である。 実施例９〜１２に用いた第２のカーボンナノファイバー（ＣＮＴ−Ｄ）の電子顕微鏡写真である。 実施例１〜１２及び比較例１〜９のフィラーの充填量−Ｍ１００のグラフである。 実施例１〜１２及び比較例１〜９のＭ１００−破断伸びのグラフである。

１０ 第１のロール
２０ 第２のロール
３０ エラストマー
３６ 混合物
４０ 第２のカーボンナノファイバー
５０ 炭素繊維複合材料
ｄ ロール間隔
Ｖ１ 第１のロールの表面速度
Ｖ２ 第２のロールの表面速度

Claims (21)

1. 気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して得られた、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であり、かつ、ラマン散乱分光法によって測定される１６００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｇに対する１３００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｄの比（Ｄ／Ｇ）が０．１２〜０．２２である、カーボンナノファイバー。
2. 気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して得られた、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であり、かつ、窒素吸着比表面積が３４ｍ^２／ｇ〜５８ｍ^２／ｇである、カーボンナノファイバー。
3. 請求項１または２において、
   平均直径が４ｎｍ〜２３０ｎｍである、カーボンナノファイバー。
4. 気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して第２のカーボンナノファイバーを得る工程を有し、
   Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した、前記第１のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度に対する前記第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度の増加量は、０．５ａｔｍ％〜２．６ａｔｍ％であり、
   前記第２のカーボンナノファイバーは、ラマン散乱分光法によって測定される１６００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｇに対する１３００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｄの比（Ｄ／Ｇ）が０．１２〜０．２２である、カーボンナノファイバーの製造方法。
5. 気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して第２のカーボンナノファイバーを得る工程を有し、
   Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した、前記第１のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度に対する前記第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度の増加量は、０．５ａｔｍ％〜２．６ａｔｍ％であり、
   前記第２のカーボンナノファイバーは、窒素吸着比表面積が３４ｍ ^２ ／ｇ〜５８ｍ ^２ ／ｇである、カーボンナノファイバーの製造方法。
6. 気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して第２のカーボンナノファイバーを得る工程を有し、
   Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した、前記第１のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度に対する前記第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度の増加割合は、２０％〜１２０％であり、
   前記第２のカーボンナノファイバーは、ラマン散乱分光法によって測定される１６００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｇに対する１３００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｄの比（Ｄ／Ｇ）が０．１２〜０．２２である、カーボンナノファイバーの製造方法。
7. 気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して第２のカーボンナノファイバーを得る工程を有し、
   Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した、前記第１のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度に対する前記第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度の増加割合は、２０％〜１２０％であり、
   前記第２のカーボンナノファイバーは、窒素吸着比表面積が３４ｍ ^２ ／ｇ〜５８ｍ ^２ ／ｇである、カーボンナノファイバーの製造方法。
8. 請求項４〜７のいずれか１項において、
   前記工程は、前記第１のカーボンナノファイバーを酸素を含有する雰囲気中で６００℃〜８００℃で熱処理する、カーボンナノファイバーの製造方法。
9. 請求項４〜８のいずれか１項において、
   前記工程は、前記第１のカーボンナノファイバーの質量を２％〜２０％減量して前記第２のカーボンナノファイバーを得る、カーボンナノファイバーの製造方法。
10. 請求項４〜９のいずれか１項において、
    前記工程で得られた前記第２のカーボンナノファイバーは、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％である、カーボンナノファイバーの製造方法。
11. 請求項４〜１０のいずれか１項において、
    前記工程で得られた前記第２のカーボンナノファイバーは、平均直径が４ｎｍ〜２３０ｎｍである、カーボンナノファイバーの製造方法。
12. 気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して表面が酸化された第２のカーボンナノファイバーを得る第１の工程と、
    前記第２のカーボンナノファイバーを、エラストマーに混合し、剪断力で該エラストマー中に均一に分散して炭素繊維複合材料を得る第２の工程と、
    を含み、
    前記第１の工程で得られた前記第２のカーボンナノファイバーは、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であり、かつ、ラマン散乱分光法によって測定される１６００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｇに対する１３００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｄの比（Ｄ／Ｇ）が０．１２〜０．２２である、炭素繊維複合材料の製造方法。
13. 気相成長法によって製造された第１のカーボンナノファイバーを酸化処理して表面が酸化された第２のカーボンナノファイバーを得る第１の工程と、
    前記第２のカーボンナノファイバーを、エラストマーに混合し、剪断力で該エラストマー中に均一に分散して炭素繊維複合材料を得る第２の工程と、
    を含み、
    前記第１の工程で得られた前記第２のカーボンナノファイバーは、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であり、かつ、窒素吸着比表面積が３４ｍ ^２ ／ｇ〜５８ｍ ^２ ／ｇである、炭素繊維複合材料の製造方法。
14. 請求項１２または１３において、
    前記第１の工程は、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した、前記第１のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度に対する前記第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度の増加量が、０．５ａｔｍ％〜２．６ａｔｍ％になるように酸化処理する、カーボンナノファイバーの製造方法。
15. 請求項１２または１３において、
    前記第１の工程は、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した、前記第１のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度に対する前記第２のカーボンナノファイバーの表面の酸素濃度の増加割合が、２０％〜１２０％になるように酸化処理する、カーボンナノファイバーの製造方法。
16. 請求項１２〜１５のいずれか１項において、
    前記第１の工程は、前記第１のカーボンナノファイバーを酸素を含有する雰囲気中で６００℃〜８００℃で熱処理する、炭素繊維複合材料の製造方法。
17. 請求項１２〜１６のいずれか１項において、
    前記第１の工程は、前記第１のカーボンナノファイバーの質量を２％〜２０％減量して前記第２のカーボンナノファイバーを得る、炭素繊維複合材料の製造方法。
18. 請求項１２〜１７のいずれか１項において、
    前記第１のカーボンナノファイバーは、平均直径が４ｎｍ〜２５０ｎｍである、炭素繊維複合材料の製造方法。
19. 請求項１２〜１８のいずれか１項の製造方法で製造された炭素繊維複合材料。
20. エラストマーに、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であるカーボンナノファイバーを含み、
    前記カーボンナノファイバーは、ラマン散乱分光法によって測定される１６００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｇに対する１３００ｃｍ ^−１ 付近のピーク強度Ｄの比（Ｄ／Ｇ）が０．１２〜０．２２である、炭素繊維複合材料。
21. エラストマーに、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）で測定した表面の酸素濃度が２．６ａｔｍ％〜４．６ａｔｍ％であるカーボンナノファイバーを含み、
    前記カーボンナノファイバーは、窒素吸着比表面積が３４ｍ^２／ｇ〜５８ｍ^２／ｇである、炭素繊維複合材料。