JP6443727B2 - アルミニウム合金−セラミックス複合材 - Google Patents

Description

本発明は、アルミニウム合金−セラミックス複合材に関するものである。

近年、基地相となる金属に、セラミックスの繊維や粒子等を強化材とする金属−セラミックス複合材が注目されている。金属−セラミックス複合材は、アルミニウムやアルミニウム合金など基材となる金属が有する強度、延性、靭性、成形性及び熱伝導性等と、強化材である炭化ケイ素、窒化アルミニウム、アルミナなどの繊維や粒子からなるセラミックスが有する剛性、耐摩耗性、低熱膨張性等を併せもつために、軽量、高剛性、耐摩耗性、高熱伝導、低熱膨張などが要求される輸送用機器部品、電子部品等のさまざまな用途の製品に利用されている。特に、基地相となる金属をアルミニウム合金とした、アルミニウム合金−セラミックス複合材は、軽量で、低熱膨張率と高熱伝導率を兼備したパワーエレクトロニクス向け放熱基板として、その需要が年々高まっている。さらに、放熱基板にはその上に搭載された半導体などの熱が伝達し、８０〜１５０℃、将来的には１５０℃を超える温度になることが推定されるが、半導体が使用されていないときは室温に戻る。このように加熱・冷却の熱サイクルが生じた場合でも、熱膨張係数の異なる金属とセラミックスであっても初期の低熱膨張率と高熱伝導率を長い期間維持できる放熱基板も求められるようになってきた。

アルミニウム合金−セラミックス複合材の製造方法には、従来から粉末冶金法や、セラミックスで成形された多孔質の予備成形体であるプリフォームに、基材となる溶融アルミニウム合金を浸透させる浸透法などがある。このうち浸透法は、プリフォームに基材となるアルミニウム合金溶湯（以下、溶湯ともいう。）を浸透させて複合材を製造する方法である。浸透法には、浸透させる圧力によって、溶湯を加圧して強制的にプリフォームに浸透させる加圧浸透法と、大気圧下で溶湯をプリフォームに浸透させる非加圧浸透法に大別される。さらに、非加圧浸透法には、窒素ガス雰囲気中で浸透させる、いわゆるランキサイド法と、大気雰囲気中で浸透させる非加圧浸透法（以下、自発浸透法ともいう。）がある。

例えば、特許文献１に加圧浸透法によって高剛性で高熱伝導のセラミックス複合材料を得る発明が開示されている。特許文献１によると、剛性を示すヤング率は金属−セラミックス界面の状態に大きく影響され、この界面に隙間や剛性と熱電率が低い物質が介在しているとマトリックス金属やセラミックスの配合から予想される値を大きく下回ることがある。特に、複合材料中のセラミックスの割合を多くする場合、セラミックス粒子間の結合剤として用いられるシリカがセラミックス粒子と金属との間に介在し、ヤング率を低下させることから、添加するシリカの量と熱処理の条件を検討し、金属−セラミックス界面に介在するシリカ成分を調整した結果、高熱伝導（１６５〜１８３Ｗ／（ｍ・Ｋ））のアルミニウム合金−セラミックス複合材料を得たとしている。

また、非特許文献１では、水ガラスでＳｉＣ粒子を相互に結合させたプリフォームに、自発浸透でアルミニウム合金を浸透させて得たアルミニウム合金−セラミックス複合材において、マトリックスのアルミニウム合金とＳｉＣ粒子との間をＡｌ，Ｓｉ，Ｍｇを含む複合酸化物からなる約１μｍの厚さをもつ中間相が、ＳｉＣ表面を隙間なく覆っていて、この中間層を介してＳｉＣとマトリックスとが接着しているように見えると記載されたアルミニウム合金−セラミックス複合材が開示されている。

特開２０１２−１２６６５号公報

山浦秀樹，「ＳｉＣ粒子強化Ａｌ合金複合材料の作製における自発浸透機構とその材料特性」，早稲田大学，２００６年７月，博士論文，ｐ．３４−４１

本発明が解決しようとする課題は、特に放熱基板に好適な、高い熱伝導率をもち長期間の温度サイクル下においても熱伝導率が低下しにくいアルミニウム合金−セラミックス複合材を提供することである。

本発明者らは鋭意研究した結果、アルミニウム合金−セラミックス複合材を構成するセラミックス粒子相とアルミニウム合金からなる基地相との境界に介在する中間相の構成と、より好適にはその厚さを制御することにより、上述の課題を解決できることを見出し、本発明に想到した。

すなわち本発明は、Ａｌ及びＭｇを含むアルミニウム合金を主体とした基地相と、前記基地相に分散した、元素として少なくともＳｉを含む炭化物系、酸化物系又は窒化物系のうちのいずれか１種以上からなるセラミックス粒子相と、前記基地相と前記セラミックス粒子相との間に介在する中間相とを有し、前記中間相は、Ａｌ及び／又はＭｇを主成分とする酸化物相と、前記基地相のうち前記酸化物相へ侵入した部分である金属相とを含み、前記金属相の少なくとも一部は、前記セラミックス粒子相に接触しているアルミニウム合金−セラミックス複合材である。

上記アルミニウム合金−セラミックス複合材において、前記酸化物相に含まれる元素としてのＳｉは、前記酸化物相に対して１０質量％以下であることが好ましい。

加えて、前記金属相はネットワーク状をなしており、前記酸化物相は、前記金属相の隙間を埋めるように配置されていることが好ましい。

さらに、前記複合材の任意の切断面において、前記金属相が前記セラミックス粒子相に接触している長さが前記セラミックス粒子相の周長に対して１０％以上であることがより好ましい。

さらに加えて、前記複合材の任意の切断面において、前記酸化物相の外縁を滑らかに結んだ仮想線と前記セラミックス粒子相の外周との間に挟まれた領域である前記中間相の厚さは４００ｎｍ以下であることが好ましい。

さらに加えて、前記複合材の任意の切断面において、前記中間相は、前記酸化物相の外縁を滑らかに結んだ仮想線と前記セラミックス粒子相の外周との間に挟まれた領域である前記中間相の面積に対して２．５％以下の面積の空隙部を含むことが好ましい。

本発明により、室温で高い熱伝導率をもち、長期間の熱サイクル下でも熱伝導率が低下しにくい、特に放熱基板として好適なアルミニウム合金−セラミックス複合材が提供される。

本発明に係る中間相の構成を説明する概略図である。 本発明における中間相の一の形態と測定方法を説明する図である。

本発明者らは、アルミニウム合金−セラミックス複合材（以下、複合材ともいう。）を構成するセラミックス粒子相とアルミニウム合金からなる基地相との境界に介在する中間相の構成に着目し本発明に至った。

以下に、本発明を実施するための形態を説明する。但し、本発明はこれに限定されるものではない。

本発明のアルミニウム合金−セラミックス複合材は、セラミックス粒子相、アルミニウム合金からなる基地相と、前記基地相に分散した、元素として少なくともＳｉを含む炭化物系、酸化物系又は窒化物系のうちのいずれか１種以上からなるセラミックス粒子相と、前記セラミックス粒子相と基地相の間に介在する、Ａｌ及び／又はＭｇを主成分とする酸化物相と、前記基地相のうち前記酸化物相へ侵入した部分である金属相とを含む中間相から構成される。

（セラミックス粒子相）
セラミックス粒子相は、元素として少なくともＳｉを含む炭化物系、酸化物系、又は窒化物系のセラミックス粒子のうち１種以上で構成されている。粒子の形態としては、短繊維や長繊維といった形態も含む。具体的には、炭化ケイ素等の炭化物系のセラミックス粒子、酸化ケイ素等の酸化物系のセラミックス粒子又は窒化ケイ素等の窒化物系のセラミックス粒子のいずれかの単体、又はそれらが混在したものである。なお、アルミニウム合金−セラミックス複合材においての所望の性能が得られる限りにおいて、アルミナなどの、元素としてＳｉを含まない粒子が混在していてもよい。

（基地相）
基地相を構成するアルミニウム合金は、Ｍｇを含むアルミニウム合金であって、Ａｌ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系などが適用できる。なお、アルミニウム合金−セラミックス複合材において所望の性能を確保できる限りにおいて、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎ等の不純物元素を含んでいてもよい。また、基地相は前記アルミニウム合金の母相以外にも、前記アルミニウム合金の凝固、冷却に伴って晶出又は析出する相、すなわち、例えば、初晶Ｓｉ、共晶Ｓｉ、Ｍｇ化合物、Ｆｅ化合物、Ｍｎ化合物、Ｎｉ化合物、Ｃｒ化合物なども含んでよい。

（中間相）
次に中間相について図面を参照しつつ説明する。図１は本発明に係る中間相の構成を説明する概略図であり、基地相とセラミックス粒子相との界面近傍を拡大した模式図で示す。図１において、中間相３は、ハッチングで示す酸化物相３ａの外縁を滑らかに結んだ破線で示す仮想線５（以下、外縁線ともいう。）と、濃灰色で示すセラミックス粒子相１の外周１ａとの間に挟まれた領域で定義される。すなわち中間相３は、基地相２とセラミックス粒子相１との間に介在して、少なくとも酸化物相３ａが存在する領域である。本発明に係る中間相３は、基地相２から酸化物相３ａに侵入する形態の金属相３ｂを含んでいる形態となっているので、中間相３の熱伝導が大きくなる。なお、熱伝導率の観点からは、領域Ａで示すように金属相３ｂが互いに交差するようにネットワーク状をなし、酸化物相３ａが金属相３ｂの隙間を埋めるように配置されている形態であることがより好ましい。

このように基地相２から酸化物相３ａに侵入する形態の金属相３ｂを含む形態の中間相の熱膨張率は、酸化物相３ａのみで構成される中間相の熱膨張率よりも基地相の熱膨張率に近い値となるため、長期間の熱サイクルを受けたときに中間相と基地相との熱膨張差による剥離が生じにくい効果がある。なお、中間相３には黒色で示す空隙部３ｃを含んでいてもよいが、空隙部の中間相の面積に占める好ましい割合は２．５％以下である。２．５％を超えると、複合材の熱伝導率の低下が顕著になって好ましくない。

加えて、金属相３ｂがセラミックス粒子相１に直接に接触している部分４（以下、接触部分ともいう。）が存在すると、基地相２とセラミックス粒子相１との間の熱伝達が良好になって、複合材の熱伝導率の増大に寄与するので好ましい。セラミックス粒子相の外周１ａの長さに占める接触部分４の長さの和の好ましい割合は１０％以上である。

さらに加えて、中間相３を構成する酸化物相３ａは、ＳｉＯ_２よりも熱伝導率が大きいＡｌ及び／又はＭｇを主成分とする酸化物相であることが好ましく、酸化物相３ａに占めるＳｉＯ_２はＳｉ当量で１０質量％以下であることが好ましい。

加えて、中間相３の厚さは小さいほど、基地相２とセラミックス粒子相１との間の熱伝導が良好になる。中間相３の好ましい厚さは４００ｎｍ以下である。但し、後述する本発明の複合材を製造する方法において、セラミックス粒子を成形して焼成可能な最低限の酸化物量は必要であって、この最低限の酸化物量に相当する酸化物相の厚さは１０ｎｍである。このため中間相の厚さの下限は１０ｎｍである。

図２は本発明における中間相の一の形態と測定方法を説明する図である。図２（ａ）はアルミニウム合金−炭化ケイ素複合材における１００００倍に拡大した走査型電子顕微鏡（以下、ＳＥＭともいう。）の写真の例で、炭化ケイ素（以下、ＳｉＣともいう。）粒子相１１を囲む明白色を呈する物質が酸化物相１３ａである。この例のように、複合材の任意の切断面をＳＥＭで５００〜５００００倍で観察すると、酸化物相１３ａはセラミックス粒子相１１（本例ではＳｉＣ粒子相）と基地相１２（本例ではアルミニウム合金母相１２ａと共晶Ｓｉ相１２ｂとからなる。）との間に偏在し、また周囲より明度が大きく観察されるので容易に識別可能である。

図２（ｂ）は、図２（ａ）で示す領域Ｂの５００００倍の拡大写真である。図２（ｂ）において破線で示す外縁線１５とＳｉＣ粒子相の外周１６とに挟まれた領域が中間相１３であって、明白色を呈する酸化物相１３ａに向かって基地相１２の一部が金属相１３ｂとして侵入した形態である。なお、外縁線１５を定義するにあたっては、例えば領域Ｃで示すような、基地相１２から侵入した金属相１３ｂがセラミックス相１１に接触していて酸化物相１３ａが不連続になっている部分は、分断された酸化物相の外縁端部であるａ１とａ２を直線で結んで外縁線１５を画定する。

（中間相の厚さとその測定方法）
中間相の厚さとその測定方法の一例を以下に示すが、観察手段や拡大の倍率はこの限りではなく、また、観察視野数と測定箇所の数も、測定値のばらつきが著しく大きくならない程度に適宜増減させてもよい。

まず、ＳＥＭにて１００〜４００倍でセラミックス粒子相が存在する任意の一の視野から中間相を測定するセラミックス粒子を１０個選定する。次いで、これらのうち一のセラミックス粒子相について、中間相の厚さに応じて５０００〜５００００倍、必要に応じて１０００００倍に拡大し、中間相の厚さを測定しようとする部位を８か所選定する。この選定部位は一のセラミックス粒子相の外周長（以下、周長ともいう。）を概ね８等分する部位であるのが好ましい。選定した８か所について外縁線からセラミックス粒子相までの垂線の長さの平均値、すなわち一のセラミックス粒子相の中間相の平均厚さを得る。この方法を一の視野で選定したセラミックス粒子相１０個について行い、１０個のセラミックス粒子相それぞれの中間相の平均厚さを得る。そして同様の測定を任意の５視野について実施し、合計で５０個のセラミックス粒子相それぞれの中間相の平均厚さを得る。これら５０個のセラミックス粒子相それぞれの中間相の平均厚さを平均した値を、中間相の厚さとする。

（金属相とセラミックス粒子相との接触部分の割合）
金属相とセラミックス粒子相とが接触している部分とその割合の測定方法の一例を以下に示す。観察手段や拡大の倍率はこの限りではなく、また、観察視野数と測定箇所の数も、測定値のばらつきが著しく大きくならない程度に適宜増減させてもよい。

中間相の測定方法と同様に、ＳＥＭにて１００〜４００倍でセラミックス粒子相が存在する任意の一の視野から中間相を測定するセラミックス粒子相を１０個選定する。次いで、これらのうち一のセラミックス粒子相について、金属相とセラミックス相との接触部分の長さに応じて５０００〜５００００倍、必要に応じて１０００００倍に拡大し、この観察画像から一のセラミックス粒子相における接触部分の長さの和を当該のセラミックス粒子相の周長で除した値を、前記一のセラミックス粒子相の接触部分の割合とする。この方法を一の視野で選定したセラミックス粒子相１０個について行い、１０個のセラミックス粒子相それぞれについての接触部分の割合を得る。そして同様の測定を任意の５視野について実施し、合計で５０個のセラミックス粒子相それぞれの接触部分の割合を得る。これら５０個のセラミックス粒子相の接触部分の割合を平均した値を、接触部分の割合とする。

（中間相における空隙とその割合の測定方法）
次に、中間相に占める空隙部（以下、空隙部ともいう）の割合の測定方法の一例を示す。観察手段や拡大の倍率はこの限りではなく、また、観察視野数も、測定値のばらつきが著しく大きくならない程度に適宜増減させてもよい。

中間相の測定方法と同様に、ＳＥＭにて１００〜４００倍でセラミックス粒子相が存在する任意の一の視野から中間相を測定するセラミックス粒子相を１０個選定する。次いで、これらのうち一のセラミックス粒子相について、中間相に観察される空隙部の大きさによって、５０００〜５００００倍、必要に応じて１０００００倍に拡大して撮影する。この一のセラミックス粒子相について、中間相に存在する空隙の面積を中間相の面積で除した値を、前記一のセラミックス粒子相における空隙部の割合とする。空隙部は他の部位よりも最も黒色を強く呈するので容易に識別可能である。なお、面積の測定方法は、コンピュータによる２値化されたピクセル数をカウントして行う画像処理等の公知の方法を用いることができる。この方法を一の視野で選定したセラミックス粒子相１０個について行い、１０個のセラミックス粒子相それぞれについての空隙部の割合を得る。そして同様の測定を任意の５視野について実施し、合計で５０個のセラミックス粒子相について空隙部の割合を得る。これら５０個のセラミックス粒子相の空隙部の割合を平均した値を、空隙部の割合とする。

（アルミニウム合金−セラミックス複合材の製造方法）
次に、本発明の複合材を製造する方法の好ましい一例について以下に説明する。但し、本発明に係る複合材は、以下に説明する製造方法で製造された物に限定されるものではない。

本発明のアルミニウム合金−セラミックス複合材の製造方法は、元素として少なくともＳｉを含む炭化物系、酸化物系又は窒化物系のうちのいずれか１種以上のセラミックス粒子を成形して成形体を作製する成形工程と、前記成形体を焼成して焼成体を作製する焼成工程と、前記焼成体をＭｇを含むアルミニウム合金溶湯に浸漬して前記焼成体の空隙に前記アルミニウム合金溶湯を浸透させる浸透工程と、を含むアルミニウム合金―セラミックス複合材の製造方法である。

前記製造方法において、前記焼成体を構成する前記セラミックス粒子相の表面に存在する酸化物相はクリストバライトを含むことが好ましい。

また、前記製造方法において、前記成形工程は、前記セラミックス粒子１００質量部あたり０〜０．５質量部のＳｉＯ_２を含むバインダーを混合して成形することが好ましい。

また、前記製造方法において、前記浸透工程は、１０分以上の浸透時間であることが好ましい。さらに、前記製造方法において、前記浸透工程は大気雰囲気において大気圧下で行う、自発浸透法であることが好ましい。以下に、詳細を説明する。

（セラミックス粒子）
セラミックス粒子は、元素として少なくともＳｉを含む炭化物系、酸化物系又は窒化物系のうちの１種以上を使用する。粒子の形態としては、短繊維や長繊維といった形態も含む。具体的には、炭化ケイ素等の炭化物系のセラミックス粒子、酸化ケイ素等の酸化物系のセラミックス粒子又は窒化ケイ素等の窒化物系のセラミックス粒子のいずれかの単体、又はそれら２種以上の混合物である。セラミックス粒子に元素として少なくともＳｉを含むようにした理由は、複合材を自発浸透法で製造する場合に、セラミックス粒子の表面にＳｉＯ_２が形成されていることが必要であるため、Ｓｉを含まないバインダーを用いて成形する場合に、焼成時にセラミックス粒子に含まれるＳｉが酸化して生成されるＳｉＯ_２を、浸透工程において利用できるようにするためである。なお、複合材において所望の性能が得られる限りにおいて、アルミナなどの、元素としてＳｉを含まない粒子も混在させてよい。

（バインダー）
バインダーは、上記セラミックス粒子１００質量部に対してＳｉＯ_２が０〜０．５質量部含む水溶液を使用する。ここでＳｉＯ_２が０質量部の場合の水溶液とは、ＳｉＯ_２を含まない水溶液、すなわち水である。ＳｉＯ_２を含む水溶液とする場合は、ＳｉＯ_２源として市販のコロイダルシリカ、水ガラス等を使用できる。セラミックス粒子１００質量部に対して０．５質量部以下のＳｉＯ_２含有量であれば、複合材としたときの中間相を、Ａｌ及び／又はＭｇを主成分とする酸化物相と、基地相のうち前記酸化物相へ侵入した部分である金属相とを含む形態にすることができる。これは、焼成工程において、セラミックス粒子の表面を覆うＳｉＯ_２のうちの適量が結晶多形の一つであるクリストバライトに変化することがその一因と考えられる。なお、バインダーに含まれるＳｉＯ_２がセラミックス粒子１００質量部に対し０．５質量部を超えると、中間相の厚さが大きくなり、また酸化物相に占めるＳｉＯ_２の割合も大きくなるので、複合材の熱伝導率が低下するので好ましくない。なお、上記バインダーは、複合材として所望の性能を得られる限りにおいて、アルミナや酸化マグネシウムなどＳｉＯ_２以外の物質を含んでもよい。

（アルミニウム合金）
アルミニウム合金は、上記したようにＭｇを含むアルミニウム合金であって、Ａｌ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ系などが適用できる。Ｍｇを含むことで、浸透工程において、セラミックス粒子からなるプリフォームへの溶湯の浸透が容易になり、その結果、セラミックス粒子表面を覆っているＳｉＯ_２からＡｌ−Ｍｇ−Ｏ系酸化物への酸化還元反応も促進されるので好ましい。なお、Ｍｇの含有量としては、１．０〜５．０質量％が好適であり、さらに好ましくは、２．５〜５．０質量％である。また、上記アルミニウム合金は、アルミニウム合金−セラミックス複合材としたときの所望の性能を確保できる限りにおいて、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｎ等の不純物元素を含んでもよい。

以下に、本発明を具体的に実施した例について表１〜３を参照しつつ説明する。

［実施例１］
セラミック粒子は、ＪＩＳ Ｒ ６００１に規定の粒度指数Ｆ８０及びＦ１５０であるＳｉＣを、それぞれ質量比２：１で混合したものを使用した。バインダーには、ＳｉＯ_２を含まない水溶液、すなわち水をＳｉＣ１００ｇあたり６g（ＳｉＣ１００質量部に対し０質量部のＳｉＯ_２）を添加し、５分間混合して混合体を得た。次いでキャビティ形状が縦１００ｍｍ、横５０ｍｍ、深さ５０ｍｍである鋼製の成形型に前記混合体を充填してハンドリングが可能な程度までつき固めて成形後、抜型して成形体を得た。次いで、この成形体を加熱炉に装入して８５０℃で５時間保持した後、１００℃になるまで炉内で冷却後、炉から取出して室温まで放冷して焼成体を得た。

得られた焼成体の表層から５mm角の試験片を採取し、エネルギー分散型Ｘ線分析装置を具えたＳＥＭ（以下、ＳＥＭ−ＥＤＸともいう。）にてＳｉＣの表面を観察して構成元素を分析した結果、ＳｉＣ表面には１０ｎｍの厚さのＳｉＯ_２が存在していた。そこで、Ｘ線回折装置（（株)リガク製、機種名ＳｍａｒｔＬａｂ）にてＳｉＣの表面のＳｉＯ_２を詳細に分析した。回折角（２θ）が５°〜９０°の範囲でＸ線（Ｃｕ−Ｋα）を照射させながら、回折強度が強いピークを示す回折角(２θ)を走査速度２°／分、サンプリング幅０．０２°で測定した（以下、他の実施例、比較例についても同様の方法で測定した。）。その結果、実施例１の焼成体に存在するＳｉＯ_２は、石英ガラス、トリディマイト、及びクリストバライトの３種類の結晶多形からなっており、回折ピークの面積から求めたＳｉＯ_２に占めるクリストバライトの割合は４０質量％であった。

次いで、焼成体を鋼製の浸漬治具に装填し、８５０℃の大気中にて加熱保持による予熱を行った。

アルミニウム合金溶湯（以下、溶湯ともいう。）は質量比でＡｌ−１２％Ｓｉ−３％Ｍｇの成分組成とし、黒鉛るつぼからなる保持炉を使用して溶製し、８００℃に保持した（変動範囲は上下５℃以内とした）。

焼成体は、前記浸漬治具に装填した状態で大気雰囲気において大気中で溶湯に浸漬した。浸漬したプリフォームに溶湯が浸透したことを検知するために、浸漬したプリフォームに質量センサーを取り付けて溶湯の浸透に伴う浮力の変化を計測する方法（例えば、中江秀雄著，「濡れ、その基礎とものづくりへの応用」，産業図書株式会社，２０１１年７月２５日，ｐ．１２０，図９．１５参照。）を採用した（他の実施例と比較例についても同様。）。この検知方法でプリフォーム内に溶湯が浸透したことを確認した後、溶湯が浸透したプリフォームを浸透治具ごと取出し、鋼性の冷却板上で室温まで空冷して、アルミニウム合金−セラミックス複合材を得た。プリフォーム内への溶湯の浸透を検知してからプリフォームを溶湯から引き上げるまでの期間の長さ（以下、浸漬時間ともいう。）は１０分とした。

セラミックス粒子相と基地相の間に介在する中間相の厚さは、得られた複合材を切断し、前述した一連の方法で観察し測定した（他の実施例と比較例についても同様。）。

実施例１の複合材を、ＳＥＭにて２００００〜５００００倍で観察したところ、アルミニウム合金を主体とした基地相と、セラミックス粒子相との間に介在する中間相が観察された。中間相の厚さは１０ｎｍであった。中間相には、酸化物相に基地相から侵入した部分である金属相がネットワーク状をなしており、金属相の隙間を埋めるように酸化物相が配置された様相を呈していた。また、金属相の一部はＳｉＣ粒子まで達しており、金属相とＳｉＣ粒子との接触部分の割合は８０％であった。また、中間相には、中間相の面積に対して０．５％の面積の空隙部が観察された。中間相に含まれる酸化物相の構成元素をＳＥＭ−ＥＤＸで分析すると、ＡｌとＭｇを含む酸化物であり、Ｓｉは検出されなかった。

次に、実施例１の複合材から、直径１０ｍｍ、厚さ３ｍｍの試験片を採取し、室温（２５℃）及び１５０℃における熱伝導率をＸｅフラッシュ熱拡散率測定器（（株)ＮＥＴＺＣＨ社製)を用いて測定した（他の実施例、比較例についても同様。）。その結果、２５℃における熱伝導率は２２０Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃における熱伝導率は１６９Ｗ／（ｍ・Ｋ）（２５℃における熱伝導率の７６．８％に相当）であった。

さらに、実施例１の複合材に、−４０℃で３０分間保持し、次いで１５０℃で３０分間保持するサイクル（温度切り替えに要する時間は３０秒とした。）を５０００回与える耐久試験を行った（他の実施例、比較例についても同様。以下、耐久試験ともいう。）。次いで、直径１０ｍｍ、厚さ３ｍｍ試験片を採取し、室温（２５℃）及び１５０℃における熱伝導率を測定した結果、２５℃では２１８Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃での熱伝導率は１６５Ｗ／（ｍ・Ｋ）（２５℃における熱伝導率の７５．７％に相当）であった。実施例１の複合材の耐久試験前後の熱伝導率は、２５℃においては２Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては４Ｗ／（ｍ・Ｋ）低下しており、（耐久試験前の熱伝導率−耐久試験後の熱伝導率）／耐久試験前の熱伝導率×１００（％）の式で算出される耐久試験による熱伝導率の劣化率（以下、熱伝導率劣化率という場合がある。）は、２５℃においては０．９１％、１５０℃においては２．３７％であった。

［実施例２］
実施例２は、焼成工程においては１１００℃で２時間保持とし、浸漬工程においては浸漬時間を３０分とした以外は、実施例１と同様の方法で複合材を得た。なお、実施例２の焼成体のＳｉＣ粒子の表面には７５ｎｍの厚さのＳｉＯ_２が存在していて、ＳｉＯ_２に占めるクリストバライトの割合は５２質量％であった。

実施例２の複合材を、ＳＥＭにて２００００〜５００００倍で観察したところ、アルミニウム合金を主体とした基地相と、セラミックス粒子相との間に介在する中間相が観察された。中間相の厚さは１００ｎｍであった。中間相には、酸化物相に基地相から侵入した部分である金属相がネットワーク状をなしており、金属相の隙間を埋めるように酸化物相が配置された様相を呈していた。また、金属相の一部はＳｉＣ粒子まで達しており、金属相とＳｉＣ粒子との接触部分の割合は５０％であった。また、中間相には、中間相の面積に対して０．７％の面積の空隙部が観察された。中間相に含まれる酸化物相の構成元素をＳＥＭ−ＥＤＸで分析すると、ＡｌとＭｇを含む酸化物であり、Ｓｉは検出されなかった。

耐久試験前の実施例２の複合材の熱伝導率は、２５℃においては２１７Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては１６８Ｗ／（ｍ・Ｋ）（２５℃における熱伝導率の７７．４％に相当）であった。 耐久試験後の実施例２の複合材の熱伝導率は、２５℃においては２１５Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては１６４Ｗ／（ｍ・Ｋ）（２５℃における熱伝導率の７６．２％に相当）であった。実施例２の複合材の耐久試験前後の熱伝導率は、２５℃においては２Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては４Ｗ／（ｍ・Ｋ）低下しており、熱伝導率劣化率は、２５℃においては０．９２％、１５０℃においては２．３８％であった。

［実施例３］
実施例３は、焼成工程においては１１３０℃で２時間保持とし、浸漬工程においては浸漬時間を２０分とした以外は、実施例１と同様の方法で複合材を得た。なお、実施例３の焼成体のＳｉＣ粒子の表面には１１０ｎｍの厚さのＳｉＯ_２が存在していて、ＳｉＯ_２に占めるクリストバライトの割合は６５質量％であった。

実施例３の複合材を、ＳＥＭにて２００００〜５００００倍で観察したところ、アルミニウム合金を主体とした基地相と、セラミックス粒子相との間に介在する中間相が観察された。中間相の厚さは１２０ｎｍであった。中間相には、酸化物相に基地相から侵入した部分である金属相がネットワーク状をなしており、金属相の隙間を埋めるように酸化物相が配置された様相を呈していた。また、金属相の一部はＳｉＣ粒子まで達しており、金属相とＳｉＣ粒子との接触部分の割合は３５％であった。また中間相には、中間相の面積に対して１．０％の面積の空隙部が観察された。中間相に含まれる酸化物相の構成元素をＳＥＭ-ＥＤＸで分析すると、ＡｌとＭｇを含む酸化物であり、Ｓｉは検出されなかった。

耐久試験前の実施例３の複合材の熱伝導率は、２５℃においては２０８Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては１６１Ｗ／（ｍ・Ｋ）（２５℃における熱伝導率の７７．４％に相当）であった。耐久試験後の実施例４の複合材の熱伝導率は、２５℃においては２０６Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては１５８Ｗ／（ｍ・Ｋ）（２５℃における熱伝導率の７６．６％に相当）であった。実施例３の複合材の耐久試験前後の熱伝導率は、２５℃においては２Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては３Ｗ／（ｍ・Ｋ）低下しており、熱伝導率劣化率は、２５℃においては０．９６％、１５０℃においては１．８６％であった。

［実施例４］
実施例４は、焼成工程においては１３００℃で２時間保持とし、浸漬工程においては浸漬時間を３０分とした以外は、実施例１と同様の方法で複合材を得た。なお、実施例４の焼成体のＳｉＣ粒子の表面には１８０ｎｍの厚さのＳｉＯ_２が存在していて、ＳｉＯ_２に占めるクリストバライトの割合は８０質量％であった。

実施例４の複合材を、ＳＥＭにて２００００〜５００００倍で観察したところ、アルミニウム合金を主体とした基地相と、セラミックス粒子相との間に介在する中間相が観察された。中間相の厚さは２５０ｎｍであった。中間相には、酸化物相に基地相から侵入した部分である金属相がネットワーク状をなしており、金属相の隙間を埋めるように酸化物相が配置された様相を呈していた。また、金属相の一部はＳｉＣ粒子まで達しており、金属相とＳｉＣ粒子との接触部分の割合は１８％であった。また中間相には、中間相の面積に対して２．０％の面積の空隙部が観察された。中間相に含まれる酸化物相の構成元素をＳＥＭ-ＥＤＸで分析すると、ＡｌとＭｇを含む酸化物であり、Ｓｉは検出されなかった。

耐久試験前の実施例４の複合材の熱伝導率は、２５℃においては２０６Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては１５９Ｗ／（ｍ・Ｋ）（２５℃における熱伝導率の７７．２％に相当）であった。耐久試験後の実施例４の複合材の熱伝導率は、２５℃においては２０４Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては１５６Ｗ／（ｍ・Ｋ）（２５℃における熱伝導率の７６．４％に相当）であった。実施例４の複合材の耐久試験前後の熱伝導率は、２５℃においては２Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては３Ｗ／（ｍ・Ｋ）低下しており、熱伝導率劣化率は、２５℃においては０．９７％、１５０℃においては１．８９％であった。

［実施例５］
実施例５は、焼成工程においては１４５０℃で２時間保持とし、浸漬工程においては浸漬時間を３０分とした以外は、実施例１と同様の方法で複合材を得た。なお、実施例５の焼成体のＳｉＣ粒子の表面には３１０ｎｍの厚さのＳｉＯ_２が存在していて、ＳｉＯ_２に占めるクリストバライトの割合は９０質量％であった。

実施例５の複合材を、ＳＥＭにて２００００〜５００００倍で観察したところ、アルミニウム合金を主体とした基地相と、セラミックス粒子相との間に介在する中間相が観察された。中間相の厚さは３８０ｎｍであった。中間相には、酸化物相に基地相から侵入した部分である金属相がネットワーク状をなしており、金属相の隙間を埋めるように酸化物相が配置された様相を呈していた。また、金属相の一部はＳｉＣ粒子まで達しており、金属相とＳｉＣ粒子との接触部分の割合は１４％であった。また、中間相には、中間相の面積に対して２．０％の面積の空隙部が観察された。中間相に含まれる酸化物相の構成元素をＳＥＭ-ＥＤＸで分析すると、ＡｌとＭｇを含む酸化物であり、Ｓｉは検出されなかった。

耐久試験前の実施例５の複合材の熱伝導率は、２５℃においては２００Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては１５４Ｗ／（ｍ・Ｋ）（２５℃における熱伝導率の７７．０％に相当）であった。 耐久試験後の実施例５の複合材の熱伝導率は、２５℃においては１９８Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては１５１Ｗ／（ｍ・Ｋ）（２５℃における熱伝導率の７６．２％に相当）であった。実施例５の複合材の耐久試験前後の熱伝導率は、２５℃においては２Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては３Ｗ／（ｍ・Ｋ）低下しており、熱伝導率劣化率は、２５℃においては１．００％、１５０℃においては１．９５％であった。

［実施例６］
実施例６は、バインダーとしてコロイダルシリカを水で希釈した水溶液を使用し、その添加量はＳｉＣ１００質量部に対し０．４６質量部のＳｉＯ_２となる量とし、焼成工程においては１１３０℃で２時間保持とし、浸漬工程においては浸漬時間を３０分とした以外は、実施例１と同様の方法で複合材を得た。なお、実施例６の焼成体のＳｉＣ粒子の表面には２９０ｎｍの厚さのＳｉＯ_２が存在していて、ＳｉＯ_２に占めるクリストバライトの割合は５０質量％であった。

実施例６の複合材を、ＳＥＭにて２００００〜５００００倍で観察したところ、アルミニウム合金を主体とした基地相とセラミックス粒子相との間に介在する中間相が観察された。中間相の厚さは３５０ｎｍであった。中間相には、酸化物相に基地相から侵入した部分である金属相がネットワーク状をなしており、金属相の隙間を埋めるように酸化物相が配置された様相を呈していた。また、金属相の一部はＳｉＣ粒子まで達しており、金属相とＳｉＣ粒子との接触部分の割合は１０％であった。また、中間相には、中間相の面積に対して１．０％の面積の空隙部が観察された。中間相に含まれる酸化物相の構成元素をＳＥＭ-ＥＤＸで分析すると、ＡｌとＭｇを含む酸化物が主体であったが、５質量％のＳｉも検出された。

耐久試験前の実施例６の複合材の熱伝導率は、２５℃においては２０１Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては１５１Ｗ／（ｍ・Ｋ）（２５℃における熱伝導率の７５．１％に相当）であった。耐久試験後の実施例６の複合材の熱伝導率は、２５℃においては１９８Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては１４８Ｗ／（ｍ・Ｋ）（２５℃における熱伝導率の７４．７％に相当）であった。実施例６の複合材の耐久試験前後の熱伝導率は、２５℃においては３Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては３Ｗ／（ｍ・Ｋ）低下しており、熱伝導率劣化率は、２５℃においては１．４９％、１５０℃においては１．９９％であった。

［参考例７］
参考例７は、バインダーとしてコロイダルシリカを水で希釈した水溶液を使用し、その添加量はＳｉＣ１００質量部に対し０．８０質量部のＳｉＯ_２となる量とし、焼成工程においては１１００℃で２時間保持とし、浸漬工程においては浸漬時間を３０分とした以外は、実施例１と同様の方法で複合材を得た。なお、参考例７の焼成体のＳｉＣ粒子の表面には４２０ｎｍの厚さのＳｉＯ_２が存在していて、ＳｉＯ_２に占めるクリストバライトの割合は４５質量％であった。

参考例７の複合材を、ＳＥＭにて２００００〜５００００倍で観察したところ、アルミニウム合金を主体とした基地相とセラミックス粒子相との間に介在する中間相が観察された。中間相の厚さは４５０ｎｍであった。中間相には、酸化物相に基地相から侵入した部分である金属相がネットワーク状をなしており、金属相の隙間を埋めるように酸化物相が配置された様相を呈していた。なお、金属相はＳｉＣ粒子までは達していなかった。また、中間相には、中間相の面積に対して２．４％の面積の空隙部が観察された。中間相に含まれる酸化物相の構成元素をＳＥＭ-ＥＤＸで分析すると、ＡｌとＭｇを含む酸化物が主体であったが、１０質量％のＳｉも検出された。

耐久試験前の参考例７の複合材の熱伝導率は、２５℃においては１９２Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては１４４Ｗ／（ｍ・Ｋ）（２５℃における熱伝導率の７５．０％に相当）であった。耐久試験後の参考例７の複合材の熱伝導率は、２５℃においては１８８Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては１３８Ｗ／（ｍ・Ｋ）（２５℃における熱伝導率の７３．５％に相当）であった。参考例７の複合材の耐久試験前後の熱伝導率は、２５℃においては４Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては６Ｗ／（ｍ・Ｋ）低下しており、熱伝導率劣化率は、２５℃においては２．０８％、１５０℃においては４．１７％であった。

［比較例１］
比較例１は、バインダーとしてコロイダルシリカの原液を使用し、その添加量はＳｉＣ１００ｇあたり１０g（ＳｉＣ１００質量部に対し２．０質量部のＳｉＯ_２となる量）とし、焼成工程においては１０５０℃で２時間保持とした以外は、実施例１と同様の方法で複合材を得た。なお、比較例１の焼成体のＳｉＣ粒子の表面には１３００ｎｍの厚さのＳｉＯ_２が存在していて、ＳｉＯ_２に占めるクリストバライトの割合は２８質量％であった。

比較例１の複合材を、ＳＥＭにて２００００〜５００００倍で観察したところ、アルミニウム合金を主体とした基地相とセラミックス粒子相との間に介在する中間相が観察された。中間相の厚さは１４５０ｎｍであった。中間相はほぼ酸化物相からなり、基地相から酸化物相に侵入する金属相は観られなかった。また、中間相には、中間相の面積に対して３．１％の面積の空隙部が観察された。中間相に含まれる酸化物相の構成元素をＳＥＭ-ＥＤＸで分析すると、ＡｌとＭｇを含む酸化物が主体であったが、１５質量％のＳｉも検出された。

耐久試験前の比較例１の複合材の熱伝導率は、２５℃においては１７４Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては１２６Ｗ／（ｍ・Ｋ）（２５℃における熱伝導率の７２．４％に相当）であった。耐久試験後の比較例１の複合材の熱伝導率は、２５℃においては１７１Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては１２０Ｗ／（ｍ・Ｋ）（２５℃における熱伝導率の７０．２％に相当）であった。比較例１の複合材の耐久試験前後の熱伝導率は、２５℃においては３Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては６Ｗ／（ｍ・Ｋ）低下しており、熱伝導率劣化率は、２５℃においては１．７３％、１５０℃においては４．７６％であった。

［比較例２］
比較例２は、バインダーとして水ガラス水溶液（富士化学製の２号水ガラスに水を質量比で１：２で希釈したもの）を使用し、その添加量はＳｉＣ１００ｇあたり４．５g（ＳｉＣ１００質量部に対し０．７５質量部のＳｉＯ_２となる量）とし、焼成工程においては８５０℃で２時間保持とし、浸漬工程における浸漬時間を７分とした以外は、実施例１と同様の方法で複合材を得た。なお、比較例２の焼成体のＳｉＣ粒子の表面には１２００ｎｍの厚さのＳｉＯ_２が存在していて、ＳｉＯ_２に占めるクリストバライトの割合は０質量％であった。

比較例２の複合材を、ＳＥＭにて２００００〜５００００倍で観察したところ、アルミニウム合金を主体とした基地相とセラミックス粒子相との間に介在する中間相が観察された。中間相の厚さは１３５０ｎｍであった。中間相はほぼ酸化物相からなり、基地相から酸化物相に侵入する金属相は観られなかった。また、中間相には、中間相の面積に対して２．８％の面積の空隙部が観察された。中間相に含まれる酸化物相の構成元素をＳＥＭ-ＥＤＸで分析すると、ＡｌとＭｇを含む酸化物が主体であったが、２０質量％のＳｉも検出された。

耐久試験前の比較例２の複合材の熱伝導率は、２５℃においては１７８Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては１３１Ｗ／（ｍ・Ｋ）（２５℃における熱伝導率の７３．６％に相当）であった。耐久試験後の比較例２の複合材の熱伝導率は、２５℃においては１７４Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては１２４Ｗ／（ｍ・Ｋ）（２５℃における熱伝導率の７１．３％に相当）であった。比較例２の複合材の耐久試験前後の熱伝導率は、２５℃においては４Ｗ／（ｍ・Ｋ）、１５０℃においては７Ｗ／（ｍ・Ｋ）低下しており、熱伝導率劣化率は、２５℃においては２．２４％、１５０℃においては５．３４％であった。

１（１１） セラミックス粒子相
２（１２） 基地相
３（１３） 中間相
３ａ（１３ａ） 酸化物相
３ｂ（１３ｂ） 金属相
３ｃ 空隙部
４ 接触部分
５ 外縁線
１２ａ アルミニウム合金母相
１２ｂ 共晶Ｓｉ相
ａ１，ａ２ 酸化物相の外縁端部

Claims (6)

1. Ａｌ及びＭｇを含むアルミニウム合金を主体とした基地相と、前記基地相に分散した、元素として少なくともＳｉを含む炭化物系、酸化物系又は窒化物系のうちのいずれか１種以上からなるセラミックス粒子相と、前記基地相と前記セラミックス粒子相との間に介在する中間相とを有し、前記中間相は、Ａｌ及び／又はＭｇを主成分とする酸化物相と、前記基地相のうち前記酸化物相へ侵入した部分である金属相とを含み、前記金属相の少なくとも一部は、前記セラミックス粒子相に接触していることを特徴とするアルミニウム合金−セラミックス複合材。
2. 前記酸化物相に含まれる元素としてのＳｉが前記酸化物相に対して１０質量％以下である請求項１に記載のアルミニウム−セラミックス複合材。
3. 前記金属相はネットワーク状をなしており、前記酸化物相は、前記金属相の隙間を埋めるように配置されている請求項１又は２に記載のアルミニウム合金―セラミックス複合材。
4. 前記複合材の任意の切断面において、前記金属相が前記セラミックス粒子相に接触している長さが前記セラミックス粒子相の周長に対して１０％以上である請求項１乃至３のいずれかに記載のアルミニウム合金―セラミックス複合材。
5. 前記複合材の任意の切断面において、前記酸化物相の外縁を滑らかに結んだ仮想線と前記セラミックス粒子相の外周との間に挟まれた領域である前記中間相の厚さが４００ｎｍ以下である請求項１乃至４のいずれかに記載のアルミニウム合金―セラミックス複合材。
6. 前記複合材の任意の切断面において、前記中間相は、前記酸化物相の外縁を滑らかに結んだ仮想線と前記セラミックス粒子相の外周との間に挟まれた領域である前記中間相の面積に対して２．５％以下の面積の空隙部を含む請求項１乃至５のいずれかに記載のアルミニウム合金―セラミックス複合材。

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