JPH0733567A - 非酸化物系セラミック溶射皮膜を有する炭素材料およびその製造方法 - Google Patents
非酸化物系セラミック溶射皮膜を有する炭素材料およびその製造方法Info
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- JPH0733567A JPH0733567A JP18152493A JP18152493A JPH0733567A JP H0733567 A JPH0733567 A JP H0733567A JP 18152493 A JP18152493 A JP 18152493A JP 18152493 A JP18152493 A JP 18152493A JP H0733567 A JPH0733567 A JP H0733567A
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- C04B41/45—Coating or impregnating, e.g. injection in masonry, partial coating of green or fired ceramics, organic coating compositions for adhering together two concrete elements
- C04B41/50—Coating or impregnating, e.g. injection in masonry, partial coating of green or fired ceramics, organic coating compositions for adhering together two concrete elements with inorganic materials
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 窒化物および炭化物単体が保有する優れた機
能を、窒化物または炭化物のセラミック溶射皮膜によっ
て付与した炭素材料およびその有利な製造方法について
提案する。 【構成】 粒径が0.01〜１μｍの窒化物または炭化物の
微粒子を凝集させて形成した、粒径が３〜50μｍの２次
擬似粒子を用いるプラズマ溶射法によって、炭素材料の
表面に直接、非酸化物系のセラミックを溶射被覆し、さ
らにその上に金属・合金および酸化物系, 非酸化物系の
セラミックスの少なくとも１層即ち、を溶射被覆して積
層する。
能を、窒化物または炭化物のセラミック溶射皮膜によっ
て付与した炭素材料およびその有利な製造方法について
提案する。 【構成】 粒径が0.01〜１μｍの窒化物または炭化物の
微粒子を凝集させて形成した、粒径が３〜50μｍの２次
擬似粒子を用いるプラズマ溶射法によって、炭素材料の
表面に直接、非酸化物系のセラミックを溶射被覆し、さ
らにその上に金属・合金および酸化物系, 非酸化物系の
セラミックスの少なくとも１層即ち、を溶射被覆して積
層する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、例えば焼結炭素製の各
種ロール類、金属およびガラス質溶解用坩堝、各種電池
や電解用の電極、飛翔体構造材、そして発熱体および熱
処理用材に供される、耐熱性や耐摩耗性に優れる窒化物
または炭化物による非酸化物系セラミック溶射皮膜を有
する炭素材料に関するものである。
種ロール類、金属およびガラス質溶解用坩堝、各種電池
や電解用の電極、飛翔体構造材、そして発熱体および熱
処理用材に供される、耐熱性や耐摩耗性に優れる窒化物
または炭化物による非酸化物系セラミック溶射皮膜を有
する炭素材料に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】炭素製品は、軽量でかつ化学的および熱
的安定性に優れ、非金属でありながら熱や電気伝導性に
優れる他、とくに繊維状に加工した製品は、高温環境下
において鋼鉄にも勝る機械的強度を有することから、化
学、繊維、高分子、金属精錬、窯業などの先端工業分野
で広く採用されている。しかし、一方でこの炭素製品
は、耐摩耗性に乏しく、かつ金属との接合力が低いとい
う欠点があり、そのために他の材料との複合化による欠
点の除去が不可欠であった。
的安定性に優れ、非金属でありながら熱や電気伝導性に
優れる他、とくに繊維状に加工した製品は、高温環境下
において鋼鉄にも勝る機械的強度を有することから、化
学、繊維、高分子、金属精錬、窯業などの先端工業分野
で広く採用されている。しかし、一方でこの炭素製品
は、耐摩耗性に乏しく、かつ金属との接合力が低いとい
う欠点があり、そのために他の材料との複合化による欠
点の除去が不可欠であった。
【０００３】従来、炭素製品に見られる上述した欠点を
克服する手段として、炭素と、高分子あるいは金属など
の異種材料との複合化が一般的であり、最近では、電気
めっき法、化学めっき法、物理的蒸着法（ＰＶＤ法）、
化学的蒸着法（ＣＶＤ法）、溶射法などによる金属被覆
法が注目されている。しかしながら、現在までのとこ
ろ、電気めっき法、化学めっき法、ＰＶＤ法、ＣＶＤ法
は、製品の形状や寸法によっては制約があり、また得ら
れる被覆層が比較的薄いことから、皮膜としての機能を
十分に発揮する被覆層が得られていない。
克服する手段として、炭素と、高分子あるいは金属など
の異種材料との複合化が一般的であり、最近では、電気
めっき法、化学めっき法、物理的蒸着法（ＰＶＤ法）、
化学的蒸着法（ＣＶＤ法）、溶射法などによる金属被覆
法が注目されている。しかしながら、現在までのとこ
ろ、電気めっき法、化学めっき法、ＰＶＤ法、ＣＶＤ法
は、製品の形状や寸法によっては制約があり、また得ら
れる被覆層が比較的薄いことから、皮膜としての機能を
十分に発揮する被覆層が得られていない。
【０００４】これに対して、被覆層を溶射法によって形
成する方法は、製品の形状や大きさによる制限が少な
く、他の被覆法に比べて被覆層を厚くできる点で有利で
ある。例えば、特開昭60−221591号公報に記載された方
法は、正にこのような利点に着目し、炭素電極の集電部
接触面に、溶射法によって金属層を形成させることにつ
いて提案している。すなわち、Sn, Pb, Zn, Cu, Ag, A
l, Ni, Fe, ステンレス鋼，黄銅，青銅，モネルメタル
などを溶射材料として、これらのいずれか一種を、電気
溶線式溶射法により溶射被覆して炭素電極を制作すると
ころにある。ただし、この技術は、プラズマ溶射法や爆
発溶射法を利用する場合、炭素製品が溶射熱源によって
酸化されたり破壊されるため、好ましくないという問題
点があった。
成する方法は、製品の形状や大きさによる制限が少な
く、他の被覆法に比べて被覆層を厚くできる点で有利で
ある。例えば、特開昭60−221591号公報に記載された方
法は、正にこのような利点に着目し、炭素電極の集電部
接触面に、溶射法によって金属層を形成させることにつ
いて提案している。すなわち、Sn, Pb, Zn, Cu, Ag, A
l, Ni, Fe, ステンレス鋼，黄銅，青銅，モネルメタル
などを溶射材料として、これらのいずれか一種を、電気
溶線式溶射法により溶射被覆して炭素電極を制作すると
ころにある。ただし、この技術は、プラズマ溶射法や爆
発溶射法を利用する場合、炭素製品が溶射熱源によって
酸化されたり破壊されるため、好ましくないという問題
点があった。
【０００５】さらに、上記電気溶線式溶射法により、炭
素材表面に金属を溶射する方法については、溶射材料が
線材に加工し得る軟らかい金属に限定され、いわゆる炭
素との接合に適した金属の使用ができない場合があり、
また、この従来技術が推奨する溶射金属は、炭素との接
合強度が弱く、しかも電気溶線式溶射法であるから、被
覆加工速度が遅く、かつ作業能率が悪い、という問題が
あった。
素材表面に金属を溶射する方法については、溶射材料が
線材に加工し得る軟らかい金属に限定され、いわゆる炭
素との接合に適した金属の使用ができない場合があり、
また、この従来技術が推奨する溶射金属は、炭素との接
合強度が弱く、しかも電気溶線式溶射法であるから、被
覆加工速度が遅く、かつ作業能率が悪い、という問題が
あった。
【０００６】炭素材上への溶射被覆層の形成に関する技
術としては、そのほかにも、特開昭60−224771号、特開
平４−59978 号、同４−139084号各公報に、まず金属被
覆層を形成させた後、その上にセラミック層を施工する
手法が開示されている。
術としては、そのほかにも、特開昭60−224771号、特開
平４−59978 号、同４−139084号各公報に、まず金属被
覆層を形成させた後、その上にセラミック層を施工する
手法が開示されている。
【０００７】また、炭素材に直接セラミックスを溶射被
覆して、炭素材の環境成分との反応を防止したり、溶融
金属との直接反応を防止する技術として、特開昭50−55
540号、同58−37171 号、同62−113782号および特開平
１−145386号各公報がある。
覆して、炭素材の環境成分との反応を防止したり、溶融
金属との直接反応を防止する技術として、特開昭50−55
540号、同58−37171 号、同62−113782号および特開平
１−145386号各公報がある。
【０００８】これらの従来技術においては、アンダーコ
ートとして、金属溶射被覆層を形成したものでは、大気
中で700 ℃以上の高温状態に曝した場合、金属被覆層が
酸化して炭素材や上層部のセラミック被覆層との結合力
が消失して被覆層全体が剥離したり破損することが問題
となる。
ートとして、金属溶射被覆層を形成したものでは、大気
中で700 ℃以上の高温状態に曝した場合、金属被覆層が
酸化して炭素材や上層部のセラミック被覆層との結合力
が消失して被覆層全体が剥離したり破損することが問題
となる。
【０００９】さらに、不活性ガス雰囲気中や真空中で60
0 ℃以上の温度に加熱されると、アンダーコート金属と
炭素材が反応して金属炭化物に変化する結果、温度低下
の際に被覆層が炭素母材から剥離あるいは破損する現象
が生じるため、その改善が強く望まれている。
0 ℃以上の温度に加熱されると、アンダーコート金属と
炭素材が反応して金属炭化物に変化する結果、温度低下
の際に被覆層が炭素母材から剥離あるいは破損する現象
が生じるため、その改善が強く望まれている。
【００１０】以上のような問題点を解決するため、炭素
材中に特定金属を添加後に熱処理を施して金属化合物を
形成した後、酸化物セラミックス（Al2O3, SiO2, MgO）
を溶射する方法（特開昭58−64287 号公報参照）あるい
は炭素製品の表面に金属珪素を溶射した後、これを熱処
理にて炭化珪素に変化させる方法（特開昭61−30657号
公報参照）などが提案されている。
材中に特定金属を添加後に熱処理を施して金属化合物を
形成した後、酸化物セラミックス（Al2O3, SiO2, MgO）
を溶射する方法（特開昭58−64287 号公報参照）あるい
は炭素製品の表面に金属珪素を溶射した後、これを熱処
理にて炭化珪素に変化させる方法（特開昭61−30657号
公報参照）などが提案されている。
【００１１】しかしながら、上記の技術は熱処理工程を
余分に行うことが必須となる他、適用可能な被覆材料が
限定され、さらに生産コストの上昇をまねくばかりか、
その被覆性能も十分とはいえない。
余分に行うことが必須となる他、適用可能な被覆材料が
限定され、さらに生産コストの上昇をまねくばかりか、
その被覆性能も十分とはいえない。
【００１２】このような状況に鑑み、発明者らは、先に
特開平５−70268 号公報において、炭素に対する線膨張
係数比が0.73〜1.44の範囲にあるとともに、炭素との化
学的親和力の大きい金属、例えばCr，Ti，Ｖ，Ｗ，Mo，
Zr，Nb，Taなどの金属を溶射被覆し、必要に応じて、そ
の上に各種セラミックス溶射被覆層を形成させる技術を
提案した。この技術によれば、600 ℃以下の温度雰囲気
であれば、炭素材の耐摩耗性向上に大きな効果が認めら
れた。しかし、600 ℃をこえる不活性ガス雰囲気中や真
空中で長時間使用すると、炭素材と金属被覆層が反応し
て炭化物に変化して、金属被覆層と炭素材との結合力あ
るいは金属被覆層とその上に形成された被覆層との結合
力が消失し、いずれの場合にも被覆層が剥離する欠点が
あるため、専ら600 ℃以下の条件で使用せざるを得ない
状況にある。
特開平５−70268 号公報において、炭素に対する線膨張
係数比が0.73〜1.44の範囲にあるとともに、炭素との化
学的親和力の大きい金属、例えばCr，Ti，Ｖ，Ｗ，Mo，
Zr，Nb，Taなどの金属を溶射被覆し、必要に応じて、そ
の上に各種セラミックス溶射被覆層を形成させる技術を
提案した。この技術によれば、600 ℃以下の温度雰囲気
であれば、炭素材の耐摩耗性向上に大きな効果が認めら
れた。しかし、600 ℃をこえる不活性ガス雰囲気中や真
空中で長時間使用すると、炭素材と金属被覆層が反応し
て炭化物に変化して、金属被覆層と炭素材との結合力あ
るいは金属被覆層とその上に形成された被覆層との結合
力が消失し、いずれの場合にも被覆層が剥離する欠点が
あるため、専ら600 ℃以下の条件で使用せざるを得ない
状況にある。
【００１３】ところで、以上に示した従来技術において
適用されている溶射材料は、金属（合金）または酸化物
系セラミックスに限定されている。僅かに、特開昭61−
30657 号公報に、炭化珪素を被覆した炭素製品が示され
ているが、これも金属珪素を溶射した後、これを熱処理
によって炭化物に変化させたものであり、直接溶射被覆
したものではない。
適用されている溶射材料は、金属（合金）または酸化物
系セラミックスに限定されている。僅かに、特開昭61−
30657 号公報に、炭化珪素を被覆した炭素製品が示され
ているが、これも金属珪素を溶射した後、これを熱処理
によって炭化物に変化させたものであり、直接溶射被覆
したものではない。
【００１４】このように、溶射材料が金属または酸化物
系セラミックスに限定されているのは、これらの材料が
明確な融点を有するため、溶射法による成膜が容易であ
るからである。
系セラミックスに限定されているのは、これらの材料が
明確な融点を有するため、溶射法による成膜が容易であ
るからである。
【００１５】これに対して、窒化物および炭化物系セラ
ミックスは、耐摩耗性や耐溶融金属性などの諸特性に優
れているが、大気中で溶射すると明瞭な融点を示さない
ばかりか、高温の溶射環境において熱分解したり酸化物
に変化しやすい欠点がある。このため、これらのセラミ
ック類の大気溶射皮膜は、たとえ成膜されたとしても多
孔質で酸化物や分解生成物を含み、かつ母材との密着性
に乏しく、実用に耐えない皮膜しか形成することができ
ない。
ミックスは、耐摩耗性や耐溶融金属性などの諸特性に優
れているが、大気中で溶射すると明瞭な融点を示さない
ばかりか、高温の溶射環境において熱分解したり酸化物
に変化しやすい欠点がある。このため、これらのセラミ
ック類の大気溶射皮膜は、たとえ成膜されたとしても多
孔質で酸化物や分解生成物を含み、かつ母材との密着性
に乏しく、実用に耐えない皮膜しか形成することができ
ない。
【００１６】ここで、窒化物および炭化物の融点を例示
すると、窒化物では、TiN:2900〜3220℃、VN: 2050〜23
60℃、NbN:2050℃、TaN:2980〜3360℃、HfN:3300〜3307
℃、ZrN:2930〜2980℃、AlN:2200〜2300℃、BN: 2720〜
3000℃、Si3N4:1900℃、CrN:1500℃および炭化物では、
TiC:3180〜3250℃、ZrC:3175〜3540℃、HfC:3885〜3890
℃、VC: 2810〜2865℃、TaC:3740〜3880℃、NbC:3500〜
3800℃、WC: 2627〜2900℃、B4C:2350〜2470℃、SiC:22
00〜2700℃、Cr3C2:1895℃、Cr7C3:1895℃というよう
に、金属のような明確な融点を示すものは少なく、また
熱伝導率は、窒化物：0.004 〜0.07および炭化物：0.01
〜0.1 の範囲にあり、金属に比較すると非常に小さい。
一方、硬さは、窒化物：1060〜3260kgf/mm2 および炭化
物：1800〜3700kgf/mm2 の範囲にあり、金属に比較して
非常に硬い特徴がある。
すると、窒化物では、TiN:2900〜3220℃、VN: 2050〜23
60℃、NbN:2050℃、TaN:2980〜3360℃、HfN:3300〜3307
℃、ZrN:2930〜2980℃、AlN:2200〜2300℃、BN: 2720〜
3000℃、Si3N4:1900℃、CrN:1500℃および炭化物では、
TiC:3180〜3250℃、ZrC:3175〜3540℃、HfC:3885〜3890
℃、VC: 2810〜2865℃、TaC:3740〜3880℃、NbC:3500〜
3800℃、WC: 2627〜2900℃、B4C:2350〜2470℃、SiC:22
00〜2700℃、Cr3C2:1895℃、Cr7C3:1895℃というよう
に、金属のような明確な融点を示すものは少なく、また
熱伝導率は、窒化物：0.004 〜0.07および炭化物：0.01
〜0.1 の範囲にあり、金属に比較すると非常に小さい。
一方、硬さは、窒化物：1060〜3260kgf/mm2 および炭化
物：1800〜3700kgf/mm2 の範囲にあり、金属に比較して
非常に硬い特徴がある。
【００１７】このような物性を有する窒化物および炭化
物の粒子が、高温のプラズマ環境中に導入されたとき、
粒子の表面は急激に加熱されるが、その中心部は熱伝導
率が低く昇温が緩やかとなるため、大きな温度差が発生
する。すなわち、粒子の表面は溶融と同時に分解状態に
あるにも拘らず、中心部では昇温が緩やかであるため、
硬い状態にある。また、溶射環境としてのプラズマは高
温である上、１〜２マッハ程度の速度を有しているた
め、粒子の滞留時間が短く、現在市販されている10〜50
μｍ径の窒化物および炭化物の粒子では、その中心部を
完全に溶融状態にすることができない。
物の粒子が、高温のプラズマ環境中に導入されたとき、
粒子の表面は急激に加熱されるが、その中心部は熱伝導
率が低く昇温が緩やかとなるため、大きな温度差が発生
する。すなわち、粒子の表面は溶融と同時に分解状態に
あるにも拘らず、中心部では昇温が緩やかであるため、
硬い状態にある。また、溶射環境としてのプラズマは高
温である上、１〜２マッハ程度の速度を有しているた
め、粒子の滞留時間が短く、現在市販されている10〜50
μｍ径の窒化物および炭化物の粒子では、その中心部を
完全に溶融状態にすることができない。
【００１８】以上のような状態の窒化物および炭化物の
粒子が、被処理体表面に吹き付けられると、被処理体表
面がブラストされるだけとなり、皮膜を形成することは
できない。なお、窒化物および炭化物粒子を１μｍ以下
の微細粉状態としただけでは、粒子同士が凝集し合っ
て、その流動性を損なうため、溶射装置への安定した供
給が不可能となる上、たとえ粒子をプラズマ中へ導入で
きたとしても、直にプラズマの周辺部に飛散したり分解
するため、溶射皮膜を形成することはできない。このよ
うに、窒化物あるいは炭化物単体では直接成膜が不可能
であるため、実際には、金属成分を添加したサーメット
状態とし、金属成分の溶融現象を利用して成膜させてい
る。ちなみに、窒化物セラミックスは、金属成分を混入
させても、良質の皮膜が得られないため、サーメットと
しても実現されていない。
粒子が、被処理体表面に吹き付けられると、被処理体表
面がブラストされるだけとなり、皮膜を形成することは
できない。なお、窒化物および炭化物粒子を１μｍ以下
の微細粉状態としただけでは、粒子同士が凝集し合っ
て、その流動性を損なうため、溶射装置への安定した供
給が不可能となる上、たとえ粒子をプラズマ中へ導入で
きたとしても、直にプラズマの周辺部に飛散したり分解
するため、溶射皮膜を形成することはできない。このよ
うに、窒化物あるいは炭化物単体では直接成膜が不可能
であるため、実際には、金属成分を添加したサーメット
状態とし、金属成分の溶融現象を利用して成膜させてい
る。ちなみに、窒化物セラミックスは、金属成分を混入
させても、良質の皮膜が得られないため、サーメットと
しても実現されていない。
【００１９】
【発明が解決しようとする課題】以上のような現状にあ
るため、窒化物および炭化物が保有する優れた耐摩耗
性、耐溶融金属性、耐溶融ガラス性、耐汚染性、耐環境
遮断性、耐酸化性などを炭素材に付与することができな
いのである。本発明の目的は、窒化物および炭化物単体
が保有する優れた機能を、窒化物または炭化物のセラミ
ック溶射皮膜によって付与した炭素材料およびその有利
な製造方法について提案することにある。
るため、窒化物および炭化物が保有する優れた耐摩耗
性、耐溶融金属性、耐溶融ガラス性、耐汚染性、耐環境
遮断性、耐酸化性などを炭素材に付与することができな
いのである。本発明の目的は、窒化物および炭化物単体
が保有する優れた機能を、窒化物または炭化物のセラミ
ック溶射皮膜によって付与した炭素材料およびその有利
な製造方法について提案することにある。
【００２０】
【課題を解決するための手段】発明者らは、窒化物およ
び炭化物系セラックス溶射皮膜が、金属成分とのサーメ
ット状態にあることを改善し、文字通り100 ％窒化物あ
るいは100 ％炭化物溶射皮膜を被覆した炭素材料を提供
するため、以下の検討を経て、本発明を完成するに到っ
た。
び炭化物系セラックス溶射皮膜が、金属成分とのサーメ
ット状態にあることを改善し、文字通り100 ％窒化物あ
るいは100 ％炭化物溶射皮膜を被覆した炭素材料を提供
するため、以下の検討を経て、本発明を完成するに到っ
た。
【００２１】まず、従来の窒化物および炭化物系サーメ
ット溶射粉末材料（市販品）を詳細に調査すると、これ
らの材料は、微粒子（５〜10μｍ）の窒化物あるいは炭
化物に、次のような各種方法(1) 〜(4) にてNi、Crある
いはCoなどの金属を混合あるいは焼結状態で一体化させ
ている。 (1) 窒化物あるいは炭化物粒子に金属粒子を機械的に混
合した後、10〜50μｍの粒径に調整 (2) 窒化物あるいは炭化物粒子を化学めっき法によって
被覆した後、10〜50μｍの粒径に調整 (3) 窒化物あるいは炭化物粒子と金属粒子を機械的に混
合した後、高温状態で加圧焼結し、これを機械的に粉砕
し、10〜50μｍの粒径に調整 (4) 上記(1) 〜(3) の手法を適宜組み合わせる
ット溶射粉末材料（市販品）を詳細に調査すると、これ
らの材料は、微粒子（５〜10μｍ）の窒化物あるいは炭
化物に、次のような各種方法(1) 〜(4) にてNi、Crある
いはCoなどの金属を混合あるいは焼結状態で一体化させ
ている。 (1) 窒化物あるいは炭化物粒子に金属粒子を機械的に混
合した後、10〜50μｍの粒径に調整 (2) 窒化物あるいは炭化物粒子を化学めっき法によって
被覆した後、10〜50μｍの粒径に調整 (3) 窒化物あるいは炭化物粒子と金属粒子を機械的に混
合した後、高温状態で加圧焼結し、これを機械的に粉砕
し、10〜50μｍの粒径に調整 (4) 上記(1) 〜(3) の手法を適宜組み合わせる
【００２２】以上の手法に従って調整された溶射粉末材
料は、高温の溶射環境中で金属成分のみが軟化したり溶
融すれば成膜が可能であるため、窒化物や炭化物粒子
は、硬い固体状態であっても成膜可能である利点があ
る。しかし、溶射粉末粒子に含まれている金属成分量
は、６〜50wt％に達しているため、窒化物や炭化物が保
有している有用な機能は、金属成分の存在によって相当
削減されている。例えば、高温状態において、金属成分
は酸化されやすく、また金属成分は窒化物や炭化物に対
して、電気的に常に卑な状態にあるため、海水、工業用
水はもとより、弱酸性や弱アルカリ性環境下に置かれる
と、電気化学的に溶解が促進されるため、折角優れた耐
食性を有する窒化物や炭化物を用いても、その機能は発
揮できない。
料は、高温の溶射環境中で金属成分のみが軟化したり溶
融すれば成膜が可能であるため、窒化物や炭化物粒子
は、硬い固体状態であっても成膜可能である利点があ
る。しかし、溶射粉末粒子に含まれている金属成分量
は、６〜50wt％に達しているため、窒化物や炭化物が保
有している有用な機能は、金属成分の存在によって相当
削減されている。例えば、高温状態において、金属成分
は酸化されやすく、また金属成分は窒化物や炭化物に対
して、電気的に常に卑な状態にあるため、海水、工業用
水はもとより、弱酸性や弱アルカリ性環境下に置かれる
と、電気化学的に溶解が促進されるため、折角優れた耐
食性を有する窒化物や炭化物を用いても、その機能は発
揮できない。
【００２３】また、皮膜中の金属成分が雰囲気中の炭素
成分と反応（浸炭）したり、溶融金属や溶融ガラスと選
択的に結合するなどの金属成分の消耗による皮膜を構成
する堆積粒子の局部脱落、さらに脱落粒子による接触摩
耗部の異常損耗の発生など、幾多の問題点となってい
る。
成分と反応（浸炭）したり、溶融金属や溶融ガラスと選
択的に結合するなどの金属成分の消耗による皮膜を構成
する堆積粒子の局部脱落、さらに脱落粒子による接触摩
耗部の異常損耗の発生など、幾多の問題点となってい
る。
【００２４】そこで、本発明において、以上のような事
情に鑑み、金属成分を含まない窒化物および炭化物をア
ンダーコートとして溶射被覆した炭素材料を実現した。
すなわち、本発明は、炭素材料の表面に、窒化物または
炭化物のセラミック溶射皮膜を被覆し、さらに必要に応
じ、いずれかの金属または合金あるいは酸化物系セラミ
ックスの単層もしくはそれらの組合わせにかかる複数層
のオーバーコート層を設けてなることを特徴とする非酸
化物系セラミック溶射皮膜を有する炭素材料である。こ
こで、セラミック溶射皮膜には、TiN, HfN, NbN, TaN,
VN, ZrN, CrN, Si3N 4, NbC, TiC, Cr3C2, TaC, WC, Hf
C, ZrC, VC またはB4C の１種またはそれらの混合物の
層よりなるものが有利に適合する。
情に鑑み、金属成分を含まない窒化物および炭化物をア
ンダーコートとして溶射被覆した炭素材料を実現した。
すなわち、本発明は、炭素材料の表面に、窒化物または
炭化物のセラミック溶射皮膜を被覆し、さらに必要に応
じ、いずれかの金属または合金あるいは酸化物系セラミ
ックスの単層もしくはそれらの組合わせにかかる複数層
のオーバーコート層を設けてなることを特徴とする非酸
化物系セラミック溶射皮膜を有する炭素材料である。こ
こで、セラミック溶射皮膜には、TiN, HfN, NbN, TaN,
VN, ZrN, CrN, Si3N 4, NbC, TiC, Cr3C2, TaC, WC, Hf
C, ZrC, VC またはB4C の１種またはそれらの混合物の
層よりなるものが有利に適合する。
【００２５】また、上記炭素材料は、粒径が0.01〜１μ
ｍの窒化物または炭化物の１次微粒子を集めて形成し
た、粒径が３〜50μｍの２次粒子, 即ち、擬似粒子を用
いるプラズマ溶射法によって、炭素材料の表面に直接、
非酸化物系セラミック溶射皮膜を形成することを特徴と
する方法によって製造することができる。
ｍの窒化物または炭化物の１次微粒子を集めて形成し
た、粒径が３〜50μｍの２次粒子, 即ち、擬似粒子を用
いるプラズマ溶射法によって、炭素材料の表面に直接、
非酸化物系セラミック溶射皮膜を形成することを特徴と
する方法によって製造することができる。
【００２６】
【作用】一般に、窒化物および炭化物は硬く、高融点で
あるとともに、分解点との温度差が小さいため、安定し
た溶融状態を呈することがない。その上、大気中では酸
化され易い欠点がある。また、熱伝導率は金属に比較し
て小さいなどの特徴がある。
あるとともに、分解点との温度差が小さいため、安定し
た溶融状態を呈することがない。その上、大気中では酸
化され易い欠点がある。また、熱伝導率は金属に比較し
て小さいなどの特徴がある。
【００２７】本発明の溶射粒子は、窒化物および炭化物
の不利となる性質を解消するため、窒化物または炭化物
を0.01〜１μｍの微粒子（以下、１次粒子という）と
し、この１次粒子を集めて、例えば酢酸ビニルなどの有
機質バインダーを介して、５〜50μｍ径のものに凝集さ
せて得た擬似粒子（以下、２次粒子という）にする。そ
して、この２次粒子を用いて、プラズマ溶射被覆を行
う。
の不利となる性質を解消するため、窒化物または炭化物
を0.01〜１μｍの微粒子（以下、１次粒子という）と
し、この１次粒子を集めて、例えば酢酸ビニルなどの有
機質バインダーを介して、５〜50μｍ径のものに凝集さ
せて得た擬似粒子（以下、２次粒子という）にする。そ
して、この２次粒子を用いて、プラズマ溶射被覆を行
う。
【００２８】すなわち、２次粒子をプラズマ中に導入す
ると、その最表面部の１次粒子は加熱によって直ちに軟
化、分解するものの、その内部に充填されている１次粒
子は、雰囲気のガス成分に遮断されているため、単に軟
化したり溶融するだけに止まって、被処理体に衝突する
ため、成膜率が高くなるのである。
ると、その最表面部の１次粒子は加熱によって直ちに軟
化、分解するものの、その内部に充填されている１次粒
子は、雰囲気のガス成分に遮断されているため、単に軟
化したり溶融するだけに止まって、被処理体に衝突する
ため、成膜率が高くなるのである。
【００２９】なお、有機質バインダーで調整した粒子の
径が５μｍ未満であると、熱分解する割合が多く、また
50μｍをこえる場合には、中心部が十分昇温しないた
め、良質の皮膜が得られない。
径が５μｍ未満であると、熱分解する割合が多く、また
50μｍをこえる場合には、中心部が十分昇温しないた
め、良質の皮膜が得られない。
【００３０】ここで、被処理体の材質面から、従来の溶
射粉末材料と、これによって形成される皮膜物性の特徴
を整理すると、次の通りである。 (1) 窒化物および炭化物の溶射粉末粒子は、微細粒子か
ら構成されているとはいえ、基本的には硬く、また溶射
環境中において軟化状態になるとはいえ、金属粒子に比
べて数段硬いため、高速度で被処理体表面へ衝突した
際、衝突部が微小破壊される。このため、衝突した溶射
粒子が強固に付着することができず、容易に脱落するた
め、付着効率が低く、たとえ皮膜形成したとしても、そ
の皮膜の密着力は低い。 (2) 溶射皮膜は、溶射粒子の堆積によって形成される
が、上記(1) のような現象が存在すると、溶射粒子の衝
突エネルギーの熱エネルギーへの転換が十分に行われな
いため、粒子間結合力の弱い皮膜しか形成されない。 (3) 上記(1) の現象は、被処理体の硬さによって異な
り、硬い材質ほど溶射粒子の衝突による影響が少ない傾
向にある。このため、従来技術においては、硬質の溶射
材料を用いて成膜する場合には、被処理体に硬さの高い
ものを選択していた。 (4) 溶射皮膜の密着性は、成膜と被処理体の熱膨張係数
差の影響を強く受ける。すなわち、成膜時の温度変化あ
るいは溶射製品の使用環境中における温度変化などを受
けると、両者の熱膨張係数差が界面の剪断応力となって
作用するため、その差が大きい場合には皮膜は容易に剥
離する。
射粉末材料と、これによって形成される皮膜物性の特徴
を整理すると、次の通りである。 (1) 窒化物および炭化物の溶射粉末粒子は、微細粒子か
ら構成されているとはいえ、基本的には硬く、また溶射
環境中において軟化状態になるとはいえ、金属粒子に比
べて数段硬いため、高速度で被処理体表面へ衝突した
際、衝突部が微小破壊される。このため、衝突した溶射
粒子が強固に付着することができず、容易に脱落するた
め、付着効率が低く、たとえ皮膜形成したとしても、そ
の皮膜の密着力は低い。 (2) 溶射皮膜は、溶射粒子の堆積によって形成される
が、上記(1) のような現象が存在すると、溶射粒子の衝
突エネルギーの熱エネルギーへの転換が十分に行われな
いため、粒子間結合力の弱い皮膜しか形成されない。 (3) 上記(1) の現象は、被処理体の硬さによって異な
り、硬い材質ほど溶射粒子の衝突による影響が少ない傾
向にある。このため、従来技術においては、硬質の溶射
材料を用いて成膜する場合には、被処理体に硬さの高い
ものを選択していた。 (4) 溶射皮膜の密着性は、成膜と被処理体の熱膨張係数
差の影響を強く受ける。すなわち、成膜時の温度変化あ
るいは溶射製品の使用環境中における温度変化などを受
けると、両者の熱膨張係数差が界面の剪断応力となって
作用するため、その差が大きい場合には皮膜は容易に剥
離する。
【００３１】上記(3) に関して、本発明で用いる溶射材
料については、プラズマ溶射環境中で加熱された際に、
粒子の表面に位置する１次粒子が分解したり酸化するも
のの、粒子内部への熱伝達が早いため、粒子全体として
は軟化して皮膜の形成が可能になる。従って、軟質かつ
粒子間結合力の弱い炭素材料に対しても良好な皮膜を形
成させることが可能である。例えば、炭素鋼(SS400) は
もとより、Al,Ti,Cuおよびその合金、炭素およびその複
合材などへも容易に成膜できる。
料については、プラズマ溶射環境中で加熱された際に、
粒子の表面に位置する１次粒子が分解したり酸化するも
のの、粒子内部への熱伝達が早いため、粒子全体として
は軟化して皮膜の形成が可能になる。従って、軟質かつ
粒子間結合力の弱い炭素材料に対しても良好な皮膜を形
成させることが可能である。例えば、炭素鋼(SS400) は
もとより、Al,Ti,Cuおよびその合金、炭素およびその複
合材などへも容易に成膜できる。
【００３２】上記(4) に関して、本発明の窒化物または
炭化物の溶射粒子の熱膨張係数は、次に示すように、金
属に比べて小さいため、炭素材料に直接成膜することが
できる。さらに、本発明の窒化物および炭化物皮膜は硬
質であるため、この上に既知の技術に従って金属（合
金）、酸化物系セラミックス、サーメットなどの皮膜を
形成することができる。 窒化物の熱膨張係数：４〜10×10-6／℃ 炭化物の熱膨張係数：4.5 〜8.5 ×10-6／℃
炭化物の溶射粒子の熱膨張係数は、次に示すように、金
属に比べて小さいため、炭素材料に直接成膜することが
できる。さらに、本発明の窒化物および炭化物皮膜は硬
質であるため、この上に既知の技術に従って金属（合
金）、酸化物系セラミックス、サーメットなどの皮膜を
形成することができる。 窒化物の熱膨張係数：４〜10×10-6／℃ 炭化物の熱膨張係数：4.5 〜8.5 ×10-6／℃
【００３３】本発明において、上述した方法によって、
即ち、２次擬似粒子を溶射することにより、炭素材料の
表面に直に、非酸化物系（炭化物, 窒化物）のセラミッ
ク溶射皮膜を形成したあと、さらにそれぞれの用途にあ
わせて種々のオーバーコートを溶射被覆する。このオー
バーコートとしては、 Ni, Cr, Co, Nb, Ta などの金
属, それらの合金または酸化物系, 非酸化物系のセラミ
ックス、あるいはそれらのサーメットの単層またはそれ
らの組合わせにかかる複数層を溶射被覆形成する。
即ち、２次擬似粒子を溶射することにより、炭素材料の
表面に直に、非酸化物系（炭化物, 窒化物）のセラミッ
ク溶射皮膜を形成したあと、さらにそれぞれの用途にあ
わせて種々のオーバーコートを溶射被覆する。このオー
バーコートとしては、 Ni, Cr, Co, Nb, Ta などの金
属, それらの合金または酸化物系, 非酸化物系のセラミ
ックス、あるいはそれらのサーメットの単層またはそれ
らの組合わせにかかる複数層を溶射被覆形成する。
【００３４】
【実施例】 実施例１ 表１に示すところに従う、窒化物または炭化物の粒子を
溶射材料として用いて、炭素焼結板（幅：50mm，長さ：
100 mmおよび厚さ：10mm）上に、大気プラズマ溶射法に
よって、厚さが50μｍの皮膜を形成した後、皮膜として
の残存率、炭素焼結板との密着性および皮膜断面におけ
る気孔率を調べた。また、比較として、本発明の溶射材
料と同材質で粒径の異なる溶射材料を用いて同様に評価
した。
溶射材料として用いて、炭素焼結板（幅：50mm，長さ：
100 mmおよび厚さ：10mm）上に、大気プラズマ溶射法に
よって、厚さが50μｍの皮膜を形成した後、皮膜として
の残存率、炭素焼結板との密着性および皮膜断面におけ
る気孔率を調べた。また、比較として、本発明の溶射材
料と同材質で粒径の異なる溶射材料を用いて同様に評価
した。
【００３５】なお、皮膜の評価は次のとおりとした。 (i) 皮膜としての残存率は、次式 （Ａ／Ｂ）×100 （％） 但し、Ａ：炭素焼結板上に成膜された溶射材料の重量 Ｂ：溶射に用いた溶射材料の重量 に従って評価。 (ii) 皮膜の密着力 炭素焼結板上に形成された皮膜を対象にして、JIS H 86
64肉盛溶射製品試験方法4.4 密着性試験方法に準じて評
価 (iii) 皮膜の気孔率 炭素焼結板上に形成された皮膜の断面を光学顕微鏡によ
って400 倍に拡大し、気孔の割合を調べて評価。 上記の評価結果を表１に併記する。
64肉盛溶射製品試験方法4.4 密着性試験方法に準じて評
価 (iii) 皮膜の気孔率 炭素焼結板上に形成された皮膜の断面を光学顕微鏡によ
って400 倍に拡大し、気孔の割合を調べて評価。 上記の評価結果を表１に併記する。
【００３６】
【表１】
【００３７】(i) 皮膜としての残存率 溶射材料を、本発明の一次粒子の状態で用いて得た試験
片No. ６〜10は、粉体としての流動性が非常に悪く、粉
末供給装置からプラズマ溶射ガンへの供給が困難であっ
たため、成膜不能であった。そこで、圧縮空気を用いて
強制的にプラズマフレーム中に吹き込んだが、材料その
ものが微粒子であるため、直ちに周囲に飛散し、成膜に
は至らなかった。また、溶射材料の粒径を１〜10μｍに
したものは、幾分皮膜としての残存率が向上し、２〜15
％、また粒径を10〜50μｍにしたものも同程度の残存率
であった。
片No. ６〜10は、粉体としての流動性が非常に悪く、粉
末供給装置からプラズマ溶射ガンへの供給が困難であっ
たため、成膜不能であった。そこで、圧縮空気を用いて
強制的にプラズマフレーム中に吹き込んだが、材料その
ものが微粒子であるため、直ちに周囲に飛散し、成膜に
は至らなかった。また、溶射材料の粒径を１〜10μｍに
したものは、幾分皮膜としての残存率が向上し、２〜15
％、また粒径を10〜50μｍにしたものも同程度の残存率
であった。
【００３８】以上の比較例が低い残存率に止まったの
は、硬質の溶射材料による炭素焼結板に対するブラスト
効果が強く、一旦焼結板上に付着したものまで、次に飛
散、衝突する粒子によって破壊されたり、除去されたた
めと考えられる。これに対して、本発明に従う１次微粒
子を３〜50μｍの大きさに凝集させて擬似粒子を溶射材
料として用いたものだと、38〜78％の残存率が認めら
れ、優れた皮膜機能を保有していることがわかった。
は、硬質の溶射材料による炭素焼結板に対するブラスト
効果が強く、一旦焼結板上に付着したものまで、次に飛
散、衝突する粒子によって破壊されたり、除去されたた
めと考えられる。これに対して、本発明に従う１次微粒
子を３〜50μｍの大きさに凝集させて擬似粒子を溶射材
料として用いたものだと、38〜78％の残存率が認めら
れ、優れた皮膜機能を保有していることがわかった。
【００３９】(ii) 皮膜の密着力 比較例で得られた皮膜における残存率が非常に低いた
め、長時間の溶射施工を行っても、当初目標とした50μ
ｍ厚の皮膜が得られなかった。そのため、炭素焼結板上
に成膜したものを対象に、その密着性を調べたところ、
約10〜25μｍ厚の範囲にあった。そして、その密着力
は、５〜38kgf/cm2 の範囲にあって極めて弱く、実用に
耐えないものであった。
め、長時間の溶射施工を行っても、当初目標とした50μ
ｍ厚の皮膜が得られなかった。そのため、炭素焼結板上
に成膜したものを対象に、その密着性を調べたところ、
約10〜25μｍ厚の範囲にあった。そして、その密着力
は、５〜38kgf/cm2 の範囲にあって極めて弱く、実用に
耐えないものであった。
【００４０】これに対して、本発明に従う溶射材料を用
いて得た皮膜は、350 〜450 kgf/cm 2 の高い密着力が得
られた。また、密着試験後の皮膜剥離部を観察すると、
剥離は全て炭素焼結板で発生しており、溶射皮膜そのも
のは健全な状態を維持していた。すなわち、本発明によ
る溶射皮膜の密着力は、炭素焼結板を構成する炭素粒子
の相互結合力よりも大きいことが確認できた。
いて得た皮膜は、350 〜450 kgf/cm 2 の高い密着力が得
られた。また、密着試験後の皮膜剥離部を観察すると、
剥離は全て炭素焼結板で発生しており、溶射皮膜そのも
のは健全な状態を維持していた。すなわち、本発明によ
る溶射皮膜の密着力は、炭素焼結板を構成する炭素粒子
の相互結合力よりも大きいことが確認できた。
【００４１】(iii) 皮膜の気孔率 比較例で得られた皮膜における気孔率は48〜82％と高
く、これが皮膜の密着力低下の一因となっていることが
明らかである。これに対して、本発明に従う溶射材料を
用いて得た皮膜の気孔率は５〜30％の範囲に止まってい
る。この気孔率は、金属径の溶射材料を大気中で溶射加
工したときの皮膜と同等であり、密着力の高い実用に耐
える性能を有することがわかる。
く、これが皮膜の密着力低下の一因となっていることが
明らかである。これに対して、本発明に従う溶射材料を
用いて得た皮膜の気孔率は５〜30％の範囲に止まってい
る。この気孔率は、金属径の溶射材料を大気中で溶射加
工したときの皮膜と同等であり、密着力の高い実用に耐
える性能を有することがわかる。
【００４２】実施例２ 実施例１と同様の溶射材料を用いて、同様の条件で炭素
焼結板上に、大気プラズマ溶射法によって、厚さが80μ
ｍの皮膜を形成した。また、比較として、従来技術に従
って、炭素焼結板表面に形成した金属溶射皮膜（アンダ
ーコート）上に酸化物系セラミック溶射を施した２層構
造のもの、および炭素焼結板上に酸化物系セラミック溶
射皮膜を形成したもの、も製造した。
焼結板上に、大気プラズマ溶射法によって、厚さが80μ
ｍの皮膜を形成した。また、比較として、従来技術に従
って、炭素焼結板表面に形成した金属溶射皮膜（アンダ
ーコート）上に酸化物系セラミック溶射を施した２層構
造のもの、および炭素焼結板上に酸化物系セラミック溶
射皮膜を形成したもの、も製造した。
【００４３】かくして得られた皮膜について、0.1 torr
の真空炉中で1200℃×１ｈ加熱し、その後真空炉内で60
0 ℃まで温度を下げてから、空気中で200 ℃となるまで
冷却する操作を熱衝撃回数１とし、この操作を最高15回
まで繰り返し、皮膜の状態を観察した。その結果を、皮
膜の仕様とともに、表２に併記する。
の真空炉中で1200℃×１ｈ加熱し、その後真空炉内で60
0 ℃まで温度を下げてから、空気中で200 ℃となるまで
冷却する操作を熱衝撃回数１とし、この操作を最高15回
まで繰り返し、皮膜の状態を観察した。その結果を、皮
膜の仕様とともに、表２に併記する。
【００４４】
【表２】
【００４５】比較例である、試験片No. ６〜12は、１〜
３回の熱衝撃によって、皮膜に大小、様々な亀裂が発生
するとともに、皮膜そのものがアンダーコートまたは炭
素焼結板から剥離した。とくに、試験片No. ６〜８は、
炭素焼結板とアンダーコート金属が反応して、金属側に
明瞭な浸炭現象が認められ、この部分から皮膜が剥離し
ているところも認められた。
３回の熱衝撃によって、皮膜に大小、様々な亀裂が発生
するとともに、皮膜そのものがアンダーコートまたは炭
素焼結板から剥離した。とくに、試験片No. ６〜８は、
炭素焼結板とアンダーコート金属が反応して、金属側に
明瞭な浸炭現象が認められ、この部分から皮膜が剥離し
ているところも認められた。
【００４６】これに対して、本発明に従う窒化物皮膜
（試験片No. １，２）は10〜12回の熱衝撃に耐え、また
炭化物皮膜（試験片No. ３〜５）は15回の熱衝撃によっ
ても、微小な亀裂が発生するものの、皮膜が剥離すまこ
とはなく、優れた耐熱衝撃性が認められた。
（試験片No. １，２）は10〜12回の熱衝撃に耐え、また
炭化物皮膜（試験片No. ３〜５）は15回の熱衝撃によっ
ても、微小な亀裂が発生するものの、皮膜が剥離すまこ
とはなく、優れた耐熱衝撃性が認められた。
【００４７】実施例３ 実施例２と同様の皮膜を炭素焼結板上に、実施例２と同
様に形成した。かくして得られた皮膜の耐アブレッシブ
摩耗性を、JIS H 8503 に規定されためっきの耐摩耗性
試験に基づくSiC 砥粒による摩耗試験によって測定し
た。すなわち、図１に示すアブレッシブ摩耗試験機を用
いて、その試験片ホルダー１に溶射皮膜２を形成した炭
素焼結板３を試験片支持台４に載置する一方、SiC 砥粒
紙５を外周る巻き付けた円板６を皮膜面に押し付けなが
ら、試験片を左右に1000回移動させた後、試験片の外観
観察および重量測定を行った。また、比較として、炭素
焼結板そのものについても、同様に評価した。この評価
結果を、表３に示す。なお、摩耗量の測定値は、炭素焼
結板の重量減少量を基準として、各溶射皮膜の減量比で
示した。
様に形成した。かくして得られた皮膜の耐アブレッシブ
摩耗性を、JIS H 8503 に規定されためっきの耐摩耗性
試験に基づくSiC 砥粒による摩耗試験によって測定し
た。すなわち、図１に示すアブレッシブ摩耗試験機を用
いて、その試験片ホルダー１に溶射皮膜２を形成した炭
素焼結板３を試験片支持台４に載置する一方、SiC 砥粒
紙５を外周る巻き付けた円板６を皮膜面に押し付けなが
ら、試験片を左右に1000回移動させた後、試験片の外観
観察および重量測定を行った。また、比較として、炭素
焼結板そのものについても、同様に評価した。この評価
結果を、表３に示す。なお、摩耗量の測定値は、炭素焼
結板の重量減少量を基準として、各溶射皮膜の減量比で
示した。
【００４８】
【表３】
【００４９】同表から明らかなように、炭素焼結板の外
観は、SiC 砥粒紙との接触によって大きな損耗が見ら
れ、耐摩耗性に乏しいことがわかるが、比重が約1.8 と
軽いため、重量減少量としては余り大きくはなかった。
観は、SiC 砥粒紙との接触によって大きな損耗が見ら
れ、耐摩耗性に乏しいことがわかるが、比重が約1.8 と
軽いため、重量減少量としては余り大きくはなかった。
【００５０】また、比較例で得られた皮膜の耐摩耗性
は、炭素焼結板に比べて良好であり、試験後の外観変化
も少なかった。ただし、試験片No.6〜９の８％Y203・Zr
O2皮膜は、SiC 砥粒紙との接触部が損耗され、これに比
例して重量減少量も比較的多く認められた。この原因
は、８％Y203・ZrO2皮膜の硬さがビッカース硬さで400
〜480 と、他の溶射皮膜の600 〜1000に比べて低いこと
にあると考えられる。一方、Al2O3, MgAl2O4などの皮膜
は非常に硬い（ビッカース硬さ：800 〜900 ）が、SiC
砥粒紙と接触回転させると、皮膜を構成する粒子が脱落
することがあり、従来技術による皮膜の重量減少は大部
分が粒子の脱落によるものであった。
は、炭素焼結板に比べて良好であり、試験後の外観変化
も少なかった。ただし、試験片No.6〜９の８％Y203・Zr
O2皮膜は、SiC 砥粒紙との接触部が損耗され、これに比
例して重量減少量も比較的多く認められた。この原因
は、８％Y203・ZrO2皮膜の硬さがビッカース硬さで400
〜480 と、他の溶射皮膜の600 〜1000に比べて低いこと
にあると考えられる。一方、Al2O3, MgAl2O4などの皮膜
は非常に硬い（ビッカース硬さ：800 〜900 ）が、SiC
砥粒紙と接触回転させると、皮膜を構成する粒子が脱落
することがあり、従来技術による皮膜の重量減少は大部
分が粒子の脱落によるものであった。
【００５１】これに対して、本発明に従う皮膜は硬質で
ある上、皮膜を構成する粒子の相互結合力が強いため、
粒子の脱落がなく、外観および重量減少量の変化は共に
最も少なく、優れた耐アブレッシブ摩耗性を有すること
が確かめられた。
ある上、皮膜を構成する粒子の相互結合力が強いため、
粒子の脱落がなく、外観および重量減少量の変化は共に
最も少なく、優れた耐アブレッシブ摩耗性を有すること
が確かめられた。
【００５２】実施例４ 実施例１と同じ材質, 寸法の炭素焼結板上に、非酸化物
系セラミックスを30μm 厚にアンダーコートとして成膜
させ、その上に金属あるいは酸化物系セラミックスをそ
れぞれ100 μm 厚に溶射して多層皮膜を形成させた。上
記多層皮膜を実施例２と全く同条件で加熱・冷却する操
作を繰返し、皮膜の外観状態を観察し、その結果を表４
に示した。なお、試験条件が実施例２と同条件であるた
め、比較例の皮膜は実施例２の皮膜（表２．試験片No.6
〜８）の試験結果を参考とした。
系セラミックスを30μm 厚にアンダーコートとして成膜
させ、その上に金属あるいは酸化物系セラミックスをそ
れぞれ100 μm 厚に溶射して多層皮膜を形成させた。上
記多層皮膜を実施例２と全く同条件で加熱・冷却する操
作を繰返し、皮膜の外観状態を観察し、その結果を表４
に示した。なお、試験条件が実施例２と同条件であるた
め、比較例の皮膜は実施例２の皮膜（表２．試験片No.6
〜８）の試験結果を参考とした。
【００５３】先に、表２（実施例２の結果）に示したよ
うに、従来技術による金属をアンダーコートとする多層
皮膜（試験片No.6〜８）では、熱衝撃を１〜２回繰返す
だけで、皮膜に大小の様々な亀裂が発生するとともに、
アンダー金属に浸炭現象が発生し、皮膜がアンダーコー
ト部から剥離した。これに対し、本発明にかかる非酸化
物系セラミックスをアンダーコートとした多層皮膜は、
金属層が母材の炭素焼結板と完全に隔離しているため、
金属層には浸炭現象が認められず、さらにその上に形成
されている酸化物系セラミックスの皮膜には、微細な亀
裂の発生は見られるものの剥離は全く観察されなかっ
た。また、試験片No.3およびNo.6のように非酸化物系セ
ラミックスの上に、直接酸化物系セラミックスを形成さ
せた皮膜も、この種の熱衝撃に対しては大きな抵抗力を
発揮した。
うに、従来技術による金属をアンダーコートとする多層
皮膜（試験片No.6〜８）では、熱衝撃を１〜２回繰返す
だけで、皮膜に大小の様々な亀裂が発生するとともに、
アンダー金属に浸炭現象が発生し、皮膜がアンダーコー
ト部から剥離した。これに対し、本発明にかかる非酸化
物系セラミックスをアンダーコートとした多層皮膜は、
金属層が母材の炭素焼結板と完全に隔離しているため、
金属層には浸炭現象が認められず、さらにその上に形成
されている酸化物系セラミックスの皮膜には、微細な亀
裂の発生は見られるものの剥離は全く観察されなかっ
た。また、試験片No.3およびNo.6のように非酸化物系セ
ラミックスの上に、直接酸化物系セラミックスを形成さ
せた皮膜も、この種の熱衝撃に対しては大きな抵抗力を
発揮した。
【００５４】
【表４】
【００５５】
【発明の効果】以上説明したように、本発明に従う皮膜
は、緻密で密着性に富み、高温の真空中においても極め
て安定しており、また耐摩耗性も優れているため、炭素
材料の弱点である耐摩耗性を補って、その長所である軽
量および優れた化学的安定性を十分に発揮させることが
できる。従って、炭素材料を用いる装置類の軽量化によ
って省エネルギーを達成し、また化学的かつ熱的安定性
に加え耐摩耗性をそなえる炭素製品を提供でき、該製品
の長寿命化をはかることが可能である。
は、緻密で密着性に富み、高温の真空中においても極め
て安定しており、また耐摩耗性も優れているため、炭素
材料の弱点である耐摩耗性を補って、その長所である軽
量および優れた化学的安定性を十分に発揮させることが
できる。従って、炭素材料を用いる装置類の軽量化によ
って省エネルギーを達成し、また化学的かつ熱的安定性
に加え耐摩耗性をそなえる炭素製品を提供でき、該製品
の長寿命化をはかることが可能である。
【図１】耐アブレッシブ摩耗試験の要領を示す模式図で
ある。
ある。
１ 試験片ホルダー ２ 溶射皮膜 ３ 炭素焼結板 ４ 試験片支持台 ５ SiC 砥粒紙
Claims (3)
- 【請求項１】炭素材料の表面に、直接溶射被覆した窒化
物または炭化物のセラミック溶射皮膜をアンダーコート
として有し、さらにその上に金属・合金および酸化物系
セラミックスの溶射皮膜の少なくとも１層以上をオーバ
ーコートとして有することを特徴とする非酸化物系セラ
ミック溶射皮膜を有する炭素材料。 - 【請求項２】セラミック溶射皮膜は、TiN, HfN, NbN, T
aN, VN, ZrN, CrN, Si3N4, NbC, TiC, Cr3C2, TaC, WC,
HfC, ZrC, VC またはB4C の１種またはそれらの混合物
の層よりなるものである請求項１に記載の炭素材料。 - 【請求項３】炭素材料の表面に直接、粒径が0.01〜１μ
ｍの窒化物または炭化物の微粒子を凝集させた、粒径：
３〜50μｍの擬似粒子を、プラズマ溶射することによ
り、非酸化物系セラミック溶射皮膜を形成し、さらにそ
の上に金属・合金および酸化物系, 非酸化物系のセラミ
ック溶射皮膜の少なくとも１種以上を溶射被覆して積層
することを特徴とする非酸化物系セラミック溶射皮膜を
有する炭素材料の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18152493A JP3403460B2 (ja) | 1993-07-22 | 1993-07-22 | 非酸化物系セラミック溶射皮膜を有する炭素材料の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18152493A JP3403460B2 (ja) | 1993-07-22 | 1993-07-22 | 非酸化物系セラミック溶射皮膜を有する炭素材料の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0733567A true JPH0733567A (ja) | 1995-02-03 |
| JP3403460B2 JP3403460B2 (ja) | 2003-05-06 |
Family
ID=16102276
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18152493A Expired - Fee Related JP3403460B2 (ja) | 1993-07-22 | 1993-07-22 | 非酸化物系セラミック溶射皮膜を有する炭素材料の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3403460B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6054187A (en) * | 1997-12-15 | 2000-04-25 | Ngk Insulators, Ltd. | Method of manufacturing a boron carbide film on a substrate |
| EP1043290A1 (en) * | 1999-04-08 | 2000-10-11 | Ngk Insulators, Ltd. | Carbonaceous material having oxidation-resistant protective layer and method for producing the same |
| JP2006151710A (ja) * | 2004-11-26 | 2006-06-15 | Hitachi Tool Engineering Ltd | 耐熱性被覆部材 |
| US8216667B2 (en) | 2005-02-14 | 2012-07-10 | Toyo Tanso Co., Ltd. | Tantalum carbide-coated carbon material and production method thereof |
| WO2012115072A1 (ja) * | 2011-02-21 | 2012-08-30 | 東洋炭素株式会社 | 炭素材料及びその製造方法 |
| WO2013014257A1 (de) * | 2011-07-28 | 2013-01-31 | Sgl Carbon Se | Beschichtete hochofensteine |
| CN111825457A (zh) * | 2020-07-30 | 2020-10-27 | 中国人民解放军火箭军工程大学 | Mc基超高温陶瓷涂层及其制备方法 |
-
1993
- 1993-07-22 JP JP18152493A patent/JP3403460B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6054187A (en) * | 1997-12-15 | 2000-04-25 | Ngk Insulators, Ltd. | Method of manufacturing a boron carbide film on a substrate |
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| JP2006151710A (ja) * | 2004-11-26 | 2006-06-15 | Hitachi Tool Engineering Ltd | 耐熱性被覆部材 |
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| JP2012171823A (ja) * | 2011-02-21 | 2012-09-10 | Toyo Tanso Kk | 炭素材料及びその製造方法 |
| CN103328411A (zh) * | 2011-02-21 | 2013-09-25 | 东洋炭素株式会社 | 碳材料及其制造方法 |
| US8896099B2 (en) | 2011-02-21 | 2014-11-25 | Toyo Tanso Co., Ltd. | Carbon material and method of manufacturing the same |
| TWI548612B (zh) * | 2011-02-21 | 2016-09-11 | Toyo Tanso Co | Carbon material and its manufacturing method |
| WO2013014257A1 (de) * | 2011-07-28 | 2013-01-31 | Sgl Carbon Se | Beschichtete hochofensteine |
| CN111825457A (zh) * | 2020-07-30 | 2020-10-27 | 中国人民解放军火箭军工程大学 | Mc基超高温陶瓷涂层及其制备方法 |
| CN111825457B (zh) * | 2020-07-30 | 2022-06-07 | 中国人民解放军火箭军工程大学 | Mc基超高温陶瓷涂层及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3403460B2 (ja) | 2003-05-06 |
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