JPS63215566A - セラミツクス複合材料 - Google Patents
セラミツクス複合材料Info
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- JPS63215566A JPS63215566A JP62048400A JP4840087A JPS63215566A JP S63215566 A JPS63215566 A JP S63215566A JP 62048400 A JP62048400 A JP 62048400A JP 4840087 A JP4840087 A JP 4840087A JP S63215566 A JPS63215566 A JP S63215566A
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Landscapes
- Ceramic Products (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明はガスタービンエンジン部品やターボチャージャ
ロータ部品等1400℃以上において耐高温性能が要求
される製品に適用でき、かつ耐酸化性を高めた。高靭性
炭化珪素質複合セラミックスに関するものである。
ロータ部品等1400℃以上において耐高温性能が要求
される製品に適用でき、かつ耐酸化性を高めた。高靭性
炭化珪素質複合セラミックスに関するものである。
炭化珪素(以下、 SiCと記す)質材料は窒化珪素(
以下r 5t3N=と記す)!材料に比べて耐熱温度が
高く、特に炭化硼素や窒化アルミニウム等。
以下r 5t3N=と記す)!材料に比べて耐熱温度が
高く、特に炭化硼素や窒化アルミニウム等。
酸化物以外の焼結助剤を添加した系では1500℃以上
の温度でも強度が低下しない。しかしながら、その最大
の弱点は破壊靭性値が低く1機械的衝撃に弱いことであ
る。破壊靭性を表すKIC値は。
の温度でも強度が低下しない。しかしながら、その最大
の弱点は破壊靭性値が低く1機械的衝撃に弱いことであ
る。破壊靭性を表すKIC値は。
通常、 5LlN4質材料が5〜?MPa −m””で
あるのに対し、 SiC質材料は2〜4 M P a−
ml / zと2分の1程度の値である。このため、
SiC質材料でタービンロータ等を製造した場合、飛来
した異物粒子によって翼に欠けが生じやすいという致命
的な欠点があった。
あるのに対し、 SiC質材料は2〜4 M P a−
ml / zと2分の1程度の値である。このため、
SiC質材料でタービンロータ等を製造した場合、飛来
した異物粒子によって翼に欠けが生じやすいという致命
的な欠点があった。
この欠点を克服するため9本発明者らは、先にSiCに
炭素繊維またはグラファイトウィスカーを複合し、繊維
強化セラミックスとすることで破壊靭性値を増加させる
ことを発案し、その効果を確認した(特願昭61−20
7004号および特願昭61−255395号)。
炭素繊維またはグラファイトウィスカーを複合し、繊維
強化セラミックスとすることで破壊靭性値を増加させる
ことを発案し、その効果を確認した(特願昭61−20
7004号および特願昭61−255395号)。
この材料は、 SiCに比べ、■破壊靭性値が高い。
■粒成長が抑制されるため強度が高い、■軽量(低比重
)、■電気抵抗率が低く、放電加工できる。という特長
を備えていた。その最大の欠点は耐酸化性が低いことで
あり、酸化雰囲気で500℃以上の温度では材料表面に
露出した炭素繊維またはグラファイトウィスカーが燃焼
する。大気中1400℃で100時間の酸化を行ったと
ころ。
)、■電気抵抗率が低く、放電加工できる。という特長
を備えていた。その最大の欠点は耐酸化性が低いことで
あり、酸化雰囲気で500℃以上の温度では材料表面に
露出した炭素繊維またはグラファイトウィスカーが燃焼
する。大気中1400℃で100時間の酸化を行ったと
ころ。
著しい重量変化と4点曲げ強度の低下が確認された。
一方、 SiC焼結体の表面に気相反応法または有機珪
素化合物の焼成によるSiC皮膜を形成させたSiC焼
結体に関する発明が特公昭61−28626号にある。
素化合物の焼成によるSiC皮膜を形成させたSiC焼
結体に関する発明が特公昭61−28626号にある。
しかしながらこの発明は、 SiC焼結体表面に生じた
焼結時の治具の食い込み2機械加工による傷等の欠陥を
被覆によって無くし機械強度を再現よく向上させること
を目的としており、上記したような母材セラミックスの
酸化防止を目的としたものではない。また、この発明に
係る材料は本質的にSiC焼結体と何ら変わりがないた
め、破壊靭性値は極めて低い。
焼結時の治具の食い込み2機械加工による傷等の欠陥を
被覆によって無くし機械強度を再現よく向上させること
を目的としており、上記したような母材セラミックスの
酸化防止を目的としたものではない。また、この発明に
係る材料は本質的にSiC焼結体と何ら変わりがないた
め、破壊靭性値は極めて低い。
〔発明の目的〕
本発明は、高靭性、高強度、軽量であるだけでなく、耐
酸化性をも具備し、酸化雰囲気中で長時間保有しても強
度低下を示さないSiC基質複合セラミックスの開発を
目的としてなされたものである。炭素繊維強化SiC、
あるいはグラファイトウィスカー強化SiCの耐酸化性
を改善するためには。
酸化性をも具備し、酸化雰囲気中で長時間保有しても強
度低下を示さないSiC基質複合セラミックスの開発を
目的としてなされたものである。炭素繊維強化SiC、
あるいはグラファイトウィスカー強化SiCの耐酸化性
を改善するためには。
材料の表面に炭素繊維あるいはグラファイトウィスカー
が存在しない状態にしてこれらグラファイトウィスカー
等と酸素との反応が起こるのを防ぐようにすればよい。
が存在しない状態にしてこれらグラファイトウィスカー
等と酸素との反応が起こるのを防ぐようにすればよい。
そのため1本発明では材料の表面をSiCやStJ*の
ような耐酸化性に優れた材料で被覆することおよび表面
に露出している炭素を珪化して耐酸化性に優れたSiC
に変えることによって耐酸化性の向上を図った。
ような耐酸化性に優れた材料で被覆することおよび表面
に露出している炭素を珪化して耐酸化性に優れたSiC
に変えることによって耐酸化性の向上を図った。
本発明はグラファイトウィスカーまたは炭素繊維を含む
SiC質材料とその表面がSiC,SiCとStの混合
物または5i3Na膜とからなることを特徴とするセラ
ミックス複合材料に関するものである。
SiC質材料とその表面がSiC,SiCとStの混合
物または5i3Na膜とからなることを特徴とするセラ
ミックス複合材料に関するものである。
グラファイトウィスカーや炭素繊維を含むSiC質材料
は大気中、高温で加熱すると重量変化が大きく1強度が
著しく低下する。
は大気中、高温で加熱すると重量変化が大きく1強度が
著しく低下する。
グラファイトウィスカーを含むSiC材料は表面に露出
しているグラファイトウィスカーが酸化燃焼するととも
に母材であるSiC表面部も酸化しSiO□を生成する
。酸化に伴う重量変化は初期にはグラファイトウィスカ
ーの酸化燃焼が強く寄与し。
しているグラファイトウィスカーが酸化燃焼するととも
に母材であるSiC表面部も酸化しSiO□を生成する
。酸化に伴う重量変化は初期にはグラファイトウィスカ
ーの酸化燃焼が強く寄与し。
全体としては重量が減少する。母材であるSiCの表面
はグラファイトウィスカーの酸化燃焼により生じた多数
の小孔によって凹凸の激しい面になる。
はグラファイトウィスカーの酸化燃焼により生じた多数
の小孔によって凹凸の激しい面になる。
この凹凸によって、その表面積は極めて大きくなる。S
iCの酸化は引き続き表面の凹凸を埋める形で進行する
。そのため厚い5iOtが生成し2重量が著しく増大す
る。グラファイトウィスカーの量が30〜50%と多い
場合にはグラファイトウィスカーが相互に接触し表面か
らかなり深い部分にあるグラファイトウィスカーまで酸
化燃焼する。この場合も母材であるSiCの表面の凹凸
が激しいため厚いSiO□が生成する。しかし、初期の
重量減少が大きいため、 Sin、の生成による重量増
は全体として重量の増加にそれほど寄与しない。グラフ
ァイトウィスカーを含むSiCの酸化による強度の低下
はSiO□膜の厚さが厚いため、該Sin、膜と母材で
あるStCとの間に大きな熱膨張差が生じ、冷却中に膜
中にクランクが発生しそれが破壊の起因となるためであ
る。
iCの酸化は引き続き表面の凹凸を埋める形で進行する
。そのため厚い5iOtが生成し2重量が著しく増大す
る。グラファイトウィスカーの量が30〜50%と多い
場合にはグラファイトウィスカーが相互に接触し表面か
らかなり深い部分にあるグラファイトウィスカーまで酸
化燃焼する。この場合も母材であるSiCの表面の凹凸
が激しいため厚いSiO□が生成する。しかし、初期の
重量減少が大きいため、 Sin、の生成による重量増
は全体として重量の増加にそれほど寄与しない。グラフ
ァイトウィスカーを含むSiCの酸化による強度の低下
はSiO□膜の厚さが厚いため、該Sin、膜と母材で
あるStCとの間に大きな熱膨張差が生じ、冷却中に膜
中にクランクが発生しそれが破壊の起因となるためであ
る。
炭素繊維を含むSiCは炭素繊維がグラファイトウィス
カーに比べ極めて大きいので、炭素繊維が酸化燃焼する
と母材であるSiC表面に大きな孔が生ずるとともに著
しい重量減少を呈する。したがってSiCの酸化による
重量増では上記重量減少を補うに至らず、全体として大
きな重量減少を示す。
カーに比べ極めて大きいので、炭素繊維が酸化燃焼する
と母材であるSiC表面に大きな孔が生ずるとともに著
しい重量減少を呈する。したがってSiCの酸化による
重量増では上記重量減少を補うに至らず、全体として大
きな重量減少を示す。
この場合の強度の低下は主として表面に残存する大きな
孔の切欠き効果によるものである。
孔の切欠き効果によるものである。
本発明のようにグラファイトウィスカー等を含むSiC
質材料の表面にSiCや5iJa等の膜を被覆するとグ
ラファイトウィスカー等の酸化燃焼が防止されるため2
表面が平滑であり、孔に起因する破壊が起こることがな
く、また、酸化によって生成するS’i0g膜の厚さは
薄く、母材のSiCとの間の熱膨張差が小さいため、冷
却中にクラックが生ずることが全くなく、このタラワク
に起因する強度の低下もない。この結果2例えば、大気
中14.00℃で100時間加熱しても重量変化はなく
2強度低下はほとんど示さない。
質材料の表面にSiCや5iJa等の膜を被覆するとグ
ラファイトウィスカー等の酸化燃焼が防止されるため2
表面が平滑であり、孔に起因する破壊が起こることがな
く、また、酸化によって生成するS’i0g膜の厚さは
薄く、母材のSiCとの間の熱膨張差が小さいため、冷
却中にクラックが生ずることが全くなく、このタラワク
に起因する強度の低下もない。この結果2例えば、大気
中14.00℃で100時間加熱しても重量変化はなく
2強度低下はほとんど示さない。
したがって2本材料は酸化雰囲気で使用する高温機械部
品に好適であり、耐酸化性と高靭性とを兼ね備えたセラ
ミック材料といえる。
品に好適であり、耐酸化性と高靭性とを兼ね備えたセラ
ミック材料といえる。
以下9本発明の実施態様を詳細に説明する。
本実施態様においてはSi’C質複合セラミックスの耐
酸化性を改良するためにSiC,SiCとSiまたは5
iJ4膜を被覆する。これらSiC膜等は高温において
酸素と反応し、その表面はシリカ(SiO□)膜で覆わ
れる。SiC膜等の厚さは5〜500μmが望ましい。
酸化性を改良するためにSiC,SiCとSiまたは5
iJ4膜を被覆する。これらSiC膜等は高温において
酸素と反応し、その表面はシリカ(SiO□)膜で覆わ
れる。SiC膜等の厚さは5〜500μmが望ましい。
表面に生成するSiO□は温度が高く時間が長くなるほ
ど厚くなるがほぼ5μmでその厚さは飽和する。したが
って、少なくとも5μmは必要である。これ以上であれ
ば厚いほど耐酸化性は良くなるが、500μmを越える
ような場合には破壊靭性値が低下するので好ましくない
。
ど厚くなるがほぼ5μmでその厚さは飽和する。したが
って、少なくとも5μmは必要である。これ以上であれ
ば厚いほど耐酸化性は良くなるが、500μmを越える
ような場合には破壊靭性値が低下するので好ましくない
。
母材となるセラミックス焼結体はグラファイトウィスカ
ーまたは炭素繊維を含むSiCii複合材料である。
ーまたは炭素繊維を含むSiCii複合材料である。
SiCに添加する補強材としてのグラファイトウィスカ
ーは、直径が0.02〜2μmの範囲が望ましい。直径
が0.02μmより小さいと添加効果が認められず、破
壊靭性値はほとんど改善されない。
ーは、直径が0.02〜2μmの範囲が望ましい。直径
が0.02μmより小さいと添加効果が認められず、破
壊靭性値はほとんど改善されない。
2μmより大きくなるとこの大きさの欠陥を導入するこ
とになり強度は低下する。また、長さと直径の比は5以
上が望ましい。これより小さいと粉末としての性質が強
くなってウィスカーとしての効果が出にくくなる。また
、グラファイトウィスカーはできるだけ直線に近い形状
が靭性改善上有利である。グラファイトウィスカーの含
有量は体積割合で5〜50%が望ましい。5%未満では
破壊靭性値改魯効果がなく、一方50%を越えると緻密
化が困難で強度が著しく低下する。炭素繊維は、市販さ
れているポリアクリロニトリル(PAN)糸繊維、ピッ
チ系繊維、レーヨン系繊維等、いずれのものでもよいが
、直径が10μm以下で弾性率の大きいなものが望まし
い。その範囲のものであれば、複合によって強度と破壊
靭性値の両方を改善することができる。
とになり強度は低下する。また、長さと直径の比は5以
上が望ましい。これより小さいと粉末としての性質が強
くなってウィスカーとしての効果が出にくくなる。また
、グラファイトウィスカーはできるだけ直線に近い形状
が靭性改善上有利である。グラファイトウィスカーの含
有量は体積割合で5〜50%が望ましい。5%未満では
破壊靭性値改魯効果がなく、一方50%を越えると緻密
化が困難で強度が著しく低下する。炭素繊維は、市販さ
れているポリアクリロニトリル(PAN)糸繊維、ピッ
チ系繊維、レーヨン系繊維等、いずれのものでもよいが
、直径が10μm以下で弾性率の大きいなものが望まし
い。その範囲のものであれば、複合によって強度と破壊
靭性値の両方を改善することができる。
また、炭素繊維は、短繊維の状態でも連続繊維の状態で
もよい。しかし、連続繊維の状態で用いても、混合中に
適度に切断されて短くなるが、予め1〜10寵程度の短
繊維に切断して用いた方が。
もよい。しかし、連続繊維の状態で用いても、混合中に
適度に切断されて短くなるが、予め1〜10寵程度の短
繊維に切断して用いた方が。
SiCや焼結助剤と均一に混合することができる。
また、炭素繊維の含有量は、2〜20体積%とする。2
体積%未満では、破壊靭性値の改善効果はなく、20体
積%を越えると均一な混合が困難となる。なお、この炭
素繊維の含有量は、焼結方法によって制御する方がよい
。炭素繊維とSiCと焼結助剤とを混合したものを焼結
する方法がホットプレス法あるいは直接HIP(熱間静
水圧焼結)法を用いる場合には、2〜20体積%の範囲
内でよいが、常圧で焼結する場合には、2〜5体積%の
範囲内が望ましい。5体積%を越える場合には。
体積%未満では、破壊靭性値の改善効果はなく、20体
積%を越えると均一な混合が困難となる。なお、この炭
素繊維の含有量は、焼結方法によって制御する方がよい
。炭素繊維とSiCと焼結助剤とを混合したものを焼結
する方法がホットプレス法あるいは直接HIP(熱間静
水圧焼結)法を用いる場合には、2〜20体積%の範囲
内でよいが、常圧で焼結する場合には、2〜5体積%の
範囲内が望ましい。5体積%を越える場合には。
材料の緻密化が困難となる。また、常圧で焼結した後に
HIP処理(ポストHI P)を行う場合には、2〜1
0体積%の範囲内が望ましい。10体積%を越える場合
には、常圧焼結体の開気孔率が高<、HIP処理を施し
ても緻密化が困難である。
HIP処理(ポストHI P)を行う場合には、2〜1
0体積%の範囲内が望ましい。10体積%を越える場合
には、常圧焼結体の開気孔率が高<、HIP処理を施し
ても緻密化が困難である。
SiCは本複合セラミックスの主構成成分であり。
α型、β型のいずれでもよい。その平均粒径は5μm以
下であるのが望ましい。これより大きいと強度が低下す
る。
下であるのが望ましい。これより大きいと強度が低下す
る。
このSiCは、焼結促進のために焼結助剤が添加される
。該焼結助剤として通常使われるもの7例えば、炭化硼
素(BtC)、窒化硼素(BN)、 f4化硼素(BP
)等の硼素化合物または硼素、あるいは窒化アルミニウ
ム(AZN)、炭化アルミニウム(AZtC3)等のア
ルミニウム化合物またはアルミニウム等が挙げられる。
。該焼結助剤として通常使われるもの7例えば、炭化硼
素(BtC)、窒化硼素(BN)、 f4化硼素(BP
)等の硼素化合物または硼素、あるいは窒化アルミニウ
ム(AZN)、炭化アルミニウム(AZtC3)等のア
ルミニウム化合物またはアルミニウム等が挙げられる。
焼結助剤の添加量は、5iC100重量部に対し。
硼素あるいは硼素化合物の場合は硼素に換算して0.1
〜5重量部、アルミニウムあるいはアルミニウム化合物
の場合はアルミニウムに換算して1〜10重量部が望ま
しい。これらの焼結助剤は2種以上のものを混合して用
いてもよい。また、常圧焼結法を用いる場合は2通常、
硼素、 BN、 84C等の硼素源となる物質とカーボ
ンブラック、フェノール樹脂等の炭素源となる物質との
両者を添加するのがよい。その添加量はSiCI O0
重量部に対し、硼素源となる物質が0.2〜5重量部、
炭素源となる物質が焼結後の残量として0.5〜3重量
部とするのが望ましい。
〜5重量部、アルミニウムあるいはアルミニウム化合物
の場合はアルミニウムに換算して1〜10重量部が望ま
しい。これらの焼結助剤は2種以上のものを混合して用
いてもよい。また、常圧焼結法を用いる場合は2通常、
硼素、 BN、 84C等の硼素源となる物質とカーボ
ンブラック、フェノール樹脂等の炭素源となる物質との
両者を添加するのがよい。その添加量はSiCI O0
重量部に対し、硼素源となる物質が0.2〜5重量部、
炭素源となる物質が焼結後の残量として0.5〜3重量
部とするのが望ましい。
本実施態様におけるグラファイトウィスカーまたは炭素
繊維で強化SiC複合セラミックスの製造はグラファイ
トウィスカーまたは炭素繊維、焼結助剤およびSiCの
三者を混合する工程と該混合粉末を焼結する工程とから
なる。いずれもセラミックの製造の際に通常用いられる
方法でよい。
繊維で強化SiC複合セラミックスの製造はグラファイ
トウィスカーまたは炭素繊維、焼結助剤およびSiCの
三者を混合する工程と該混合粉末を焼結する工程とから
なる。いずれもセラミックの製造の際に通常用いられる
方法でよい。
混合は通常湿式にて行われ、グラファイトウィスカーま
たは炭素繊維はエチルアルコール等の有機溶媒中に超音
波照射や機械的攪拌等により均一に分散される。
たは炭素繊維はエチルアルコール等の有機溶媒中に超音
波照射や機械的攪拌等により均一に分散される。
焼結は粉末混合後、乾燥した粉末自体あるいは金型等に
より成形した成形体をホットプレス法。
より成形した成形体をホットプレス法。
常圧焼結法または熱間静水圧焼結法(HI P)等の方
法によって行う。ホットプレスは1800〜2300℃
の温度で、10MPa以上の圧力でなされる。1800
℃未満の温度では充分緻密なホットプレス体を得ること
はできず、また2300℃を越えるとSiC自体の熱分
解が始まるため好ましくない。雰囲気は、 Ar、 N
z、 Hz等非酸化性雰囲気が最も好ましいが、i1N
常の大気雰囲気ホットプレスでも黒鉛埋粉と大気との反
応によって還元効果を有するco+sz雰囲気となるた
め、グラファイトウィスカーまたは炭素繊維の損傷はな
く、良好な複合セラミックスが得られる。
法によって行う。ホットプレスは1800〜2300℃
の温度で、10MPa以上の圧力でなされる。1800
℃未満の温度では充分緻密なホットプレス体を得ること
はできず、また2300℃を越えるとSiC自体の熱分
解が始まるため好ましくない。雰囲気は、 Ar、 N
z、 Hz等非酸化性雰囲気が最も好ましいが、i1N
常の大気雰囲気ホットプレスでも黒鉛埋粉と大気との反
応によって還元効果を有するco+sz雰囲気となるた
め、グラファイトウィスカーまたは炭素繊維の損傷はな
く、良好な複合セラミックスが得られる。
グラファイトウィスカーの含有量が10体積%以下また
は炭素繊維の含有量が5%以下であれば。
は炭素繊維の含有量が5%以下であれば。
ホットプレス法によらなくても、常圧焼結法、ず ′な
わち、成形体を常圧の非酸化性雰囲気中において、18
00〜2300℃の温度で焼成することにより、緻密で
靭性の高い焼結体を得ることができる。
わち、成形体を常圧の非酸化性雰囲気中において、18
00〜2300℃の温度で焼成することにより、緻密で
靭性の高い焼結体を得ることができる。
HIP (熱間静水圧装置)を用いる場合には。
混合粉に必要に応じて有機結合剤等を加え、金型成形、
ラバープレス、押出成形、射出成形等の成形法で所望の
形状にする。あるいは、スラリーを鋳込んで乾燥するス
リップキャスト法にて所望の形状を得る。成形体を脱脂
した後、ガラスカプセルあるいはガラスバスに封入し、
いわゆる「直接HIPJにより、緻密で高強度、高靭性
の複合材を得ることができる。HIP条件は1700〜
2200℃で50 M P a以上が望ましい。また、
これらの成形体を1800〜2300℃で焼成した後、
1700〜1900℃、50MPa以上でHIP処理す
る。いわゆる「ポストHIPJにより。
ラバープレス、押出成形、射出成形等の成形法で所望の
形状にする。あるいは、スラリーを鋳込んで乾燥するス
リップキャスト法にて所望の形状を得る。成形体を脱脂
した後、ガラスカプセルあるいはガラスバスに封入し、
いわゆる「直接HIPJにより、緻密で高強度、高靭性
の複合材を得ることができる。HIP条件は1700〜
2200℃で50 M P a以上が望ましい。また、
これらの成形体を1800〜2300℃で焼成した後、
1700〜1900℃、50MPa以上でHIP処理す
る。いわゆる「ポストHIPJにより。
緻密で高強度、高靭性の複合セラミックスを得ることも
できる。
できる。
SiC′f複合セラミックスの表面へのSiC膜等の形
成は以下に説明する方法によって行う。
成は以下に説明する方法によって行う。
■ CVD法
炉内にグラファイトウィスカーまたは炭素繊維を含むS
iC質材料(以下、 SiC/C材と記す)を置き、こ
れに反応ガスとして、Si源である5i(J4,5il
C13またはS i 04等のガスとC源である炭化水
素を共に流すか、あるいは、 Si源であると共にC源
であるCH,5i(J、または(CHi)4St等のガ
スを流し、必要に応じN2や不活性ガスを加え。
iC質材料(以下、 SiC/C材と記す)を置き、こ
れに反応ガスとして、Si源である5i(J4,5il
C13またはS i 04等のガスとC源である炭化水
素を共に流すか、あるいは、 Si源であると共にC源
であるCH,5i(J、または(CHi)4St等のガ
スを流し、必要に応じN2や不活性ガスを加え。
1ooo〜1500℃の温度でこれらのガスを反応ある
いは熱分解し、 SiC/C材表面にSiC被膜を形成
せしめる。被膜を構成する原子比はSiC/C材tに近
いほど望ましく、Cが過剰な場合にもSiが過剰な場合
にも、共に耐酸化性は低下する。
いは熱分解し、 SiC/C材表面にSiC被膜を形成
せしめる。被膜を構成する原子比はSiC/C材tに近
いほど望ましく、Cが過剰な場合にもSiが過剰な場合
にも、共に耐酸化性は低下する。
また、プラズマCVD法によって、600〜800℃の
低温で、上記反応ガスを用いてSiC被膜を形成せしめ
ることもできる。
低温で、上記反応ガスを用いてSiC被膜を形成せしめ
ることもできる。
また、 Si源ガスとして5xCZ4,5IllCZ3
または5i114等のガス、N源ガスとしてN113ま
たばN2等を用い、 SiC/C材を1000〜150
0℃に加熱することにより、材料表面にSiC被膜を生
じせしめることができる。やはり、プラズマを利用する
ことにより、600〜800℃で5iJ4被膜を生じせ
しめることができる。
または5i114等のガス、N源ガスとしてN113ま
たばN2等を用い、 SiC/C材を1000〜150
0℃に加熱することにより、材料表面にSiC被膜を生
じせしめることができる。やはり、プラズマを利用する
ことにより、600〜800℃で5iJ4被膜を生じせ
しめることができる。
■ 珪化法
炉内にSiC/C材を置き、真空中1400〜1800
℃で珪素蒸気に曝すことにより、材料表面に露出してい
る炭素繊維あるいはグラファイトウィスカーを珪化し、
SiCとする方法である。
℃で珪素蒸気に曝すことにより、材料表面に露出してい
る炭素繊維あるいはグラファイトウィスカーを珪化し、
SiCとする方法である。
珪素蒸気は、炉内に予め金属珪素あるいはSi3N。
を置くことにより発生させることができる。
■ 炭素粉末珪化法
SiC/C材に2次のいずれかの方法によって炭素粉末
等を付着せしめる。
等を付着せしめる。
(i)カーボン・スプレーによる被覆
(ii)カーボンブランク等炭素粉末を分散させた液体
の塗布 (iii )熱分解して炭素が生ずるフェノール樹脂等
の有機物を溶解した溶媒の塗布 この後、該SiC/C材を真空中1400〜1800℃
で珪素蒸気に曝すことにより、材料表面の炭素を珪化し
9表面にSiCとSiとから成る耐酸化性被膜を生じせ
しめる。珪素蒸気は珪化法の場合と同様に、炉内に予め
金属珪素あるいは5iJ4を置くことにより発生させる
ことができる。
の塗布 (iii )熱分解して炭素が生ずるフェノール樹脂等
の有機物を溶解した溶媒の塗布 この後、該SiC/C材を真空中1400〜1800℃
で珪素蒸気に曝すことにより、材料表面の炭素を珪化し
9表面にSiCとSiとから成る耐酸化性被膜を生じせ
しめる。珪素蒸気は珪化法の場合と同様に、炉内に予め
金属珪素あるいは5iJ4を置くことにより発生させる
ことができる。
■ 有機珪素高分子熱分解法
SiC/C材表面にポリカルボシラン類等の有機珪素高
分子を溶解した有機溶媒を塗布し乾燥後。
分子を溶解した有機溶媒を塗布し乾燥後。
真空中、あるいはAr等不活性ガスまたはN2雰囲気中
において600−1500℃の温度で熱分解することに
より2表面にSiC被膜を生じせしめる。
において600−1500℃の温度で熱分解することに
より2表面にSiC被膜を生じせしめる。
ホットプレス法により製作した20体積%のグラファイ
トウィスカーを含むSiC焼結体、および10体積%の
炭素繊維を含む3iC焼結体から切り出した寸法が3
X 4 X 4 Q 龍の試験片に対し、実施例1〜4
に示すような表面処理を行い、未処理の試験片(比較例
1)と共に、大気中1400 ’CX100hrの酸化
処理を行い、酸化後の重量変化および強度を測定した。
トウィスカーを含むSiC焼結体、および10体積%の
炭素繊維を含む3iC焼結体から切り出した寸法が3
X 4 X 4 Q 龍の試験片に対し、実施例1〜4
に示すような表面処理を行い、未処理の試験片(比較例
1)と共に、大気中1400 ’CX100hrの酸化
処理を行い、酸化後の重量変化および強度を測定した。
強度はJISR1601に準拠した4点曲げ試験にて評
価した。第1表は上記試験片の重量変化、4点曲げ強度
を調べた結果を示したものである。
価した。第1表は上記試験片の重量変化、4点曲げ強度
を調べた結果を示したものである。
(実施例1)
上記2種類の試料表面を研摩した後、キャリアーガスと
して水素を毎分” ccr 5sCj4を毎分15g、
およびC1,を毎分30cc供給しながら1400℃の
温度に加熱し、焼結体試料の表面に厚さ約20μmのβ
−5iC膜を形成した。この試料を大気中1400℃、
100hr曝したところ9重量変化はなく、4点曲げ強
度はむしろ、 SiCを被覆していない未酸化試料より
も高い値が得られた。
して水素を毎分” ccr 5sCj4を毎分15g、
およびC1,を毎分30cc供給しながら1400℃の
温度に加熱し、焼結体試料の表面に厚さ約20μmのβ
−5iC膜を形成した。この試料を大気中1400℃、
100hr曝したところ9重量変化はなく、4点曲げ強
度はむしろ、 SiCを被覆していない未酸化試料より
も高い値が得られた。
(実施例2)
上記2種類の試料表面を研摩した後、キャリアーガスと
して水素を毎分5 cc、 5t(J4を毎分15g、
およびNH,を毎分50cc供給しながら1350℃に
加熱し、焼結体試料の表面に厚さ約15μmのα−5i
、N、膜を形成した。この試料を大気中1400℃、1
00hr曝したところ1重量変化は0、15〜0.2
mg/cat、曲げ強度の変化は1割以下であった。
して水素を毎分5 cc、 5t(J4を毎分15g、
およびNH,を毎分50cc供給しながら1350℃に
加熱し、焼結体試料の表面に厚さ約15μmのα−5i
、N、膜を形成した。この試料を大気中1400℃、1
00hr曝したところ1重量変化は0、15〜0.2
mg/cat、曲げ強度の変化は1割以下であった。
(実施例3)
上記2種類の試料表面を研摩した後、真空(平均0.0
1〜0.1 Torr)中1650℃に保持し5同じ炉
内で黒鉛製ルツボ中に保持したシリコン融液を珪素源と
した珪素蒸気で4時間珪化処理し、焼結体試料表面の炭
素をSiCに変えた。X線回折を行ったところ、焼結体
試料表面に残存したグラファイトの吸収ピークは珪化処
理後には消失していることがわかった。珪化処理後の試
料を大気中で1400℃、100hr曝したところ、微
量の重量増加を示したが2強度にはほとんど変化がなか
った。
1〜0.1 Torr)中1650℃に保持し5同じ炉
内で黒鉛製ルツボ中に保持したシリコン融液を珪素源と
した珪素蒸気で4時間珪化処理し、焼結体試料表面の炭
素をSiCに変えた。X線回折を行ったところ、焼結体
試料表面に残存したグラファイトの吸収ピークは珪化処
理後には消失していることがわかった。珪化処理後の試
料を大気中で1400℃、100hr曝したところ、微
量の重量増加を示したが2強度にはほとんど変化がなか
った。
(実施例4)
上記2種類の試料表面にカーボンスプレーを吹きつける
ことによりカーボンブランクで覆い、これを実施例2と
同じく、真空炉内で1650℃の温度で珪化した。X線
回折の結果、試料表面にはSiCと金属珪素が存在し、
グラファイトの吸収ピークは消失していることがわかっ
た。珪化処理後の試料を大気中で1400℃、100h
r曝したところ1重量1強度ともほとんど変化はなかっ
た。
ことによりカーボンブランクで覆い、これを実施例2と
同じく、真空炉内で1650℃の温度で珪化した。X線
回折の結果、試料表面にはSiCと金属珪素が存在し、
グラファイトの吸収ピークは消失していることがわかっ
た。珪化処理後の試料を大気中で1400℃、100h
r曝したところ1重量1強度ともほとんど変化はなかっ
た。
(実施例5)
上記2種類の試料に、トルエンに溶解したポリメチルカ
ルボシランを塗布し、乾燥後、 Ar雰囲気中1200
℃で加熱し、熱分解を行った。この結果、焼結体試料の
表面には厚さ20〜50μmのβ−5iC皮膜が形成さ
れた。この試料を大気中で1400℃、100hr曝し
たところ、わずかな重量減少を示したが9強度はほとん
ど変化しなかった。
ルボシランを塗布し、乾燥後、 Ar雰囲気中1200
℃で加熱し、熱分解を行った。この結果、焼結体試料の
表面には厚さ20〜50μmのβ−5iC皮膜が形成さ
れた。この試料を大気中で1400℃、100hr曝し
たところ、わずかな重量減少を示したが9強度はほとん
ど変化しなかった。
(比較例1)
上記2種類の試料表面を研摩した後9表面被覆等の処理
を行わず、大気中で1400,100hr曝したところ
、20体積%のグラファイトウィスカーを含むSiC材
料では0.4■/dの重量増加と18%の強度低下、1
0体積%の炭素繊維を含むSiC材料では1.Oag/
adの重11減少と35%の強度低下を示した。
を行わず、大気中で1400,100hr曝したところ
、20体積%のグラファイトウィスカーを含むSiC材
料では0.4■/dの重量増加と18%の強度低下、1
0体積%の炭素繊維を含むSiC材料では1.Oag/
adの重11減少と35%の強度低下を示した。
続いて、材料の破壊靭性値を測定した結果について示す
、破壊靭性値(以下KIC値と記す)はIM(インデン
テーシヨン・マイクロッラフチャー)法により求めた。
、破壊靭性値(以下KIC値と記す)はIM(インデン
テーシヨン・マイクロッラフチャー)法により求めた。
第2表は以下に示す比較例2〜4.実施例6により製作
した試験片の破壊靭1値を調べた結果を示したものであ
る。
した試験片の破壊靭1値を調べた結果を示したものであ
る。
て比較例2)
密度が3.1g/aJであるStC常圧焼結体のKIC
“直は2.7g/aaであった。
“直は2.7g/aaであった。
(比較例3)
密度が3.1g/cfflであるSfC常圧焼結体の表
面5こ、実施例1と同じ方法で20μmのβ−5iC膜
を形成した。この試料のKIC値は2.8g/c+dで
あった。
面5こ、実施例1と同じ方法で20μmのβ−5iC膜
を形成した。この試料のKIC値は2.8g/c+dで
あった。
(比較例4)
ホットプレス法により製作した。20体積%のグラファ
イトウィスカーを含むSiC焼結体のKIC−直は5.
3MPa−m””であった。
イトウィスカーを含むSiC焼結体のKIC−直は5.
3MPa−m””であった。
(実施例6)
ホットプレス法により製作した。20体積%のグラファ
イトウィスカーを含むSiC焼結体の表面7こ、実施例
1と同じ方法で20μmのβ−3iC膜を形成した。こ
の試料のKIC値は5.2MPa−m/2であった。比
較例4と同様に、 SiC常圧焼結体の倍近い高い値で
あった。
イトウィスカーを含むSiC焼結体の表面7こ、実施例
1と同じ方法で20μmのβ−3iC膜を形成した。こ
の試料のKIC値は5.2MPa−m/2であった。比
較例4と同様に、 SiC常圧焼結体の倍近い高い値で
あった。
Claims (1)
- グラファイトウィスカーまたは炭素繊維を含む炭化珪素
質材料と、その表面が炭化珪素、炭化珪素と珪素の混合
物または窒化珪素膜とからなることを特徴とするセラミ
ックス複合材料。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62048400A JPS63215566A (ja) | 1987-03-03 | 1987-03-03 | セラミツクス複合材料 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62048400A JPS63215566A (ja) | 1987-03-03 | 1987-03-03 | セラミツクス複合材料 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63215566A true JPS63215566A (ja) | 1988-09-08 |
Family
ID=12802253
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP62048400A Pending JPS63215566A (ja) | 1987-03-03 | 1987-03-03 | セラミツクス複合材料 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS63215566A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP3064482B1 (en) * | 2015-03-04 | 2022-06-15 | TYK Corporation | Method of forming a silicon carbide refractory block |
-
1987
- 1987-03-03 JP JP62048400A patent/JPS63215566A/ja active Pending
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP3064482B1 (en) * | 2015-03-04 | 2022-06-15 | TYK Corporation | Method of forming a silicon carbide refractory block |
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