JPWO2016204113A1 - 治癒活性剤を含む酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物、その製法及びその用途、並びに酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の高機能化方法 - Google Patents
治癒活性剤を含む酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物、その製法及びその用途、並びに酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の高機能化方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JPWO2016204113A1 JPWO2016204113A1 JP2017525216A JP2017525216A JPWO2016204113A1 JP WO2016204113 A1 JPWO2016204113 A1 JP WO2016204113A1 JP 2017525216 A JP2017525216 A JP 2017525216A JP 2017525216 A JP2017525216 A JP 2017525216A JP WO2016204113 A1 JPWO2016204113 A1 JP WO2016204113A1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- healing
- crack
- ceramic composition
- agent
- oxidation
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 230000035876 healing Effects 0.000 title claims abstract description 281
- 239000000919 ceramic Substances 0.000 title claims abstract description 167
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 title claims abstract description 126
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 title claims abstract description 108
- 239000000203 mixture Substances 0.000 title claims abstract description 106
- 239000012190 activator Substances 0.000 title claims abstract description 73
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 32
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 11
- 230000002708 enhancing effect Effects 0.000 title description 6
- 239000000463 material Substances 0.000 claims abstract description 184
- 239000013003 healing agent Substances 0.000 claims abstract description 92
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 69
- 239000013543 active substance Substances 0.000 claims abstract description 62
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 claims abstract description 25
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 22
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 22
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 claims abstract description 22
- 229910008484 TiSi Inorganic materials 0.000 claims description 35
- 230000014509 gene expression Effects 0.000 claims description 35
- 230000009477 glass transition Effects 0.000 claims description 34
- KZHJGOXRZJKJNY-UHFFFAOYSA-N dioxosilane;oxo(oxoalumanyloxy)alumane Chemical compound O=[Si]=O.O=[Si]=O.O=[Al]O[Al]=O.O=[Al]O[Al]=O.O=[Al]O[Al]=O KZHJGOXRZJKJNY-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 32
- 229910052863 mullite Inorganic materials 0.000 claims description 32
- 238000011084 recovery Methods 0.000 claims description 31
- 229910044991 metal oxide Inorganic materials 0.000 claims description 19
- 150000004706 metal oxides Chemical class 0.000 claims description 19
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 13
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 13
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 claims description 5
- 229910052574 oxide ceramic Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000011224 oxide ceramic Substances 0.000 claims description 4
- 229910021193 La 2 O 3 Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910017493 Nd 2 O 3 Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052747 lanthanoid Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 150000002602 lanthanoids Chemical class 0.000 claims description 3
- 230000008439 repair process Effects 0.000 abstract description 26
- 238000012986 modification Methods 0.000 abstract description 24
- 230000004048 modification Effects 0.000 abstract description 24
- 230000002757 inflammatory effect Effects 0.000 abstract description 13
- 230000008569 process Effects 0.000 abstract description 7
- 238000005336 cracking Methods 0.000 abstract description 6
- 238000013461 design Methods 0.000 abstract description 3
- HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N silicon carbide Chemical compound [Si+]#[C-] HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 166
- 229910010271 silicon carbide Inorganic materials 0.000 description 153
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 150
- 229910018072 Al 2 O 3 Inorganic materials 0.000 description 147
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 31
- 229910004298 SiO 2 Inorganic materials 0.000 description 28
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 23
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 description 18
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 16
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 16
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 14
- 238000005245 sintering Methods 0.000 description 13
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 12
- 238000011049 filling Methods 0.000 description 11
- 229910016287 MxOy Inorganic materials 0.000 description 10
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 10
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 10
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 10
- 230000009442 healing mechanism Effects 0.000 description 10
- 238000011065 in-situ storage Methods 0.000 description 10
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 9
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 9
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 9
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 9
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 9
- 238000005304 joining Methods 0.000 description 9
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 9
- 230000001976 improved effect Effects 0.000 description 8
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 7
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 7
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 7
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 6
- 238000001878 scanning electron micrograph Methods 0.000 description 6
- 229910010293 ceramic material Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 5
- 239000000835 fiber Substances 0.000 description 5
- 230000001590 oxidative effect Effects 0.000 description 5
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 5
- 241000894007 species Species 0.000 description 5
- 230000001960 triggered effect Effects 0.000 description 5
- 238000012795 verification Methods 0.000 description 5
- 229910052769 Ytterbium Inorganic materials 0.000 description 4
- MCMNRKCIXSYSNV-UHFFFAOYSA-N Zirconium dioxide Chemical compound O=[Zr]=O MCMNRKCIXSYSNV-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 4
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 4
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 4
- 238000009499 grossing Methods 0.000 description 4
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 4
- KFZMGEQAYNKOFK-UHFFFAOYSA-N Isopropanol Chemical compound CC(C)O KFZMGEQAYNKOFK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910052581 Si3N4 Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910010413 TiO 2 Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000004913 activation Effects 0.000 description 3
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 3
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 3
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 3
- 230000001939 inductive effect Effects 0.000 description 3
- 150000002500 ions Chemical class 0.000 description 3
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 3
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 3
- 238000009790 rate-determining step (RDS) Methods 0.000 description 3
- 239000003238 silicate melt Substances 0.000 description 3
- HQVNEWCFYHHQES-UHFFFAOYSA-N silicon nitride Chemical compound N12[Si]34N5[Si]62N3[Si]51N64 HQVNEWCFYHHQES-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N Silicium dioxide Chemical compound O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000003917 TEM image Methods 0.000 description 2
- 230000002159 abnormal effect Effects 0.000 description 2
- 210000000988 bone and bone Anatomy 0.000 description 2
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 2
- 229910052906 cristobalite Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 2
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 239000011812 mixed powder Substances 0.000 description 2
- 238000013001 point bending Methods 0.000 description 2
- 210000001519 tissue Anatomy 0.000 description 2
- 239000011345 viscous material Substances 0.000 description 2
- 239000002023 wood Substances 0.000 description 2
- 241000197192 Bulla gouldiana Species 0.000 description 1
- 229910019974 CrSi Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910005347 FeSi Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910017028 MnSi Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910016288 MxOy" Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011184 SiC–SiC matrix composite Substances 0.000 description 1
- 229910010038 TiAl Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910006249 ZrSi Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000001133 acceleration Effects 0.000 description 1
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 1
- 239000011149 active material Substances 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 230000004075 alteration Effects 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 229910052576 carbides based ceramic Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002485 combustion reaction Methods 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 230000007850 degeneration Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 239000003733 fiber-reinforced composite Substances 0.000 description 1
- 230000010006 flight Effects 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 230000005484 gravity Effects 0.000 description 1
- 230000037417 hyperactivation Effects 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 238000010884 ion-beam technique Methods 0.000 description 1
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 239000013081 microcrystal Substances 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 230000036961 partial effect Effects 0.000 description 1
- 238000005191 phase separation Methods 0.000 description 1
- 238000010248 power generation Methods 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 239000013005 self healing agent Substances 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 230000003068 static effect Effects 0.000 description 1
- 229910000601 superalloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004781 supercooling Methods 0.000 description 1
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 1
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
- C04B35/16—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on silicates other than clay
- C04B35/18—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on silicates other than clay rich in aluminium oxide
- C04B35/185—Mullite 3Al2O3-2SiO2
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
- C04B35/10—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on aluminium oxide
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
- C04B35/10—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on aluminium oxide
- C04B35/111—Fine ceramics
- C04B35/117—Composites
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
- C04B35/63—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B using additives specially adapted for forming the products, e.g.. binder binders
- C04B35/6303—Inorganic additives
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/64—Burning or sintering processes
- C04B35/645—Pressure sintering
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
- F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
- F01D25/00—Component parts, details, or accessories, not provided for in, or of interest apart from, other groups
- F01D25/005—Selecting particular materials
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
- F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
- F01D5/00—Blades; Blade-carrying members; Heating, heat-insulating, cooling or antivibration means on the blades or the members
- F01D5/12—Blades
- F01D5/28—Selecting particular materials; Particular measures relating thereto; Measures against erosion or corrosion
- F01D5/284—Selection of ceramic materials
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F01—MACHINES OR ENGINES IN GENERAL; ENGINE PLANTS IN GENERAL; STEAM ENGINES
- F01D—NON-POSITIVE DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, e.g. STEAM TURBINES
- F01D9/00—Stators
- F01D9/02—Nozzles; Nozzle boxes; Stator blades; Guide conduits, e.g. individual nozzles
- F01D9/04—Nozzles; Nozzle boxes; Stator blades; Guide conduits, e.g. individual nozzles forming ring or sector
- F01D9/041—Nozzles; Nozzle boxes; Stator blades; Guide conduits, e.g. individual nozzles forming ring or sector using blades
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
- C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
- C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
- C04B2235/3205—Alkaline earth oxides or oxide forming salts thereof, e.g. beryllium oxide
- C04B2235/3206—Magnesium oxides or oxide-forming salts thereof
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
- C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
- C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
- C04B2235/3217—Aluminum oxide or oxide forming salts thereof, e.g. bauxite, alpha-alumina
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
- C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
- C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
- C04B2235/3224—Rare earth oxide or oxide forming salts thereof, e.g. scandium oxide
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
- C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
- C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
- C04B2235/3224—Rare earth oxide or oxide forming salts thereof, e.g. scandium oxide
- C04B2235/3225—Yttrium oxide or oxide-forming salts thereof
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
- C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
- C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
- C04B2235/3224—Rare earth oxide or oxide forming salts thereof, e.g. scandium oxide
- C04B2235/3227—Lanthanum oxide or oxide-forming salts thereof
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
- C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
- C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
- C04B2235/3224—Rare earth oxide or oxide forming salts thereof, e.g. scandium oxide
- C04B2235/3229—Cerium oxides or oxide-forming salts thereof
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
- C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
- C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
- C04B2235/3262—Manganese oxides, manganates, rhenium oxides or oxide-forming salts thereof, e.g. MnO
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
- C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
- C04B2235/34—Non-metal oxides, non-metal mixed oxides, or salts thereof that form the non-metal oxides upon heating, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
- C04B2235/3427—Silicates other than clay, e.g. water glass
- C04B2235/3463—Alumino-silicates other than clay, e.g. mullite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
- C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
- C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
- C04B2235/3817—Carbides
- C04B2235/3826—Silicon carbides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
- C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
- C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
- C04B2235/3891—Silicides, e.g. molybdenum disilicide, iron silicide
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
- C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
- C04B2235/54—Particle size related information
- C04B2235/5418—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof
- C04B2235/5436—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof micrometer sized, i.e. from 1 to 100 micron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
- C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
- C04B2235/54—Particle size related information
- C04B2235/5418—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof
- C04B2235/5445—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof submicron sized, i.e. from 0,1 to 1 micron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
- C04B2235/80—Phases present in the sintered or melt-cast ceramic products other than the main phase
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
- C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
- C04B2235/80—Phases present in the sintered or melt-cast ceramic products other than the main phase
- C04B2235/85—Intergranular or grain boundary phases
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05D—INDEXING SCHEME FOR ASPECTS RELATING TO NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES, GAS-TURBINES OR JET-PROPULSION PLANTS
- F05D2220/00—Application
- F05D2220/30—Application in turbines
- F05D2220/32—Application in turbines in gas turbines
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Ceramic Engineering (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Structural Engineering (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- General Engineering & Computer Science (AREA)
- Composite Materials (AREA)
- Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
Abstract
自己治癒過程における炎症期に注目した従来の酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物とは異なり、修復期及び改変期に注目してこれらの段階を高速化する元素および組織設計を行うことにより、酸化誘起型の高機能性自己治癒セラミックス組成物、その製法、その用途、並びにその高機能化を達成するための方法を新たに提供することを目的とする。本発明によれば、セラミックス母材と、前記母材中に分散している酸化活性な非酸化物の治癒エージェントと、治癒活性剤を含む、酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物であって、前記治癒エージェントは、前記セラミックス組成物のき裂発生による外部酸素との接触で酸化物を生成する物質であり、前記治癒活性剤は、前記治癒エージェントの酸化反応を律速する物質の拡散速度を高速化する物質である、前記セラミックス組成物が与えられる。
Description
本発明は、酸化誘起型の高機能性自己治癒セラミックス組成物に関するものであって、具体的には、治癒活性剤を含む酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物、その製法及びその用途、並びに酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の高機能化方法に関する。特に、航空機エンジンのタービン翼をはじめとする高温構造部材として用いるものに関する。
酸化誘起型自己治癒セラミックスは、セラミックス母相に分散していて、高温大気中での酸化に対して高活性な非酸化物（本願では「治癒エージェント」とも称する。）が、使用中のき裂発生を引き金としてその外部に存在する大気中の酸素と高温酸化し、それにより生成した酸化物がき裂を自律的に充填及び接合して強度を完全に回復する機能、いわゆる「自己治癒機能」を有している。そのため、酸化誘起型自己治癒セラミックスは、高い性能と高度な安全性が要求される次世代の高温構造部材への適用が大いに期待されている。
このような酸化誘起型自己治癒セラミックスとしては、例えば、Ａｌ２Ｏ３（アルミナ）とＳｉＣの複合材（本願では「Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材」とも称する。）、ムライトとＳｉＣの複合材（本願では「ムライト／ＳｉＣ複合材」とも称する。）、ジルコニアとＳｉＣの複合材（本願では「ジルコニア／ＳｉＣ複合材」とも称する。）、窒化ケイ素とＳｉＣの複合材（本願では「窒化ケイ素／ＳｉＣ複合材」とも称する。）が具体的に提案されている（特許文献１〜３）。
また、自己治癒を誘発する高温での酸化を低温化させるために、低温での酸化に高活性なＭＡＸ相化合物や金属間化合物のような治癒エージェントが提案されている（非特許文献１〜２）。このような治癒エージェントとしては、例えば、ムライトとＴｉＳｉ２の複合材（本願では「ムライト／ＴｉＳｉ２複合材」とも称する。）やＴｉ３ＳｉＣ２セラミックスが具体的に提案されている。
また、アルミナのセラミックス母材を含み、その母材中にアルミナの長繊維部材を備えるセラミック複合材料において、その母材とその長繊維との界面にＳｉＣのような治癒エージェントを配置する酸化誘起型自己治癒セラミックス（本願では「アルミナ母材／治癒エージェント界面層／アルミナ長繊維複合材」とも称する。）が、酸化物セラミックスの高靭化および自己治癒機能の両立に成功しているという報告がある（特許文献４）。
このような酸化誘起型自己治癒セラミックスとしては、例えば、Ａｌ２Ｏ３（アルミナ）とＳｉＣの複合材（本願では「Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材」とも称する。）、ムライトとＳｉＣの複合材（本願では「ムライト／ＳｉＣ複合材」とも称する。）、ジルコニアとＳｉＣの複合材（本願では「ジルコニア／ＳｉＣ複合材」とも称する。）、窒化ケイ素とＳｉＣの複合材（本願では「窒化ケイ素／ＳｉＣ複合材」とも称する。）が具体的に提案されている（特許文献１〜３）。
また、自己治癒を誘発する高温での酸化を低温化させるために、低温での酸化に高活性なＭＡＸ相化合物や金属間化合物のような治癒エージェントが提案されている（非特許文献１〜２）。このような治癒エージェントとしては、例えば、ムライトとＴｉＳｉ２の複合材（本願では「ムライト／ＴｉＳｉ２複合材」とも称する。）やＴｉ３ＳｉＣ２セラミックスが具体的に提案されている。
また、アルミナのセラミックス母材を含み、その母材中にアルミナの長繊維部材を備えるセラミック複合材料において、その母材とその長繊維との界面にＳｉＣのような治癒エージェントを配置する酸化誘起型自己治癒セラミックス（本願では「アルミナ母材／治癒エージェント界面層／アルミナ長繊維複合材」とも称する。）が、酸化物セラミックスの高靭化および自己治癒機能の両立に成功しているという報告がある（特許文献４）。
Farle et al., "A conceptual study into the potential of Mn+1AXn-phase ceramics for self-healing of crack damage", J. Eur. Cer. Soc., 2014 (in press)
Yoshioka et al., "Methodology for evaluating self-healing agent of structural ceramics", J. Intelligent Mater. Struct. pp-1045389X14544137, 2014
しかしながら、従来の酸化誘起型自己治癒セラミックスには、高温大気中での治癒エージェントと酸素との酸化反応のみに注目して、その自己治癒機能の高機能化を図るものしかなかった。ここで、高機能化とは、具体的には、自己治癒過程において、強度回復に必要な速度を高速化し、また、き裂治癒に必要な温度を低温化することである。この高機能化は、高温構造用部材としての様々な仕様用途（例えば、様々な酸素分圧や稼働温度での高温構造用部材の使用）において、高速でき裂を完治するために必要不可欠である。
そのため、治癒エージェントの酸化高活性化のみを改良することによって高機能化を図る従来の酸化誘起型自己治癒セラミックスを用いて、き裂を自律的に充填及び接合して強度を回復する自己治癒機能を高機能化するには限界があり、自己治癒機能の更なる高機能化が難しいという課題があった。特に、航空機エンジンの低圧タービン翼のような高温構造部材に使用する場合、自己治癒機能の更なる高機能化は大きな課題となっていた。何故なら、その稼動条件は６００℃〜１２００℃の温度範囲と想定されるが、従来の酸化誘起型自己治癒セラミックスでは、その自己治癒機能が有効に発現する温度がそれよりも高い約１２００℃〜１３００℃の極めて限定的な温度範囲になってしまうためである。そして、航空機分野においては、６００℃〜１２００℃の温度範囲でも発生した表面き裂を高速で完治可能な酸化誘起型自己治癒セラミックスの開発は急務の課題であった。何故なら、エンジンの軽量化や冷却空気の低減化により燃費を改善するためにエンジンの低圧タービン翼を従来のＮｉ基超合金に比べて比重の低い酸化誘起型自己治癒セラミックスに置き換えることが切望されているという現状がある一方で、タービン部において従来の酸化誘起型自己治癒セラミックスを使用した場合、燃焼器において生成される微細な異物（例えば、硫化物）等が高速でセラミックスに衝突する、異物衝突損傷（本願では「ＦＯＤ」とも称する。）により表面き裂が発生し、最悪破断する可能性があるためである。因みに、タービン静翼材として期待されている現行の長繊維強化ＳｉＣ／ＳｉＣ複合材は、自己治癒機能に着目した設計が行われたものではないため、ＦＯＤ損傷による破断を一時的に回避することは可能でも、衝突の蓄積により部材の強度は徐々に低下するため、安定した信頼性を本来的に担保することは困難である。
そのため、治癒エージェントの酸化高活性化のみを改良することによって高機能化を図る従来の酸化誘起型自己治癒セラミックスを用いて、き裂を自律的に充填及び接合して強度を回復する自己治癒機能を高機能化するには限界があり、自己治癒機能の更なる高機能化が難しいという課題があった。特に、航空機エンジンの低圧タービン翼のような高温構造部材に使用する場合、自己治癒機能の更なる高機能化は大きな課題となっていた。何故なら、その稼動条件は６００℃〜１２００℃の温度範囲と想定されるが、従来の酸化誘起型自己治癒セラミックスでは、その自己治癒機能が有効に発現する温度がそれよりも高い約１２００℃〜１３００℃の極めて限定的な温度範囲になってしまうためである。そして、航空機分野においては、６００℃〜１２００℃の温度範囲でも発生した表面き裂を高速で完治可能な酸化誘起型自己治癒セラミックスの開発は急務の課題であった。何故なら、エンジンの軽量化や冷却空気の低減化により燃費を改善するためにエンジンの低圧タービン翼を従来のＮｉ基超合金に比べて比重の低い酸化誘起型自己治癒セラミックスに置き換えることが切望されているという現状がある一方で、タービン部において従来の酸化誘起型自己治癒セラミックスを使用した場合、燃焼器において生成される微細な異物（例えば、硫化物）等が高速でセラミックスに衝突する、異物衝突損傷（本願では「ＦＯＤ」とも称する。）により表面き裂が発生し、最悪破断する可能性があるためである。因みに、タービン静翼材として期待されている現行の長繊維強化ＳｉＣ／ＳｉＣ複合材は、自己治癒機能に着目した設計が行われたものではないため、ＦＯＤ損傷による破断を一時的に回避することは可能でも、衝突の蓄積により部材の強度は徐々に低下するため、安定した信頼性を本来的に担保することは困難である。
また、従来のＭＡＸ相化合物や金属間化合物のような治癒エージェントを用いた酸化誘起型自己治癒セラミックスでは、その強度が極めて低いという課題もあった。
そこで、本発明においては、これらの課題を解決すべく、酸化誘起型の高機能性自己治癒セラミックス組成物、その製法及びその用途、並びにその高機能化を達成するための方法を新たに提供することを目的とする。
そこで、本発明においては、これらの課題を解決すべく、酸化誘起型の高機能性自己治癒セラミックス組成物、その製法及びその用途、並びにその高機能化を達成するための方法を新たに提供することを目的とする。
本発明者らは、酸化誘起型自己治癒セラミックスの自己治癒機能の発生機構（本願では「自己治癒機構」とも称する。）を鋭意検討した結果、その発生機構が、人体を構成する緻密骨が有する自己治癒機構（「炎症期」、「修復期」、「改変期」の三段階による自己治癒機構）になぞらえることで、治癒エージェントが酸化反応を起こす段階（本願では「炎症期」とも称する。）、治癒エージェントから生成した酸化物が母相等と反応して粘度の低い過冷却融体を一時的に生成し、この過冷却融体がき裂の空隙（即ち、母相粒界や母相と治癒エージェントとの界面に進展したき裂面間の空隙）を完全に充填してき裂面間を接合する段階（本願では「修復期」とも称する。）、そして過冷却融体が凝固または結晶化することによってき裂面間に充填されたき裂治癒物質（即ち、強度回復を完全に達成したき裂治癒試料において、そのき裂治癒に供した物質）またはき裂治癒物質と母相の界面が高強度化する段階（本願では「改変期」とも称する。）の三段階に分類可能であり、また、自己治癒における強度回復速度が修復期を律速段階としていることを初めて見出した。
更に、本発明者らは、従来法のように炎症期に注目するのではなく、修復期及び改変期に注目してこれらの段階を高速化する元素および組織設計を行うことにより、酸化誘起型自己治癒セラミックスが有する自己治癒機能の高機能化が実現できることを初めて見出し、本発明を完成させるに至った。
更に、本発明者らは、従来法のように炎症期に注目するのではなく、修復期及び改変期に注目してこれらの段階を高速化する元素および組織設計を行うことにより、酸化誘起型自己治癒セラミックスが有する自己治癒機能の高機能化が実現できることを初めて見出し、本発明を完成させるに至った。
この点について、以下に詳述する。
本発明者らは、本発明を完成させるにあたり、まず、以下の通り、酸化誘起型自己治癒セラミックスのき裂治癒機構の解析を行い、その機構を初めて明らかにした。
本発明者らは、本発明を完成させるにあたり、まず、以下の通り、酸化誘起型自己治癒セラミックスのき裂治癒機構の解析を行い、その機構を初めて明らかにした。
＜き裂治癒機構の解析＞
（１） き裂治癒による強度回復挙動
酸化誘起型自己治癒セラミックスとして従来から知られているＡｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材の一例として、Ａｌ２Ｏ３と３０体積％のＳｉＣの複合材（本願では「Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材」とも称する。）を用いてき裂治癒材の室温強度回復に及ぼす治癒時間（ｔＨ）の影響を調査した結果を図１に示す。なお、本願では「体積％」を「ｖｏｌ.％」とも称する。
図１に示す通り、き裂治癒温度（ＴＨ）が例えば１２００℃の場合、き裂治癒材の強度は治癒時間（ｔＨ）の増加に伴って上昇し、治癒時間（ｔＨ）が５時間以上では、平滑治癒材と同等にまで完全に回復することを確認した。また、治癒時間（ｔＨ）が５時間以上になると、予き裂にあった破壊起点はき裂治癒部外に遷移することも確認した。これらの結果から、本発明者らは、１２００℃のき裂治癒温度（ＴＨ）では、最短５時間でき裂が完治することを見出した。
また、図１に示す通り、本発明者らは、最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、き裂治癒温度（ＴＨ）の低下に伴って大幅に増加することを見出した。
因みに、図１に示す平滑治癒材は、予き裂を施していない平滑材を１３００℃、１時間の条件でき裂治癒処理を行って作製したもので、平滑材表面でさえ残存している微小なき裂を完全に治癒した試料である。そのため、平滑治癒材の強度は平滑材に比べて若干向上し、破壊起点は内部欠陥となっている。その他の図１で使用した予き裂材や平滑材の供試材の製法については、本願実施例の参考例１で詳述する。
（１） き裂治癒による強度回復挙動
酸化誘起型自己治癒セラミックスとして従来から知られているＡｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材の一例として、Ａｌ２Ｏ３と３０体積％のＳｉＣの複合材（本願では「Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材」とも称する。）を用いてき裂治癒材の室温強度回復に及ぼす治癒時間（ｔＨ）の影響を調査した結果を図１に示す。なお、本願では「体積％」を「ｖｏｌ.％」とも称する。
図１に示す通り、き裂治癒温度（ＴＨ）が例えば１２００℃の場合、き裂治癒材の強度は治癒時間（ｔＨ）の増加に伴って上昇し、治癒時間（ｔＨ）が５時間以上では、平滑治癒材と同等にまで完全に回復することを確認した。また、治癒時間（ｔＨ）が５時間以上になると、予き裂にあった破壊起点はき裂治癒部外に遷移することも確認した。これらの結果から、本発明者らは、１２００℃のき裂治癒温度（ＴＨ）では、最短５時間でき裂が完治することを見出した。
また、図１に示す通り、本発明者らは、最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、き裂治癒温度（ＴＨ）の低下に伴って大幅に増加することを見出した。
因みに、図１に示す平滑治癒材は、予き裂を施していない平滑材を１３００℃、１時間の条件でき裂治癒処理を行って作製したもので、平滑材表面でさえ残存している微小なき裂を完全に治癒した試料である。そのため、平滑治癒材の強度は平滑材に比べて若干向上し、破壊起点は内部欠陥となっている。その他の図１で使用した予き裂材や平滑材の供試材の製法については、本願実施例の参考例１で詳述する。
（２） マルチスケール構造解析
図２（ａ）には、き裂治癒温度（ＴＨ）が１２００℃の場合の治癒過程におけるき裂治癒部の状態を示す三次元ＳＥＭ像を示す。なお、図２（ａ）の未治癒材の三次元ＳＥＭ像は、治癒時間（ｔＨ）が最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）の５時間よりも短い１時間の場合を示し、図２（ａ）の完治材の三次元ＳＥＭ像は、治癒時間（ｔＨ）が最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）の５時間よりも長い５０時間の場合を示す。
図２（ｂ）には、き裂治癒温度（ＴＨ）が１２００℃の場合の強度回復を完全に達成したときのき裂治癒部のＴＥＭ像を示す。
なお、使用した装置等ついては、本願実施例の参考例１で詳述する。
図２（ａ）には、き裂治癒温度（ＴＨ）が１２００℃の場合の治癒過程におけるき裂治癒部の状態を示す三次元ＳＥＭ像を示す。なお、図２（ａ）の未治癒材の三次元ＳＥＭ像は、治癒時間（ｔＨ）が最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）の５時間よりも短い１時間の場合を示し、図２（ａ）の完治材の三次元ＳＥＭ像は、治癒時間（ｔＨ）が最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）の５時間よりも長い５０時間の場合を示す。
図２（ｂ）には、き裂治癒温度（ＴＨ）が１２００℃の場合の強度回復を完全に達成したときのき裂治癒部のＴＥＭ像を示す。
なお、使用した装置等ついては、本願実施例の参考例１で詳述する。
図２（ａ）中の未治癒材の三次元ＳＥＭ像に示す通り、強度回復が未達成の場合（即ち、治癒時間（ｔＨ）＜最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）の場合）のき裂治癒材のき裂の最大開口部には、未充填な三次元に連結した欠陥（本願では「未修復欠陥」とも称する。）が存在する。一方で、図２（ａ）中の完治材の三次元ＳＥＭ像に示す通り、完全な強度回復を果たした場合（即ち、治癒時間（ｔＨ）≧最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）の場合）のき裂治癒部では、ＳｉＣからＳｉＯ２への体積膨張により未修復欠陥は更に縮退し、母材に潜在的に存在する内部欠陥サイズよりも小さい１μｍ程度の極めて微小な欠陥になる。これらの結果から、本発明者らは、室温強度にまで回復させるのに必要な速度、いわゆる回復速度を決定する要因として、き裂を完全に充填してき裂面間を接合する速度（本願では「き裂充填速度」又は「未修復欠陥の縮退速度」とも称する。）が重要であることを見出した。
更に、図２（ｂ）に示す通り、き裂治癒物質が、結晶化したクリストバライトと微量のムライトで構成されていることを確認した。これは、き裂治癒過程でＳｉＣの酸化によって生成したＳｉＯ２に微量のＡｌ２Ｏ３（具体的には、Ａｌ元素）が作用して粘度の低い過冷却融体の酸化物を生成し、その後二相分離したことによるものと理解している。このような過冷却融体の生成に起因する粘度の低下は、ＳｉＣの酸化によってその表面に生成した生成酸化物のＳｉＯ２においては１７００℃程度でもその粘度が十分に低下しなければ浮上できず観察できないはずの気泡形成（本願では「バブル形成」とも称する。）が、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材の表面から、ＳｉＯ２とＡｌ２Ｏ３の共晶温度以下の温度である１４００℃においてその場観察装置によって観察されたという事実からも確認された。なお、本発明者らは、このバブル形成の一因として、Ａｌ２Ｏ３を微量に含むＳｉＯ２過冷却融体の生成や１４００℃での反応熱（具体的には、酸化発熱）による局所的な温度上昇等を考えている。
また、図２（ｂ）に示す通り、ＳｉＣ及びＳｉＯ２の結晶方位は極めて小さく、ＳｉＣとＳｉＯ２の境界は整合性の高い界面になっていること、また、Ａｌ２Ｏ３とＳｉＯ２の境界にはそれらの中間化合物であるムライトの微結晶が形成されていることを確認した。
これらの結果から、本発明者らは、Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材のような酸化誘起型自己治癒セラミックスにおけるき裂治癒過程で強度回復を完全に達成すると、このような結晶相や整合性の高い界面の存在によって高強度の治癒部及び治癒部と母相の界面が形成されることを見出した。
更に、図２（ｂ）に示す通り、き裂治癒物質が、結晶化したクリストバライトと微量のムライトで構成されていることを確認した。これは、き裂治癒過程でＳｉＣの酸化によって生成したＳｉＯ２に微量のＡｌ２Ｏ３（具体的には、Ａｌ元素）が作用して粘度の低い過冷却融体の酸化物を生成し、その後二相分離したことによるものと理解している。このような過冷却融体の生成に起因する粘度の低下は、ＳｉＣの酸化によってその表面に生成した生成酸化物のＳｉＯ２においては１７００℃程度でもその粘度が十分に低下しなければ浮上できず観察できないはずの気泡形成（本願では「バブル形成」とも称する。）が、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材の表面から、ＳｉＯ２とＡｌ２Ｏ３の共晶温度以下の温度である１４００℃においてその場観察装置によって観察されたという事実からも確認された。なお、本発明者らは、このバブル形成の一因として、Ａｌ２Ｏ３を微量に含むＳｉＯ２過冷却融体の生成や１４００℃での反応熱（具体的には、酸化発熱）による局所的な温度上昇等を考えている。
また、図２（ｂ）に示す通り、ＳｉＣ及びＳｉＯ２の結晶方位は極めて小さく、ＳｉＣとＳｉＯ２の境界は整合性の高い界面になっていること、また、Ａｌ２Ｏ３とＳｉＯ２の境界にはそれらの中間化合物であるムライトの微結晶が形成されていることを確認した。
これらの結果から、本発明者らは、Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材のような酸化誘起型自己治癒セラミックスにおけるき裂治癒過程で強度回復を完全に達成すると、このような結晶相や整合性の高い界面の存在によって高強度の治癒部及び治癒部と母相の界面が形成されることを見出した。
（３） き裂治癒機構のモデル化
以上の結果を踏まえ、本発明者らは、Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材のき裂治癒機構が、人体を構成する緻密骨が有する自己治癒機構になぞらえると、ＳｉＣが酸化反応を起こす段階（「炎症期」）、ＳｉＣから生成した酸化物のＳｉＯ２がＡｌ２Ｏ３と反応して粘度の低い過冷却融体を一時的に生成し、この過冷却融体がき裂の空隙（即ち、母相粒界や母相と治癒エージェントとの界面に進展したき裂面間の空隙）を完全に充填してき裂面間を接合する段階（「修復期」）、そして過冷却融体が凝固して結晶化することによってき裂面間に充填されたき裂治癒物質またはき裂治癒物質と母相の界面が高強度化する段階（「改変期」）の三段階に分類することができ、図３（ａ）に示すようなモデル化が可能であることを見出した。
以上の結果を踏まえ、本発明者らは、Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材のき裂治癒機構が、人体を構成する緻密骨が有する自己治癒機構になぞらえると、ＳｉＣが酸化反応を起こす段階（「炎症期」）、ＳｉＣから生成した酸化物のＳｉＯ２がＡｌ２Ｏ３と反応して粘度の低い過冷却融体を一時的に生成し、この過冷却融体がき裂の空隙（即ち、母相粒界や母相と治癒エージェントとの界面に進展したき裂面間の空隙）を完全に充填してき裂面間を接合する段階（「修復期」）、そして過冷却融体が凝固して結晶化することによってき裂面間に充填されたき裂治癒物質またはき裂治癒物質と母相の界面が高強度化する段階（「改変期」）の三段階に分類することができ、図３（ａ）に示すようなモデル化が可能であることを見出した。
各段階は、具体的には、以下の通りである。
炎症期は、き裂の発生を引き金として、未反応のＳｉＣの酸化が大気中の酸素との接触によってＳｉＯ２を形成する酸化反応を開始し、その反応熱によりき裂面間の温度が局所的に上昇する段階である。
修復期は、組織的には、ＳｉＣの酸化により生成したＳｉＯ２が隣接するＡｌ２Ｏ３（母材）と反応して粘度の低い酸化物を生成し、この酸化物が融解し、融体としてき裂を完全に充填してき裂面間を接合する段階である。破壊力学的には、き裂面間が充填されて、そのき裂が無欠陥とみなせるサイズにまで縮退する段階である。
改変期は、修復期においてき裂面を完全に充填してき裂面間を接合した粘度の低い酸化物融体が、凝固して結晶化する（具体的には、結晶の核生成サイトとなりうるＳｉＣとの界面からＳｉＯ２の結晶であるクリストバライトが形成されるとともに、Ａｌ２Ｏ３との境界に中間化合物のムライトが析出する）ことによって、き裂治癒物質が高強度化し、強度回復を完全に達成する段階である。
そして、本発明者らは、組織的及び破壊力学的な観点から、少なくとも室温強度の完全回復にはき裂面間の空隙が完全に充填されること（即ち、過冷却融体がき裂面間の空隙を完全に充填してき裂面間を接合すること）が必要条件であり、そのため、この条件に相当する修復期がき裂治癒過程での強度回復速度を決定する律速段階であることを見出した。ここで、「完全に充填される」とは、き裂面間に独立して存在する空隙が母材に潜在的に存在する内部欠陥サイズよりも小さくなる（即ち、許容欠陥寸法になる）ということを意味する。
炎症期は、き裂の発生を引き金として、未反応のＳｉＣの酸化が大気中の酸素との接触によってＳｉＯ２を形成する酸化反応を開始し、その反応熱によりき裂面間の温度が局所的に上昇する段階である。
修復期は、組織的には、ＳｉＣの酸化により生成したＳｉＯ２が隣接するＡｌ２Ｏ３（母材）と反応して粘度の低い酸化物を生成し、この酸化物が融解し、融体としてき裂を完全に充填してき裂面間を接合する段階である。破壊力学的には、き裂面間が充填されて、そのき裂が無欠陥とみなせるサイズにまで縮退する段階である。
改変期は、修復期においてき裂面を完全に充填してき裂面間を接合した粘度の低い酸化物融体が、凝固して結晶化する（具体的には、結晶の核生成サイトとなりうるＳｉＣとの界面からＳｉＯ２の結晶であるクリストバライトが形成されるとともに、Ａｌ２Ｏ３との境界に中間化合物のムライトが析出する）ことによって、き裂治癒物質が高強度化し、強度回復を完全に達成する段階である。
そして、本発明者らは、組織的及び破壊力学的な観点から、少なくとも室温強度の完全回復にはき裂面間の空隙が完全に充填されること（即ち、過冷却融体がき裂面間の空隙を完全に充填してき裂面間を接合すること）が必要条件であり、そのため、この条件に相当する修復期がき裂治癒過程での強度回復速度を決定する律速段階であることを見出した。ここで、「完全に充填される」とは、き裂面間に独立して存在する空隙が母材に潜在的に存在する内部欠陥サイズよりも小さくなる（即ち、許容欠陥寸法になる）ということを意味する。
本発明者らは、これらの知見をもとに、き裂治癒過程での強度回復速度が、修復期で生成する低粘度な酸化物中の酸素分子やイオン又はＣＯガスの拡散速度に律速されると仮定し、き裂治癒材の室温強度を予測した。その結果を予測曲げ強度（σＢ）として、先述した図１中に実線で示した。この図に示す通り、き裂治癒材の強度と最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）の予測値は実測値とよく一致していることから、この仮定が正しいことを確認した。これにより、Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材におけるき裂治癒過程では、その強度回復速度を決定する律速段階となる修復期において、母材からの微量のＡｌ２Ｏ３（具体的には、Ａｌ元素）が、治癒エージェントであるＳｉＣの酸化によって生成したＳｉＯ２に作用して粘度を低下させることで、治癒エージェントのＳｉＣの酸化反応を律速するＳｉＯ２とＡｌ２Ｏ３で構成される過冷却融体中の拡散種（具体的には、酸素分子やイオン又はＣＯガス）の拡散速度を高めることが明らかになった。
＜新規酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の創製等＞
このようにして、本発明者らは、酸化誘起型自己治癒セラミックスのき裂治癒機構を初めて明らかにした。そして、明らかにしたき裂治癒機構に基づいて、本発明者らは、き裂治癒過程での強度回復速度を決定する律速段階である修復期でのき裂充填速度を向上させる（具体的には、治癒エージェントの酸化反応を律速する物質の拡散速度を高速化する）ことができれば、強度回復に必要な速度を高められ、その結果、従来では達成し得なかった酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の高機能化が実現できることを初めて見出した。
そこで、本発明者らは次に、酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物におけるき裂治癒過程での強度回復速度を律速する修復期及びそれに続く改変期に注目して、新規な酸化誘起型の高機能性自己治癒セラミックス組成物の創製や酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の新規な高機能化方法の提供等を行った。そのため、本発明は、治癒エージェントを高温酸化する炎症期にのみ注目して、治癒エージェントの酸化高活性化により高機能化を図ろうとする従来の酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物や従来の酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の高機能化方法等とは本質的に異なる。
このようにして、本発明者らは、酸化誘起型自己治癒セラミックスのき裂治癒機構を初めて明らかにした。そして、明らかにしたき裂治癒機構に基づいて、本発明者らは、き裂治癒過程での強度回復速度を決定する律速段階である修復期でのき裂充填速度を向上させる（具体的には、治癒エージェントの酸化反応を律速する物質の拡散速度を高速化する）ことができれば、強度回復に必要な速度を高められ、その結果、従来では達成し得なかった酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の高機能化が実現できることを初めて見出した。
そこで、本発明者らは次に、酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物におけるき裂治癒過程での強度回復速度を律速する修復期及びそれに続く改変期に注目して、新規な酸化誘起型の高機能性自己治癒セラミックス組成物の創製や酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の新規な高機能化方法の提供等を行った。そのため、本発明は、治癒エージェントを高温酸化する炎症期にのみ注目して、治癒エージェントの酸化高活性化により高機能化を図ろうとする従来の酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物や従来の酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の高機能化方法等とは本質的に異なる。
本発明は、具体的には以下の構成を有する。
（１） 本発明の一側面によれば、セラミックス母材と、その母材中に分散している酸化活性な非酸化物の治癒エージェントと、治癒活性剤を含み、前記治癒エージェントは、セラミックス組成物のき裂発生による外部酸素との接触で酸化物を生成する物質であり、前記治癒活性剤は、治癒エージェントの酸化反応を律速する物質の拡散速度を高速化する物質である、酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物が与えられる。
（２） ここで、治癒活性剤は、母材の結晶粒界及び母材と治癒エージェントの界面に配置されていてもよい。
（３） また、（１）又は（２）の酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、母材は酸化物系セラミックスで構成されていてもよい。
（４） ここで、母材を構成する酸化物系セラミックスはアルミナ又はムライトでもよい。
（５） また、（１）乃至（４）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒活性剤は、治癒エージェントから生成される酸化物と母材の粘度をその添加によって下げる物質でもよい。
（６） また、（１）乃至（５）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒活性剤は、以下の条件式、即ち、
治癒エージェントから生成される酸化物と母材と治癒活性剤の多成分系のガラス転移温度（Ｔｇ）＜酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の下限値
を満足する金属酸化物を少なくとも一種以上含むものでもよい。
（７） （１）乃至（６）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒エージェントはＳｉＣ又はＴｉＳｉ２でもよい。
（８） （１）乃至（７）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒活性剤がＭｇＯ及びＭｎＯの少なくとも１種を含むものでもよい。
（９） （１）乃至（８）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒活性剤の添加量は０超１０体積％以下であってもよい。
（１０） （１）の酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、母材が、その母材中に分散している治癒エージェントと同じセラミックスで構成され、そのため、前記母材と前記治癒エージェントが単一材料として一体化していてもよい。
（１１） ここで、治癒活性剤は単一材料の結晶粒界に配置されていてもよい。
（１２） （１０）又は（１１）の酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒活性剤は、その自己治癒セラミックス組成物のき裂発生による外部酸素との接触で単一材料から生成される酸化物の粘度をその添加によって下げる物質でもよい。
（１３） （１０）乃至（１２）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒活性剤は、以下の条件式、即ち、
単一材料から生成される酸化物と治癒活性剤の多成分系のガラス転移温度（Ｔｇ）＜酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の下限値
を満足する金属酸化物を少なくとも一種以上含むものでもよい。
（１４） （１０）乃至（１３）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒エージェントはＳｉＣ又はＴｉＳｉ２でもよい。
（１５） （１０）乃至（１４）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒活性剤がＭｇＯ及びＭｎＯの少なくとも１種を含むものでもよい。
（１６） （１０）乃至（１５）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒活性剤の添加量は０超１０体積％以下であってもよい。
（１７） また、（１）乃至（９）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、母材、治癒エージェントから生成される酸化物、及び治癒活性剤を含む物質が、セラミックス組成物で発生したき裂を自律的に充填してき裂面間を接合し、更に凝固して結晶化することによってき裂を治癒する際に、添加によってそのき裂治癒に供する物質の機械的強度を高める物質を更に含むものでもよい。
（１８） また、（１０）乃至（１６）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、単一材料から生成される酸化物と治癒活性剤を含む物質がセラミックス組成物で発生したき裂を自律的に充填してき裂面間を接合し、更に凝固して結晶化することによってき裂を治癒する際に、添加によってそのき裂治癒に供する物質の機械的強度を高める物質を更に含むものでもよい。
（１９） （１７）又は（１８）の酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、き裂治癒に供する物質の機械的強度を添加することによって高める物質が、Ｙ２Ｏ３やランタノイド系列であるＬａ２Ｏ３、Ｃｅ２Ｏ３、Ｐｒ２Ｏ３、Ｎｄ２Ｏ３、Ｐｍ２Ｏ３、Ｓｍ２Ｏ３、Ｅｕ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３、Ｔｂ２Ｏ３、Ｄｙ２Ｏ３、Ｈｏ２Ｏ３、Ｅｒ２Ｏ３、Ｔｍ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３、Ｌｕ２Ｏ３で表される金属酸化物を少なくとも一種以上含むものであってもよい。
（２０） 本発明の他の側面によれば、（１）乃至（１９）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物を、母材とその母材中に分散している大気中で酸化活性な非酸化物の治癒エージェント又は前記母材と前記治癒エージェントが同じセラミックスで構成されているために両者が一体化している単一材料に対して治癒活性剤を添加した混合物を不活性雰囲気下でホットプレス焼結することによって製造する方法が与えられる。
（２１） 本発明の他の側面によれば、（１）乃至（１９）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物を含む、構造部材が与えられる。
（２２） 本発明の他の側面によれば、酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物を構成するセラミックス母材と母材中に分散している酸化活性な非酸化物の治癒エージェントに対して治癒活性剤を添加し、治癒エージェントとして、自己治癒セラミックス組成物のき裂発生による外部酸素との接触で酸化物を生成する物質を使用し、治癒活性剤として、前記治癒エージェントの酸化反応を律速する物質の拡散速度を高速化する物質を使用することによって、酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の自己治癒機能における強度回復速度及びき裂治癒温度の低温化を向上させる方法が与えられる。
（２３） ここで、この自己治癒機能における強度回復速度及びき裂治癒温度の低温化を向上させる方法は、セラミックス母材、酸化物、及び治癒活性剤を含む物質がセラミックス組成物で発生したき裂を自律的に充填してき裂面間を接合し、更に凝固して結晶化することによってき裂を治癒する際に、添加によってそのき裂治癒に供する物質の機械的強度を高める物質を使用することを更に含むものであってもよい。
（１） 本発明の一側面によれば、セラミックス母材と、その母材中に分散している酸化活性な非酸化物の治癒エージェントと、治癒活性剤を含み、前記治癒エージェントは、セラミックス組成物のき裂発生による外部酸素との接触で酸化物を生成する物質であり、前記治癒活性剤は、治癒エージェントの酸化反応を律速する物質の拡散速度を高速化する物質である、酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物が与えられる。
（２） ここで、治癒活性剤は、母材の結晶粒界及び母材と治癒エージェントの界面に配置されていてもよい。
（３） また、（１）又は（２）の酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、母材は酸化物系セラミックスで構成されていてもよい。
（４） ここで、母材を構成する酸化物系セラミックスはアルミナ又はムライトでもよい。
（５） また、（１）乃至（４）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒活性剤は、治癒エージェントから生成される酸化物と母材の粘度をその添加によって下げる物質でもよい。
（６） また、（１）乃至（５）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒活性剤は、以下の条件式、即ち、
治癒エージェントから生成される酸化物と母材と治癒活性剤の多成分系のガラス転移温度（Ｔｇ）＜酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の下限値
を満足する金属酸化物を少なくとも一種以上含むものでもよい。
（７） （１）乃至（６）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒エージェントはＳｉＣ又はＴｉＳｉ２でもよい。
（８） （１）乃至（７）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒活性剤がＭｇＯ及びＭｎＯの少なくとも１種を含むものでもよい。
（９） （１）乃至（８）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒活性剤の添加量は０超１０体積％以下であってもよい。
（１０） （１）の酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、母材が、その母材中に分散している治癒エージェントと同じセラミックスで構成され、そのため、前記母材と前記治癒エージェントが単一材料として一体化していてもよい。
（１１） ここで、治癒活性剤は単一材料の結晶粒界に配置されていてもよい。
（１２） （１０）又は（１１）の酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒活性剤は、その自己治癒セラミックス組成物のき裂発生による外部酸素との接触で単一材料から生成される酸化物の粘度をその添加によって下げる物質でもよい。
（１３） （１０）乃至（１２）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒活性剤は、以下の条件式、即ち、
単一材料から生成される酸化物と治癒活性剤の多成分系のガラス転移温度（Ｔｇ）＜酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の下限値
を満足する金属酸化物を少なくとも一種以上含むものでもよい。
（１４） （１０）乃至（１３）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒エージェントはＳｉＣ又はＴｉＳｉ２でもよい。
（１５） （１０）乃至（１４）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒活性剤がＭｇＯ及びＭｎＯの少なくとも１種を含むものでもよい。
（１６） （１０）乃至（１５）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、治癒活性剤の添加量は０超１０体積％以下であってもよい。
（１７） また、（１）乃至（９）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、母材、治癒エージェントから生成される酸化物、及び治癒活性剤を含む物質が、セラミックス組成物で発生したき裂を自律的に充填してき裂面間を接合し、更に凝固して結晶化することによってき裂を治癒する際に、添加によってそのき裂治癒に供する物質の機械的強度を高める物質を更に含むものでもよい。
（１８） また、（１０）乃至（１６）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、単一材料から生成される酸化物と治癒活性剤を含む物質がセラミックス組成物で発生したき裂を自律的に充填してき裂面間を接合し、更に凝固して結晶化することによってき裂を治癒する際に、添加によってそのき裂治癒に供する物質の機械的強度を高める物質を更に含むものでもよい。
（１９） （１７）又は（１８）の酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物において、き裂治癒に供する物質の機械的強度を添加することによって高める物質が、Ｙ２Ｏ３やランタノイド系列であるＬａ２Ｏ３、Ｃｅ２Ｏ３、Ｐｒ２Ｏ３、Ｎｄ２Ｏ３、Ｐｍ２Ｏ３、Ｓｍ２Ｏ３、Ｅｕ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３、Ｔｂ２Ｏ３、Ｄｙ２Ｏ３、Ｈｏ２Ｏ３、Ｅｒ２Ｏ３、Ｔｍ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３、Ｌｕ２Ｏ３で表される金属酸化物を少なくとも一種以上含むものであってもよい。
（２０） 本発明の他の側面によれば、（１）乃至（１９）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物を、母材とその母材中に分散している大気中で酸化活性な非酸化物の治癒エージェント又は前記母材と前記治癒エージェントが同じセラミックスで構成されているために両者が一体化している単一材料に対して治癒活性剤を添加した混合物を不活性雰囲気下でホットプレス焼結することによって製造する方法が与えられる。
（２１） 本発明の他の側面によれば、（１）乃至（１９）のいずれかの酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物を含む、構造部材が与えられる。
（２２） 本発明の他の側面によれば、酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物を構成するセラミックス母材と母材中に分散している酸化活性な非酸化物の治癒エージェントに対して治癒活性剤を添加し、治癒エージェントとして、自己治癒セラミックス組成物のき裂発生による外部酸素との接触で酸化物を生成する物質を使用し、治癒活性剤として、前記治癒エージェントの酸化反応を律速する物質の拡散速度を高速化する物質を使用することによって、酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の自己治癒機能における強度回復速度及びき裂治癒温度の低温化を向上させる方法が与えられる。
（２３） ここで、この自己治癒機能における強度回復速度及びき裂治癒温度の低温化を向上させる方法は、セラミックス母材、酸化物、及び治癒活性剤を含む物質がセラミックス組成物で発生したき裂を自律的に充填してき裂面間を接合し、更に凝固して結晶化することによってき裂を治癒する際に、添加によってそのき裂治癒に供する物質の機械的強度を高める物質を使用することを更に含むものであってもよい。
本発明によれば、従来のように自己治癒過程における炎症期に注目することなく、修復期及び改変期に注目してこれらの段階を高速化する元素および組織設計を行うことができる。そのため、炎症期での治癒エージェントの酸化高活性化を向上させるだけでは限界があった従来の酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物よりも強度回復速度が高速化した酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物を提供することができる。
また、本発明によれば、従来の酸化誘起型自己治癒セラミックスのき裂治癒温度に比べて、き裂治癒温度を低温化させることができる。
そのため、本発明によれば、酸化誘起型自己治癒セラミックスに関して、自己治癒機能における強度回復速度及びき裂治癒温度の低温化を向上させる、いわゆる自己治癒機能の高機能化を達成することができる。
また、本発明によれば、従来の酸化誘起型自己治癒セラミックスで必要とされる焼結温度を低温化することができる。例えば、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材をホットプレス焼結により緻密化するのに必要な温度（１７５０℃）を、本発明によれば、１５５０℃に低温化することができる。そのため、そのセラミックス製造をより容易に行うことができる。
また、本発明によれば、治癒活性剤の添加により、焼結中の異常粒成長を抑制できる。そのため、自己治癒機能の高機能化だけでなく、焼結材強度も向上させることができる。
また、本発明によれば、治癒エージェントと治癒活性剤を分離して使用できるので、双方に対して目的に応じて個別に最適な設計を施すことができる。また、本発明によれば、修復期及び改変期に注目した、粘度を低下させて拡散速度を向上させることによる結晶化の促進に着目した治癒活性剤に加えて、改変期にのみ注目して、き裂治癒物質の機械的特性を高める物質を別に加えることもできる。そのため、本発明によれば、微量な量の治癒活性剤でも最大限の機能向上を図ることができる。
また、本発明によれば、従来の酸化誘起型自己治癒セラミックスでは発生したき裂の自己治癒機能を有効に発揮させることが困難であった高温用部材への適用、特に、航空機の低圧タービン翼への適用が可能である。
また、本発明によれば、従来の酸化誘起型自己治癒セラミックスのき裂治癒温度に比べて、き裂治癒温度を低温化させることができる。
そのため、本発明によれば、酸化誘起型自己治癒セラミックスに関して、自己治癒機能における強度回復速度及びき裂治癒温度の低温化を向上させる、いわゆる自己治癒機能の高機能化を達成することができる。
また、本発明によれば、従来の酸化誘起型自己治癒セラミックスで必要とされる焼結温度を低温化することができる。例えば、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材をホットプレス焼結により緻密化するのに必要な温度（１７５０℃）を、本発明によれば、１５５０℃に低温化することができる。そのため、そのセラミックス製造をより容易に行うことができる。
また、本発明によれば、治癒活性剤の添加により、焼結中の異常粒成長を抑制できる。そのため、自己治癒機能の高機能化だけでなく、焼結材強度も向上させることができる。
また、本発明によれば、治癒エージェントと治癒活性剤を分離して使用できるので、双方に対して目的に応じて個別に最適な設計を施すことができる。また、本発明によれば、修復期及び改変期に注目した、粘度を低下させて拡散速度を向上させることによる結晶化の促進に着目した治癒活性剤に加えて、改変期にのみ注目して、き裂治癒物質の機械的特性を高める物質を別に加えることもできる。そのため、本発明によれば、微量な量の治癒活性剤でも最大限の機能向上を図ることができる。
また、本発明によれば、従来の酸化誘起型自己治癒セラミックスでは発生したき裂の自己治癒機能を有効に発揮させることが困難であった高温用部材への適用、特に、航空機の低圧タービン翼への適用が可能である。
以下、本発明を実施するための形態について詳細に説明する。尚、本発明は、以下の実施の形態に限定されるものではなく、その要旨の範囲内で種々変形して実施することができることに留意すべきである。
本発明における、酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物やその自己治癒機能の高機能化では、セラミックス母材と、自己治癒セラミックス組成物でのき裂発生を引き金として外部酸素との接触によって酸化する非酸化物の治癒エージェントに加え、この治癒エージェントの酸化反応を律速する物質の拡散速度を高速化する治癒活性剤を更に含む。これは、本発明が、「炎症期」に着目した従来法とは異なり、酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物におけるき裂治癒過程での強度回復速度を律速する「修復期」とそれに続く「改変期」に注目して、従来に無かった酸化誘起型の高機能性自己治癒セラミックス組成物や酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の高機能化方法等を提供することを目的としているからである。
そのため、本発明の一実施形態である酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の自己治癒機構をモデル化した図３（ｂ）にも示されている通り、従来の酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の自己治癒機構をモデル化した図３（ａ）と比べ、「修復期」とそれに続く「改変期」に大きな相違がある。
そのため、本発明の一実施形態である酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の自己治癒機構をモデル化した図３（ｂ）にも示されている通り、従来の酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の自己治癒機構をモデル化した図３（ａ）と比べ、「修復期」とそれに続く「改変期」に大きな相違がある。
本発明で用いるセラミックス母材としては、例えば、酸化物系、窒化物系、炭化物系等のセラミックスがあり、具体的には、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）、ムライト、窒化ケイ素（Ｓｉ３Ｎ４）、炭化ケイ素（ＳｉＣ）、サイアロン等が挙げられる。高温酸化雰囲気下で使用される汎用高温構造部材への適用に鑑みると、セラミックス母材としては、耐酸化性に優れた酸化物系セラミックスが好ましい。その中でも、アルミナやムライトがより好ましい。但し、本発明で使用されるセラミックス母材は、本発明の目的を達成できるものであれば特に制限はない。
本発明で用いる治癒エージェントは、上記酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物のき裂発生を引き金として外部に存在する酸素と接触することになり、その酸素と酸化反応を生じて酸化物を形成する能力を有する非酸化物である。
そのため、治癒エージェントは、通常、セラミックス母材に分散している、いわゆる複合材料の状態である。但し、セラミックス母材が治癒エージェントと同一のセラミックス材料で構成されているために、いわゆる単一材料として一体化している状態も含まれる。このような状態として、例えば、治癒エージェントとセラミックス母材が同一のＳｉＣのセラミックス材料で構成されている場合や治癒エージェントと母材が同一のＴｉＳｉ２材料で構成されている場合等が挙げられる。また、治癒エージェントとセラミックス母材が同一のＳｉＣであるが、形状の異なるＳｉＣ長繊維とＳｉＣ母相で構成される長繊維強化複合材等が挙げられる。
治癒エージェントは、上述の通り、外部に存在する酸素と接触することになり、その酸素と酸化反応を生じて酸化物を形成する能力を有する非酸化物なので、外部に存在する酸素に対して高活性で酸化し易い非酸化物が好ましく、例えば、高温大気中で利用する場合には、高温大気中に含まれる酸素と高活性で酸化し易い非酸化物が好ましい。
治癒エージェントとしては、具体的には、炭化物であるＳｉＣ、ＴｉＣ、ＶＣ、ＮｂＣ、Ｂ４Ｃ、ＴａＣ、ＷＣ、ＨｆＣ、Ｃｒ３Ｃ２、ＺｒＣや、金属間化合物であるＴｉＡｌ、Ｎｂ−Ａｌ系合金（例えば、Ｎｂ２Ａｌ、ＮｂＡｌ３）またはＳｉ系金属間化合物であるＣｒＳｉ２、ＦｅＳｉ、ＭｎＳｉ、ＺｒＳｉ、ＶＳｉ２、ＴｉＳｉ２、およびＭＡＸ相等の物質が好ましい。汎用高温構造部材への適用に鑑みると、ＳｉＣやＴｉＳｉ２が好ましい。但し、本発明で使用される治癒エージェントは、本発明の目的を達成できるものであれば特に制限はない。
そのため、治癒エージェントは、通常、セラミックス母材に分散している、いわゆる複合材料の状態である。但し、セラミックス母材が治癒エージェントと同一のセラミックス材料で構成されているために、いわゆる単一材料として一体化している状態も含まれる。このような状態として、例えば、治癒エージェントとセラミックス母材が同一のＳｉＣのセラミックス材料で構成されている場合や治癒エージェントと母材が同一のＴｉＳｉ２材料で構成されている場合等が挙げられる。また、治癒エージェントとセラミックス母材が同一のＳｉＣであるが、形状の異なるＳｉＣ長繊維とＳｉＣ母相で構成される長繊維強化複合材等が挙げられる。
治癒エージェントは、上述の通り、外部に存在する酸素と接触することになり、その酸素と酸化反応を生じて酸化物を形成する能力を有する非酸化物なので、外部に存在する酸素に対して高活性で酸化し易い非酸化物が好ましく、例えば、高温大気中で利用する場合には、高温大気中に含まれる酸素と高活性で酸化し易い非酸化物が好ましい。
治癒エージェントとしては、具体的には、炭化物であるＳｉＣ、ＴｉＣ、ＶＣ、ＮｂＣ、Ｂ４Ｃ、ＴａＣ、ＷＣ、ＨｆＣ、Ｃｒ３Ｃ２、ＺｒＣや、金属間化合物であるＴｉＡｌ、Ｎｂ−Ａｌ系合金（例えば、Ｎｂ２Ａｌ、ＮｂＡｌ３）またはＳｉ系金属間化合物であるＣｒＳｉ２、ＦｅＳｉ、ＭｎＳｉ、ＺｒＳｉ、ＶＳｉ２、ＴｉＳｉ２、およびＭＡＸ相等の物質が好ましい。汎用高温構造部材への適用に鑑みると、ＳｉＣやＴｉＳｉ２が好ましい。但し、本発明で使用される治癒エージェントは、本発明の目的を達成できるものであれば特に制限はない。
本発明で用いる治癒活性剤は、修復期における治癒エージェントの酸化反応（具体的には、酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物のき裂発生を引き金としてその母材中に分散している治癒エージェントが外部に存在する酸素との接触によって生じる酸化反応）を律速する物質の拡散速度を高速化する物質である。Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材を例に挙げれば、治癒活性剤は、治癒エージェントであるＳｉＣの酸化反応を律速する物質であるＳｉＯ２中の酸素分子やイオン又はＣＯガスの拡散速度を、その添加によるＳｉＯ２の粘度低下に伴って、その添加が無かった場合に比べて、著しく速める（即ち、高速化する）物質である。
拡散速度を高速化するには、例えば、酸化物の粘度とその酸化物中の拡散種の拡散速度の定性的な関係を表す式として知られているストークス・アインシュタインの関係（式１）を用いると、添加することによってその式の粘度（η）を大幅に低下させる物質が好ましい。
（式１） Ｄ＝ｋＢＴ／６πηｒ
Ｄ：拡散係数、ｋＢ：ボルツマン係数、Ｔ：温度、η：粘度、ｒ：拡散種である球体の半径。
（式１） Ｄ＝ｋＢＴ／６πηｒ
Ｄ：拡散係数、ｋＢ：ボルツマン係数、Ｔ：温度、η：粘度、ｒ：拡散種である球体の半径。
この粘度（η）を低下させる粘度物質を選定するための指標として、稼働温度の上限を決定する共晶温度（ＴＥ）およびガラス転移温度（Ｔｇ）に着目すると、治癒活性剤としては、具体的には、以下の条件式の（式２）を満足する金属酸化物を少なくとも一種以上含むものが好ましく、更に、以下の条件式の（式３）を満たすものであることがより好ましい。この共晶温度（ＴＥ）は、共晶温度（ＴＥ）と融点（Ｔｍ）が一致するときの組成での共晶温度（ＴＥ）を意味するので、本願では、共晶温度（ＴＥ）（＝融点（Ｔｍ））とも称する。
き裂治癒機能の高機能化の観点から、治癒活性剤としては、以下の条件式の（式２）を満たす金属酸化物を少なくとも一種以上含むものが好ましい。
（式２） 治癒エージェントから生成される酸化物と母材と治癒活性剤の多成分系のガラス転移温度（Ｔｇ）＜酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の下限値
また、稼動温度における強度特性の観点からは、更に、以下の条件式の（式３）を満たす金属酸化物を少なくとも一種以上含むものが、治癒活性剤としてより好ましい。
（式３） 治癒エージェントから生成される酸化物と母材と治癒活性剤の多成分系の共晶温度（ＴＥ）（＝融点（Ｔｍ））＞酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の上限値
また、治癒活性剤として上記条件式の（式２）又は（式２）と（式３）を満たす金属酸化物を少なくとも一種以上含む治癒活性剤を使用する場合、治癒エージェントは、稼動温度における強度特性の観点から、以下の条件式、即ち（式４）を満たすものが好ましい。
（式４） 治癒エージェントから生成される酸化物と母材の多成分系の共晶温度（ＴＥ）（＝融点（Ｔｍ））＞酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の上限値
ここで、上記条件式の（式２）〜（式４）における「稼動温度の上限値」及び「稼動温度の下限値」という用語はそれぞれ、その部材の稼働条件下で生じる温度分布における上限値及び下限値を意味する。同一部材であっても、稼動条件において温度に分布が生じる（例えば、同じ部材でも、加熱部からの距離が近い部分では高く、遠い部分では低くなる）からである。
き裂治癒機能の高機能化の観点から、治癒活性剤としては、以下の条件式の（式２）を満たす金属酸化物を少なくとも一種以上含むものが好ましい。
（式２） 治癒エージェントから生成される酸化物と母材と治癒活性剤の多成分系のガラス転移温度（Ｔｇ）＜酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の下限値
また、稼動温度における強度特性の観点からは、更に、以下の条件式の（式３）を満たす金属酸化物を少なくとも一種以上含むものが、治癒活性剤としてより好ましい。
（式３） 治癒エージェントから生成される酸化物と母材と治癒活性剤の多成分系の共晶温度（ＴＥ）（＝融点（Ｔｍ））＞酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の上限値
また、治癒活性剤として上記条件式の（式２）又は（式２）と（式３）を満たす金属酸化物を少なくとも一種以上含む治癒活性剤を使用する場合、治癒エージェントは、稼動温度における強度特性の観点から、以下の条件式、即ち（式４）を満たすものが好ましい。
（式４） 治癒エージェントから生成される酸化物と母材の多成分系の共晶温度（ＴＥ）（＝融点（Ｔｍ））＞酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の上限値
ここで、上記条件式の（式２）〜（式４）における「稼動温度の上限値」及び「稼動温度の下限値」という用語はそれぞれ、その部材の稼働条件下で生じる温度分布における上限値及び下限値を意味する。同一部材であっても、稼動条件において温度に分布が生じる（例えば、同じ部材でも、加熱部からの距離が近い部分では高く、遠い部分では低くなる）からである。
セラミックス母材が治癒エージェントと同一のセラミックス材料で構成されているためにいわゆる単一材料として一体化している状態では、以下の条件式の（式５）を満足する金属酸化物を少なくとも一種以上含むものが治癒活性剤として好ましく、更に、以下の条件式の（式６）を満たすものであることがより好ましい。
（式５） 単一材料から生成される酸化物と治癒活性剤の多成分系のガラス転移温度（Ｔｇ）＜酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の下限値
（式６） 単一材料から生成される酸化物と治癒活性剤の多成分系の共晶温度（ＴＥ）（＝融点（Ｔｍ））＞酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の上限値
また、治癒活性剤として上記条件式の（式５）又は（式５）と（式６）を満たす金属酸化物を少なくとも一種以上含む治癒活性剤を使用する場合、セラミックス母材と治癒エージェントが一体化している上記単一材料は、以下の条件式の（式７）を満たすものが好ましい。
（式７） 単一材料から生成される酸化物の共晶温度（ＴＥ）（＝融点（Ｔｍ））＞酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の上限値
ここで、上記条件式の（式５）〜（式７）における「稼動温度の上限値」及び「稼動温度の下限値」という用語はそれぞれ、その部材の稼働条件下で生じる温度分布における上限値及び下限値を意味する。同じ部材であっても、稼動条件において温度に分布が生じる（例えば、同一部材でも、加熱部からの距離が近い部分では高く、遠い部分では低くなる）からである。
（式５） 単一材料から生成される酸化物と治癒活性剤の多成分系のガラス転移温度（Ｔｇ）＜酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の下限値
（式６） 単一材料から生成される酸化物と治癒活性剤の多成分系の共晶温度（ＴＥ）（＝融点（Ｔｍ））＞酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の上限値
また、治癒活性剤として上記条件式の（式５）又は（式５）と（式６）を満たす金属酸化物を少なくとも一種以上含む治癒活性剤を使用する場合、セラミックス母材と治癒エージェントが一体化している上記単一材料は、以下の条件式の（式７）を満たすものが好ましい。
（式７） 単一材料から生成される酸化物の共晶温度（ＴＥ）（＝融点（Ｔｍ））＞酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の上限値
ここで、上記条件式の（式５）〜（式７）における「稼動温度の上限値」及び「稼動温度の下限値」という用語はそれぞれ、その部材の稼働条件下で生じる温度分布における上限値及び下限値を意味する。同じ部材であっても、稼動条件において温度に分布が生じる（例えば、同一部材でも、加熱部からの距離が近い部分では高く、遠い部分では低くなる）からである。
上記条件式の（式２）及び（式５）を満足するガラス転移温度を有する金属酸化物の治癒活性剤は、例えば、熱力学計算ソフト（例えば、ＦａｃｔＳａｇｅ）やＨｕｉらの提案する予測式（H.Hui and Y. Zhang, “Toward a general viscosity equation for natural anhydrous and hydrous silicate melts”, Geochimica et cosmochimica Acta 71 (2007) 403-416; G. Zhong K. Chou, Measuring and modeling viscosity of CaO-Al2O3-SiO2(-K2O)melt, Metallugical and Materials Transaction B, 43 (2012)841-848）に基づいて選定する。具体的には、粘度（η）が１０１１．３Ｐａ・ｓとなる温度がガラス転移温度と考えられていることから、上記ソフトや上記予測式を用いて治癒活性剤を含む酸化物の粘度を計算して粘度（η）が１０１１．３Ｐａ・ｓとなる温度をガラス転移温度（Ｔｇ）とすることによって選定する。
上記条件式の（式３）及び（式６）を満足する、金属酸化物を少なくとも一種以上含む治癒活性剤は、例えば、熱力学計算ソフト（ＦａｃｔＳａｇｅ）を用いることによって共晶温度を計算で算出することによって選定される。
上記条件式の（式３）及び（式６）を満足する、金属酸化物を少なくとも一種以上含む治癒活性剤は、例えば、熱力学計算ソフト（ＦａｃｔＳａｇｅ）を用いることによって共晶温度を計算で算出することによって選定される。
例えば、Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材において治癒エージェントから生成される酸化物（ＳｉＯ２）である場合、上記条件式の（式２）のガラス転移温度共晶温度及び上記条件式の（式３）の共晶温度の双方を満足する治癒活性剤（ＭｘＯｙ）を、熱力学計算ソフトＦａｃｔＳａｇｅ Ｖｅｒ．６．４、状態図ソフトＡｃｅｒａ-ＮＩＳＴ Ｐｈａｓｅ Ｅｑｕｉｌｉｂｒｉａ Ｄｉａｇｒａｍｓ Ｖｅｒｓｉｏｎ ３.４、およびＨｕｉらの提案する予測式（H.Hui and Y. Zhang, “Toward a general viscosity equation for natural anhydrous and hydrous silicate melts”, Geochimica et cosmochimica Acta 71 (2007) 403-416；G. Zhong K. Chou, Measuring and modeling viscosity of CaO-Al2O3-SiO2(-K2O)melt, Metallugical and Materials Transaction B, 43 (2012)841-848）を使用して選定した結果が本実施例の表１に示されている。この表の結果をガラス転位温度（Ｔｇ）と共晶温度（ＴＥ）（＝融点（Ｔｍ））の関係で表記したものが図５である。
有効な自己治癒機能が発現する温度域は、共晶温度（ＴＥ）（＝融点（Ｔｍ））＞き裂治癒温度（ＴＨ）＞ガラス転移温度（Ｔｇ）の範囲であると考えられるため、部材の稼働温度の下限および上限値が共晶温度（ＴＥ）（＝融点（Ｔｍ））およびガラス転移温度（Ｔｇ）の範囲内になるように設定するのが好ましい。
図５に示す通り、治癒活性剤について、Ｔｇ[Ｋ]＝２/３ＴＥ[Ｋ：ケルビン]〜１／２ＴＥ[Ｋ]（又はＴｇ[Ｋ]＝２/３Ｔｍ[Ｋ]〜１/２Ｔｍ[Ｋ]）の関係が一般に成り立つので、治癒活性剤のガラス転移温度（Ｔｇ）は、Ｔｇ[Ｋ]＝２/３ＴＥ[Ｋ]〜１／２ＴＥ[Ｋ]（又はＴｇ[Ｋ]＝２/３Ｔｍ[Ｋ]〜１/２Ｔｍ[Ｋ]）の範囲程度であると推定できる。そのため、共晶温度のみが既知で、熱力学計算や文献からガラス転位温度（Ｔｇ）が取得できなかった治癒活性剤についても、この関係を用いてＴｇを推定することが可能である。治癒活性剤として選定された金属酸化物が複数存在する場合、部材の高温強度を低下させずに治癒機能を高機能化させられると予想されるものがより好ましい。
有効な自己治癒機能が発現する温度域は、共晶温度（ＴＥ）（＝融点（Ｔｍ））＞き裂治癒温度（ＴＨ）＞ガラス転移温度（Ｔｇ）の範囲であると考えられるため、部材の稼働温度の下限および上限値が共晶温度（ＴＥ）（＝融点（Ｔｍ））およびガラス転移温度（Ｔｇ）の範囲内になるように設定するのが好ましい。
図５に示す通り、治癒活性剤について、Ｔｇ[Ｋ]＝２/３ＴＥ[Ｋ：ケルビン]〜１／２ＴＥ[Ｋ]（又はＴｇ[Ｋ]＝２/３Ｔｍ[Ｋ]〜１/２Ｔｍ[Ｋ]）の関係が一般に成り立つので、治癒活性剤のガラス転移温度（Ｔｇ）は、Ｔｇ[Ｋ]＝２/３ＴＥ[Ｋ]〜１／２ＴＥ[Ｋ]（又はＴｇ[Ｋ]＝２/３Ｔｍ[Ｋ]〜１/２Ｔｍ[Ｋ]）の範囲程度であると推定できる。そのため、共晶温度のみが既知で、熱力学計算や文献からガラス転位温度（Ｔｇ）が取得できなかった治癒活性剤についても、この関係を用いてＴｇを推定することが可能である。治癒活性剤として選定された金属酸化物が複数存在する場合、部材の高温強度を低下させずに治癒機能を高機能化させられると予想されるものがより好ましい。
上記条件式の（式２）〜（式７）における酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の上限値および下限値は、き裂治癒温度（ＴＨ）のことであり、航空機エンジンの低圧タービン第１段翼のような高温構造部材への適用に鑑みると、その離陸及び巡航中の稼働温度の上限値および下限値は、それぞれ１２００℃および１０５０℃程度の範囲で、航空機エンジンの低圧タービン第２〜５段翼のような高温構造部材への適用に鑑みると、その離陸及び巡航中の稼動温度の上限値および下限値は、それぞれ１０５０℃および６００℃程度の範囲で有効な自己治癒機能が発現するように治癒活性剤を選定するのが好ましい。但し、この酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の上限値および下限値は、その適用対象によって任意に選択可能であり、本発明の目的を達成できる限り特に制限はない。
治癒活性剤としては、例えば、ＭｇＯやＭｎＯが挙げられ、Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材やムライト／ＴｉＳｉ２複合材のようなセラミックス組成物に添加する場合、特に好ましい。中でもＡｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材の場合はＭｎＯがより好ましい。発生したき裂を完全に充填してき裂面間を接合するのに寄与する治癒エージェントからの酸化物や母材との複合酸化物の粘度を、その添加によってより効果的に低下させられるからである。
図６には、各種複合材（Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材及びＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材）で生成する過冷却融体のガラス転移温度（Ｔｇ）（＝粘度が１０１１．３Ｐａ・ｓとなる温度）と最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）との関係が示されており、図８には、治癒活性剤を加えた各種複合材（Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．１ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材、及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材）の最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）と治癒温度（ＴＨ）の関係を、治癒活性剤を加えない従来のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣを用いて比較した図が、タービンのベーン（静翼）とブレード（動翼）の稼動温度との比較を伴って示されている。
図６や図８によれば、Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材の稼働温度（即ち、き裂治癒温度（ＴＨ））として６００〜１２００℃の温度領域で得られる最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、治癒活性剤のＭｇＯ及びＭｎＯ添加によるガラス転移温度（Ｔｇ）の低下に伴い、大幅に短縮している。特に、治癒活性剤のＭｎＯを０．２体積％添加した場合には、最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、１０００℃で１０分未満、８００℃では３０時間であり、その添加を行わなかった場合に予測される最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）に比べて、それぞれ１／６０００倍未満、１／５４７倍にまで短縮されている。また、Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材の稼働温度（即ち、き裂治癒温度（ＴＨ））として６００℃〜１０００℃の温度領域で得られる最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、治癒活性剤のＭｎＯを１．０体積％添加した場合には、１０００℃、８００℃、及び６００℃において、それぞれ、１分未満、１０時間、及び３００時間であり、その添加を行わなかった場合に予測される最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）に比べて、１／６００００倍未満、１／１６４０倍、及び１／２２８７倍にまで短縮されている。
図６には、各種複合材（Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材及びＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材）で生成する過冷却融体のガラス転移温度（Ｔｇ）（＝粘度が１０１１．３Ｐａ・ｓとなる温度）と最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）との関係が示されており、図８には、治癒活性剤を加えた各種複合材（Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．１ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材、及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材）の最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）と治癒温度（ＴＨ）の関係を、治癒活性剤を加えない従来のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣを用いて比較した図が、タービンのベーン（静翼）とブレード（動翼）の稼動温度との比較を伴って示されている。
図６や図８によれば、Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材の稼働温度（即ち、き裂治癒温度（ＴＨ））として６００〜１２００℃の温度領域で得られる最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、治癒活性剤のＭｇＯ及びＭｎＯ添加によるガラス転移温度（Ｔｇ）の低下に伴い、大幅に短縮している。特に、治癒活性剤のＭｎＯを０．２体積％添加した場合には、最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、１０００℃で１０分未満、８００℃では３０時間であり、その添加を行わなかった場合に予測される最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）に比べて、それぞれ１／６０００倍未満、１／５４７倍にまで短縮されている。また、Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材の稼働温度（即ち、き裂治癒温度（ＴＨ））として６００℃〜１０００℃の温度領域で得られる最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、治癒活性剤のＭｎＯを１．０体積％添加した場合には、１０００℃、８００℃、及び６００℃において、それぞれ、１分未満、１０時間、及び３００時間であり、その添加を行わなかった場合に予測される最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）に比べて、１／６００００倍未満、１／１６４０倍、及び１／２２８７倍にまで短縮されている。
因みに、例えば低圧タービン第１段翼において、その離陸及び巡航中の稼動温度の上限値および下限値が１２００℃および１０５０℃程度であると想定すると、Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材において治癒エージェントから生成される酸化物（ＳｉＯ２）である場合、上記条件式の（式２）のガラス転移温度共晶温度と上記条件式の（式３）の共晶温度の双方を満足する治癒活性剤（ＭｘＯｙ）としては、表１や図５に示す通り、ＭｇＯ、ＴｉＯ２、ＺｎＯ、Ｆｅ２Ｏ３、ＮｉＯ等が挙げられ、ＭｇＯはその中に含まれる。
さらに、例えば低圧タービン第２〜５段翼において、その離陸及び巡航中の稼動温度の上限値および下限値は１０５０℃および６００℃程度であると想定すると、Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材において治癒エージェントから生成される酸化物（ＳｉＯ２）である場合、上記条件式の（式２）のガラス転移温度共晶温度と上記条件式の（式３）の共晶温度の双方を満足する治癒活性剤（ＭｘＯｙ）としては、表１や図５に示す通り、ＺｎＯ、ＭｎＯ、Ｆｅ２Ｏ３、ＮｉＯが挙げられ、ＭｎＯはその中に含まれる。
治癒活性剤として選定される金属酸化物が複数ある場合は、それぞれ単独で用いてもよいし、それらを二種以上組み合わせて（即ち、混合して）使用してもよい。二種以上組み合わせてもよい理由は、上記条件式の（式２）と（式３）を例にあげると、二種以上を組み合わせて、上記条件式の（式２）又は（式２）と（式３）を満たしていればよいからである。
例えば、治癒活性剤として金属酸化物としてＭｇＯとＭｎＯを、それぞれ単独で用いても、両者を組み合わせて用いてもよい。ＭｇＯとＭｎＯが単独では上記条件式の（式２）又は（式２）と（式３）を満たさなくても、両者を組み合わせたり、他の金属酸化物と組み合わせたりすることにより、満たす場合もあり得るからである。
さらに、例えば低圧タービン第２〜５段翼において、その離陸及び巡航中の稼動温度の上限値および下限値は１０５０℃および６００℃程度であると想定すると、Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材において治癒エージェントから生成される酸化物（ＳｉＯ２）である場合、上記条件式の（式２）のガラス転移温度共晶温度と上記条件式の（式３）の共晶温度の双方を満足する治癒活性剤（ＭｘＯｙ）としては、表１や図５に示す通り、ＺｎＯ、ＭｎＯ、Ｆｅ２Ｏ３、ＮｉＯが挙げられ、ＭｎＯはその中に含まれる。
治癒活性剤として選定される金属酸化物が複数ある場合は、それぞれ単独で用いてもよいし、それらを二種以上組み合わせて（即ち、混合して）使用してもよい。二種以上組み合わせてもよい理由は、上記条件式の（式２）と（式３）を例にあげると、二種以上を組み合わせて、上記条件式の（式２）又は（式２）と（式３）を満たしていればよいからである。
例えば、治癒活性剤として金属酸化物としてＭｇＯとＭｎＯを、それぞれ単独で用いても、両者を組み合わせて用いてもよい。ＭｇＯとＭｎＯが単独では上記条件式の（式２）又は（式２）と（式３）を満たさなくても、両者を組み合わせたり、他の金属酸化物と組み合わせたりすることにより、満たす場合もあり得るからである。
航空機エンジンの低圧第１段タービン静翼（ベーン）や動翼（ブレード）翼の稼動温度の上限値および下限値は１２００℃および１０５０℃程度、第２〜５段翼の稼動温度の上限値および下限値は１０５０℃および６００℃程度であることに鑑みると、図８に示す通り、ＭｇＯとＭｎＯはそれぞれ、第１段低圧翼と第２〜３段低圧翼のような高温構造部材への適用において、特に好ましい治癒活性剤である。
また、ＣＦ６エンジンの第２段低圧タービン静翼（ベーン）、動翼（ブレード）第３段タービン静翼のような高温構造部材の稼働温度が更に限定された８９０℃〜１０３０℃程度の温度範囲における適用では、ＭｎＯは、図８に示す通り、特に好ましい治癒活性剤である。
また、ＣＦ６エンジンの第２段低圧タービン静翼（ベーン）、動翼（ブレード）第３段タービン静翼のような高温構造部材の稼働温度が更に限定された８９０℃〜１０３０℃程度の温度範囲における適用では、ＭｎＯは、図８に示す通り、特に好ましい治癒活性剤である。
本発明で用いる治癒活性剤（本願では、「ＭｘＯｙ」とも称する。）は、組織的な観点から治癒エージェントからの複合酸化物の粘度を効果的に低下させるという点で、き裂進展の経路となり得る母材の結晶粒界及び母材と治癒エージェントの界面に配置するのが好ましい。この場合、セラミックス母材が治癒エージェントと同一のセラミックス材料で構成されているために、両者がいわゆる単一材料として一体化していれば、治癒活性剤は、単一材料の結晶粒界に配置するのが好ましいことになる。
また、治癒活性剤であるＭｘＯｙを構成するＭ元素が治癒エージェント原料粉末製造時に不回避的に混入する場合には、その混入しているＭ元素をそのまま治癒活性剤原料として使用してもよい。
また、治癒活性剤であるＭｘＯｙを構成するＭ元素が治癒エージェント原料粉末製造時に不回避的に混入する場合には、その混入しているＭ元素をそのまま治癒活性剤原料として使用してもよい。
本発明で用いる治癒活性剤の添加量は微量でも最大限の治癒速度向上を達成することができ、具体的には、０超１０体積％以下が好ましく、より好ましくは、０超９体積％以下、更に好ましくは０．０１超３．０体積％以下、より更に好ましくは、０．２以上１．０体積％以下である。
治癒活性剤（例えば、ＭｇＯやＭｎＯ）をセラミックス組成物（例えば、Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣの複合材）に添加する場合、治癒活性剤の添加量が０超０．２体積％以下の範囲では、治癒活性剤が粒界に配置され易く、マクロレベルでも均一に配置し易い。
但し、治癒活性剤の添加量は、本発明の目的を達成できる限り特に制限はない。
治癒活性剤（例えば、ＭｇＯやＭｎＯ）をセラミックス組成物（例えば、Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣの複合材）に添加する場合、治癒活性剤の添加量が０超０．２体積％以下の範囲では、治癒活性剤が粒界に配置され易く、マクロレベルでも均一に配置し易い。
但し、治癒活性剤の添加量は、本発明の目的を達成できる限り特に制限はない。
本発明で用いる治癒活性剤によれば、修復期における治癒エージェントの酸化反応を律速する物質の拡散速度が高速化され、それによってセラミックス組成物で発生したき裂の自律的な充填及びき裂面間の接合が促進されることになる。しかしながら、強度の完全回復は、図３（ｂ）にも示す通り、その修復期後の改変期において、き裂面間を充填し、接合している粘度の低い融体の酸化物が、更に凝固して結晶化することによって達成される。
そのため、強度回復速度をより促進させる観点から、改変期におけるその結晶化を容易にする物質を更に添加してもよい。換言すれば、修復期で形成されるき裂面間を充填し、接合している粘度の低い融体の酸化物（即ち、き裂治癒物質）の結晶化を促進させる物質を添加してもよい。
そのため、強度回復速度をより促進させる観点から、改変期におけるその結晶化を容易にする物質を更に添加してもよい。換言すれば、修復期で形成されるき裂面間を充填し、接合している粘度の低い融体の酸化物（即ち、き裂治癒物質）の結晶化を促進させる物質を添加してもよい。
アモルファスまたは過冷却融体の結晶化は、融点（Ｔｍ）とガラス転移温度（Ｔｇ）間の温度域において促進される。更に、アモルファスは転移温度（Ｔｇ）が低いほど熱力学的に不安定であるため、その結晶化速度はガラス転移温度（Ｔｇ）が低いほど高速化することが知られている。例えば、ＳｉＣのように治癒エージェントから酸化によりＳｉＯ２が生成する場合、表１に示すように、全ての治癒活性剤においてその添加により従来材に比べ、修復期に続く改変期における結晶化が促進されることになる。
改変期における結晶化を容易にする具体的な物質としては、例えば、本発明で用いる治癒活性剤として使用可能なＭｇＯやＭｎＯが挙げられる。
但し、改変期における結晶化を容易にする物質は、本発明の目的を達成できる限り特に制限はない。
但し、改変期における結晶化を容易にする物質は、本発明の目的を達成できる限り特に制限はない。
き裂治癒反応の素過程である炎症期、修復期、そして改変期を経て、最終的にき裂面間に生成したき裂治癒物質（結晶相）は、高温構造用部材としての用途に鑑みると、その機械的特性を高めるものが好ましい。その場合、上記の修復期の高度化（具体的には、粘度を低下させて拡散速度を高速化させることによって結晶化を促進させることを意味する。）に着目した治癒活性剤（ＭｘＯｙ）に加え、更に、改変期におけるき裂治癒物質の高強度化（具体的には、き裂治癒物質の機械的特性を高めることを意味する。）に着目した物質を別途添加することが好ましい。この改変期におけるき裂治癒物質の高強度化に着目した物質には、上記の修復期の高度化に着目した治癒活性剤（ＭｘＯｙ）によって奏せられる効果を同時に有するものも含まれる。改変期のみに着目した物質（即ち、改変期におけるき裂治癒物質の高強度化に着目した物質）の選定では、上記の修復期の高度化に着目した治癒活性剤の役割を阻害しない物質が望ましい。
上記の修復期の高度化に着目した治癒活性剤（ＭｘＯｙ）と同時に、改変期におけるき裂治癒物質の高強度化に着目した物質として、Ｙ２Ｏ３やランタノイド系列であるＬａ２Ｏ３、Ｃｅ２Ｏ３、Ｐｒ２Ｏ３、Ｎｄ２Ｏ３、Ｐｍ２Ｏ３、Ｓｍ２Ｏ３、Ｅｕ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３、Ｔｂ２Ｏ３、Ｄｙ２Ｏ３、Ｈｏ２Ｏ３、Ｅｒ２Ｏ３、Ｔｍ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３、Ｌｕ２Ｏ３で表される金属酸化物を少なくとも一種以上を添加することが好ましい。これらのＹやＬａ系列の酸化物を添加する場合において、上記の修復期の高度化に着目した治癒活性剤（ＭｘＯｙ）としては、例えば、ＭｎＯが好ましいものとして挙げられる。
上記の修復期の高度化に着目した治癒活性剤（ＭｘＯｙ）と同時に、改変期におけるき裂治癒物質の高強度化に着目した物質として、Ｙ２Ｏ３やランタノイド系列であるＬａ２Ｏ３、Ｃｅ２Ｏ３、Ｐｒ２Ｏ３、Ｎｄ２Ｏ３、Ｐｍ２Ｏ３、Ｓｍ２Ｏ３、Ｅｕ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３、Ｔｂ２Ｏ３、Ｄｙ２Ｏ３、Ｈｏ２Ｏ３、Ｅｒ２Ｏ３、Ｔｍ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３、Ｌｕ２Ｏ３で表される金属酸化物を少なくとも一種以上を添加することが好ましい。これらのＹやＬａ系列の酸化物を添加する場合において、上記の修復期の高度化に着目した治癒活性剤（ＭｘＯｙ）としては、例えば、ＭｎＯが好ましいものとして挙げられる。
改変期に生成するき裂治癒物質の機械的特性改善を達成する物質（即ち、上記した、改変期におけるき裂治癒物質の高強度化に着目した物質）の添加方法は、本発明の目的を達成できる限り特に制限はないが，修復期に着目した治癒活性剤（ＭｘＯｙ）と同様に組織的な観点からき裂進展の経路となり得る母材の結晶粒界及び母材と治癒エージェントの界面に配置するように添加するのが好ましい。この場合、セラミックス母材が治癒エージェントと同一のセラミックス材料で構成されているために、両者がいわゆる単一材料として一体化していれば、治癒活性剤は、単一材料の結晶粒界に配置するのが好ましいことになる。
改変期に生成するき裂治癒物質の機械的特性改善を達成する治癒活性剤の添加量も、微量でも最大限の治癒速度向上を達成することができ、具体的には、０超１０体積％以下が好ましく、０超９体積％以下がより好ましく、０．０１超３．０体積％以下が更に好ましく、０．２以上１．０体積％以下がより更に好ましい。但し、本発明の目的を達成できる限り特に制限はない。
改変期に生成するき裂治癒物質の機械的特性改善を達成する治癒活性剤の添加量も、微量でも最大限の治癒速度向上を達成することができ、具体的には、０超１０体積％以下が好ましく、０超９体積％以下がより好ましく、０．０１超３．０体積％以下が更に好ましく、０．２以上１．０体積％以下がより更に好ましい。但し、本発明の目的を達成できる限り特に制限はない。
本願において定めのない条件については、本発明の目的を達成できる限り、特に制限はない。
次に、実施例を挙げて本発明の実施の形態をより具体的に説明するが、本発明の実施の形態はその要旨を超えない限り、以下の実施例に限定されるものではない。
まず、上述した「き裂治癒機構の解析」における実施条件を以下に詳述する。
（参考例１）
[き裂治癒機構の解析における実施条件]
供試材には、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材を用いた。この供試材を作製するにあたって、アルミナ粉末は住友化学工業製のＡＫＰ−５０、炭化ケイ素粉末はイビデン製のＵｌｔｒａｆｉｎｅを使用した。これらの粉末を、アルミナ製ボールとミルポッドを用いて、２−プロパノール中で２４時間湿式混合した。混合粉末は大気中で６時間乾燥後、所定の条件下（即ち、雰囲気：Ａｒガス、保持温度：１７５０℃、負荷圧力：４０ＭＰａ、保持時間：１時間、昇温速度：１０℃/ｍｉｎ、降温速度：５℃/ｍｉｎ）でホットプレス焼結し、５０×５０×６ ｍｍの焼結体を作製した。得られた焼結体から３×４×４４ ｍｍおよび３×４×２２ ｍｍの曲げ試験片を作製した。試験片表面はＪＩＳ Ｒ １６０１に従って鏡面研磨仕上げを施した。これら試験片を平滑材とした。
平滑材に対して、ビッカース硬度計を用いて表面長さ約１１０μｍの半楕円き裂（予き裂）を導入し、所定の条件下（即ち、き裂治癒温度（ＴＨ）：１０００℃〜１３００℃、治癒時間（ｔＨ）：０．１時間〜１０００時間、雰囲気：大気中）で熱処理を施した。
試験片の強度は、室温三点曲げ試験法により評価した。ここで、予き裂材およびき裂治癒材の強度評価は、それぞれスパン長さを３０ｍｍ および１６ｍｍで実施した。曲げ試験機には、ＡＮＤ製ＲＴＦ−１３１０を使用した。
ＳｉＣの高温酸化挙動、治癒部周辺の三次元ミクロ構造並びにき裂治癒物質の組成や結晶構造は、それぞれその場観察装置、直行型走査型電子顕微鏡-集束イオンビーム加工装置（ＦＩＢ−ＳＥＭ）（ＳＭＦ−１０００：日立ハイテクノロジーズ社製）および透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）（ＪＥＭ−３１００ＦＥＦ：日本電子社製）を用いて解析した。
（参考例１）
[き裂治癒機構の解析における実施条件]
供試材には、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材を用いた。この供試材を作製するにあたって、アルミナ粉末は住友化学工業製のＡＫＰ−５０、炭化ケイ素粉末はイビデン製のＵｌｔｒａｆｉｎｅを使用した。これらの粉末を、アルミナ製ボールとミルポッドを用いて、２−プロパノール中で２４時間湿式混合した。混合粉末は大気中で６時間乾燥後、所定の条件下（即ち、雰囲気：Ａｒガス、保持温度：１７５０℃、負荷圧力：４０ＭＰａ、保持時間：１時間、昇温速度：１０℃/ｍｉｎ、降温速度：５℃/ｍｉｎ）でホットプレス焼結し、５０×５０×６ ｍｍの焼結体を作製した。得られた焼結体から３×４×４４ ｍｍおよび３×４×２２ ｍｍの曲げ試験片を作製した。試験片表面はＪＩＳ Ｒ １６０１に従って鏡面研磨仕上げを施した。これら試験片を平滑材とした。
平滑材に対して、ビッカース硬度計を用いて表面長さ約１１０μｍの半楕円き裂（予き裂）を導入し、所定の条件下（即ち、き裂治癒温度（ＴＨ）：１０００℃〜１３００℃、治癒時間（ｔＨ）：０．１時間〜１０００時間、雰囲気：大気中）で熱処理を施した。
試験片の強度は、室温三点曲げ試験法により評価した。ここで、予き裂材およびき裂治癒材の強度評価は、それぞれスパン長さを３０ｍｍ および１６ｍｍで実施した。曲げ試験機には、ＡＮＤ製ＲＴＦ−１３１０を使用した。
ＳｉＣの高温酸化挙動、治癒部周辺の三次元ミクロ構造並びにき裂治癒物質の組成や結晶構造は、それぞれその場観察装置、直行型走査型電子顕微鏡-集束イオンビーム加工装置（ＦＩＢ−ＳＥＭ）（ＳＭＦ−１０００：日立ハイテクノロジーズ社製）および透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）（ＪＥＭ−３１００ＦＥＦ：日本電子社製）を用いて解析した。
次に、本実施形態の一例を示す。
（実施例１）
[Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材及びＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の作製]
参考例１の方法にしたがってＡｌ２Ｏ３に３０ｖｏｌ.％ＳｉＣを複合し、そして０．２ｖｏｌ.％のＭｇＯ粉末を複合して、Ａｌ２Ｏ３と３０ｖｏｌ.％ＳｉＣと０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯの複合材（本願では「Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材」とも称する。）を作製した。
また、参考例１の方法にしたがってＡｌ２Ｏ３に３０ｖｏｌ.％ＳｉＣを複合し、そして０．２ｖｏｌ.％のＭｎＯ粉末を複合して、Ａｌ２Ｏ３と３０ｖｏｌ.％ＳｉＣと０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯの複合材（本願では「Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材」とも称する。）を作製した。
具体的には、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材においては、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣと０．２ｖｏｌ.％のＭｇＯ粉末を原料粉末として混合して、また、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材においては、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣと０．２ｖｏｌ.％のＭｎＯ粉末を原料粉末として混合してホットプレス焼結により作製した。両者の複合材作製での焼結における保持温度は、治癒活性剤を母材の粒界に偏析させることを目的として、それぞれ１７００℃と１５５０℃とした。また、保持温度以外の焼結条件は、所定の条件下（即ち、雰囲気：Ａｒガス、負荷圧力：４０ＭＰａ、保持時間：１時間、昇温速度：１０℃／ｍｉｎ、降温速度：５℃／ｍｉｎ）で統一した。なお、上述した焼結条件は治癒活性剤を母材粒界に偏析させる条件として適するように選択した。
（実施例１）
[Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材及びＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の作製]
参考例１の方法にしたがってＡｌ２Ｏ３に３０ｖｏｌ.％ＳｉＣを複合し、そして０．２ｖｏｌ.％のＭｇＯ粉末を複合して、Ａｌ２Ｏ３と３０ｖｏｌ.％ＳｉＣと０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯの複合材（本願では「Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材」とも称する。）を作製した。
また、参考例１の方法にしたがってＡｌ２Ｏ３に３０ｖｏｌ.％ＳｉＣを複合し、そして０．２ｖｏｌ.％のＭｎＯ粉末を複合して、Ａｌ２Ｏ３と３０ｖｏｌ.％ＳｉＣと０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯの複合材（本願では「Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材」とも称する。）を作製した。
具体的には、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材においては、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣと０．２ｖｏｌ.％のＭｇＯ粉末を原料粉末として混合して、また、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材においては、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣと０．２ｖｏｌ.％のＭｎＯ粉末を原料粉末として混合してホットプレス焼結により作製した。両者の複合材作製での焼結における保持温度は、治癒活性剤を母材の粒界に偏析させることを目的として、それぞれ１７００℃と１５５０℃とした。また、保持温度以外の焼結条件は、所定の条件下（即ち、雰囲気：Ａｒガス、負荷圧力：４０ＭＰａ、保持時間：１時間、昇温速度：１０℃／ｍｉｎ、降温速度：５℃／ｍｉｎ）で統一した。なお、上述した焼結条件は治癒活性剤を母材粒界に偏析させる条件として適するように選択した。
使用したＭｇＯ粉末とＭｎＯ粉末として、それぞれ宣城晶瑞新材料有限公司製と高純度化学研究所製のものを用いた。ＭｇＯ粉末は、平均粒径が０．２５μｍ、純度が９９．９％、密度が３．５８５ｇ／ｃｍ３、不純物としてＣａを２００ｐｐｍ、Ｋを３０ｐｐｍ、Ｆｅを３０ｐｐｍ、Ｎａを８０ｐｐｍ、Ｃｕを１０ｐｐｍ、Ｐｂを１０ｐｐｍ含むものであり、ＭｎＯ粉末は、平均粒径が５μｍ〜１０μｍ、純度が９９．９％、密度が５．３６ｇ／ｃｍ３、不純物としてＣａを１００ｐｐｍ、Ｃｏを６０ｐｐｍ、Ｍｇを１００ｐｐｍ、Ｎａを１００ｐｐｍ、Ｓｉを１０ｐｐｍ含むものであった。なお、混合粉末として可能な限り粒子間距離を小さくし更に均一に分散するように、市販の粉末の中でも出来るだけ微細な粉末を選定した。
得られた焼結体から３×４×４４ｍｍおよび３×４×２２ｍｍの曲げ試験片を作製した。試験片表面はＪＩＳ Ｒ １６０１に従って鏡面研磨仕上げを施した。これら試験片を平滑材とした。
平滑材に対して、ビッカース硬度計を用いて表面長さ約１００μｍの半楕円き裂を導入し、これを予き裂材とした。
得られた焼結体から３×４×４４ｍｍおよび３×４×２２ｍｍの曲げ試験片を作製した。試験片表面はＪＩＳ Ｒ １６０１に従って鏡面研磨仕上げを施した。これら試験片を平滑材とした。
平滑材に対して、ビッカース硬度計を用いて表面長さ約１００μｍの半楕円き裂を導入し、これを予き裂材とした。
[Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材及びＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材のその場観察]
上記[Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材及びＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の作製]において得られた予き裂材に関して、８００℃〜１３５０℃の高温でその場観察装置中で熱処理を施した。なお、その場観察装置には、米倉製作所製の顕微鏡用高温観察ステージを用いた。加熱はランプ集光法により実施し、観察は光学顕微鏡により実施した。予き裂周辺にランプ集光過熱法により、昇温速度を１０００℃まで５０℃/分、それ以上では２０℃/分として治癒処理を施し、上記高温でその様子を観察した。
その場観察の結果を図４に示す。
上記[Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材及びＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の作製]において得られた予き裂材に関して、８００℃〜１３５０℃の高温でその場観察装置中で熱処理を施した。なお、その場観察装置には、米倉製作所製の顕微鏡用高温観察ステージを用いた。加熱はランプ集光法により実施し、観察は光学顕微鏡により実施した。予き裂周辺にランプ集光過熱法により、昇温速度を１０００℃まで５０℃/分、それ以上では２０℃/分として治癒処理を施し、上記高温でその様子を観察した。
その場観察の結果を図４に示す。
Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材とＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の両方で、従来材のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材と比較して、試料表面の酸化物生成速度の高速化および低温化が確認された。図４に示すように、従来材においては、１３５０℃まで昇温したとしても酸化物生成量は微小であり、予き裂は光学顕微鏡で十分確認可能であったが、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材は１３５０℃でも多量の酸化物生成が確認され、き裂は消失していた。更に、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材においては、１０００℃でも十分な量の酸化物が生成し、き裂は完全に消失していた。これらの結果は、治癒活性剤が治癒の高速化及び低温化に極めて有用であることを示唆している。
また、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材およびＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の両方の表面酸化物から、１２５０℃および８００℃において局所的なバブル形成が確認された。このバブル形成温度は、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材における１４００℃というバブル形成温度よりも極めて低い温度であった。さらに、温度を上昇させると、局所的であったバブルの形成が試験片の表面全域において確認されるようになった。この全面的なバブル形成温度は、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材では約１３５０℃（具体的には、１３３０℃）、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材では１０００℃であった。
したがって、このような酸化物生成速度の高速化および低温化は、治癒活性剤であるＭｎＯやＭｇＯが有する酸化物の粘度を低下させる機能により、酸化物中における気相種の拡散速度が向上し、その結果としてＳｉＣの酸化速度が高速化および低温化したことによることがわかった。
また、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材およびＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の両方の表面酸化物から、１２５０℃および８００℃において局所的なバブル形成が確認された。このバブル形成温度は、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材における１４００℃というバブル形成温度よりも極めて低い温度であった。さらに、温度を上昇させると、局所的であったバブルの形成が試験片の表面全域において確認されるようになった。この全面的なバブル形成温度は、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材では約１３５０℃（具体的には、１３３０℃）、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材では１０００℃であった。
したがって、このような酸化物生成速度の高速化および低温化は、治癒活性剤であるＭｎＯやＭｇＯが有する酸化物の粘度を低下させる機能により、酸化物中における気相種の拡散速度が向上し、その結果としてＳｉＣの酸化速度が高速化および低温化したことによることがわかった。
[熱力学的計算による治癒活性剤の選定]
上述の通り、拡散速度を高速化する治癒活性剤としては、例えば、酸化物の粘度とその酸化物中の拡散種の拡散速度の定性的な関係を表す式として知られている上記ストークス・アインシュタインの関係式（式１）の粘度（η）を大幅に低下させる物質が好ましい。そして、この粘度（η）を低下させる粘度物質を選定するための指標として、稼働温度の上限を決定する共晶温度（ＴＥ）（又は融点（Ｔｍ））およびガラス転移温度（Ｔｇ）に着目すると、治癒活性剤としては、具体的には、上記条件式の（式２）を満足する金属酸化物を少なくとも一種以上含むものが好ましく、更に上記条件式の（式３）を満たすものであることがより好ましい。そこで、Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材において治癒エージェントから生成される酸化物がＳｉＯ２である場合を一例として、上記条件式の（式２）のガラス転移温度共晶温度及び上記条件式の（式３）の共晶温度の双方を満足する治癒活性剤（ＭｘＯｙ）を、熱力学計算ソフトＦａｃｔＳａｇｅ Ｖｅｒ．６．４、状態図ソフトＡｃｅｒａ-ＮＩＳＴ Ｐｈａｓｅ Ｅｑｕｉｌｉｂｒｉａ Ｄｉａｇｒａｍｓ Ｖｅｒｓｉｏｎ ３.４、およびＨｕｉらの提案する予測式（H.Hui and Y. Zhang, “Toward a general viscosity equation for natural anhydrous and hydrous silicate melts”, Geochimica et cosmochimica Acta 71 (2007) 403-416；G. Zhong K. Chou, Measuring and modeling viscosity of CaO-Al2O3-SiO2(-K2O)melt, Metallugical and Materials Transaction B, 43 (2012)841-848）を使用して選定した結果を以下の表１に示す。ここで、粘度（η）が１０１１．３Ｐａ・ｓとなる温度をガラス転移温度（Ｔｇ）とした。
そして、図５において、表１中の種々の複合材（ｌＳｉＯ２−ｍＡｌ２Ｏ３−ｎＭｘＯｙ）に関して、共晶温度（ＴＥ）と融点（Ｔｍ）とが一致するときの組成で推定されるガラス転移温度（Ｔｇ）と、共晶温度（ＴＥ）（＝融点（Ｔｍ））の関係で示した。なお、図５では、図中で傾きとして表記されているＴｇ＝２/３ＴＥとＴｇ＝１/２ＴＥの温度の単位を便宜上、Ｋ（ケルビン温度）で示し、それ以外は℃（摂氏）で示した。
因みに、図５に示すように、治癒活性剤について、Ｔｇ[Ｋ]＝２/３ＴＥ[Ｋ：ケルビン]〜１／２ＴＥ[Ｋ]（又はＴｇ[Ｋ]＝２/３Ｔｍ[Ｋ]〜１/２Ｔｍ[Ｋ]）の関係が一般に成り立つので、治癒活性剤のガラス転移温度（Ｔｇ）は、Ｔｇ[Ｋ]＝２/３ＴＥ[Ｋ]〜１／２ＴＥ[Ｋ]（又はＴｇ[Ｋ]＝２/３Ｔｍ[Ｋ]〜１/２Ｔｍ[Ｋ]）の範囲程度であると推定できる。そのため、共晶温度のみが既知で、熱力学計算や文献からガラス転位温度（Ｔｇ）が取得できなかった治癒活性剤についても、この関係を用いてＴｇを推定し、表１に列挙した。
上述の通り、拡散速度を高速化する治癒活性剤としては、例えば、酸化物の粘度とその酸化物中の拡散種の拡散速度の定性的な関係を表す式として知られている上記ストークス・アインシュタインの関係式（式１）の粘度（η）を大幅に低下させる物質が好ましい。そして、この粘度（η）を低下させる粘度物質を選定するための指標として、稼働温度の上限を決定する共晶温度（ＴＥ）（又は融点（Ｔｍ））およびガラス転移温度（Ｔｇ）に着目すると、治癒活性剤としては、具体的には、上記条件式の（式２）を満足する金属酸化物を少なくとも一種以上含むものが好ましく、更に上記条件式の（式３）を満たすものであることがより好ましい。そこで、Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＣ複合材において治癒エージェントから生成される酸化物がＳｉＯ２である場合を一例として、上記条件式の（式２）のガラス転移温度共晶温度及び上記条件式の（式３）の共晶温度の双方を満足する治癒活性剤（ＭｘＯｙ）を、熱力学計算ソフトＦａｃｔＳａｇｅ Ｖｅｒ．６．４、状態図ソフトＡｃｅｒａ-ＮＩＳＴ Ｐｈａｓｅ Ｅｑｕｉｌｉｂｒｉａ Ｄｉａｇｒａｍｓ Ｖｅｒｓｉｏｎ ３.４、およびＨｕｉらの提案する予測式（H.Hui and Y. Zhang, “Toward a general viscosity equation for natural anhydrous and hydrous silicate melts”, Geochimica et cosmochimica Acta 71 (2007) 403-416；G. Zhong K. Chou, Measuring and modeling viscosity of CaO-Al2O3-SiO2(-K2O)melt, Metallugical and Materials Transaction B, 43 (2012)841-848）を使用して選定した結果を以下の表１に示す。ここで、粘度（η）が１０１１．３Ｐａ・ｓとなる温度をガラス転移温度（Ｔｇ）とした。
そして、図５において、表１中の種々の複合材（ｌＳｉＯ２−ｍＡｌ２Ｏ３−ｎＭｘＯｙ）に関して、共晶温度（ＴＥ）と融点（Ｔｍ）とが一致するときの組成で推定されるガラス転移温度（Ｔｇ）と、共晶温度（ＴＥ）（＝融点（Ｔｍ））の関係で示した。なお、図５では、図中で傾きとして表記されているＴｇ＝２/３ＴＥとＴｇ＝１/２ＴＥの温度の単位を便宜上、Ｋ（ケルビン温度）で示し、それ以外は℃（摂氏）で示した。
因みに、図５に示すように、治癒活性剤について、Ｔｇ[Ｋ]＝２/３ＴＥ[Ｋ：ケルビン]〜１／２ＴＥ[Ｋ]（又はＴｇ[Ｋ]＝２/３Ｔｍ[Ｋ]〜１/２Ｔｍ[Ｋ]）の関係が一般に成り立つので、治癒活性剤のガラス転移温度（Ｔｇ）は、Ｔｇ[Ｋ]＝２/３ＴＥ[Ｋ]〜１／２ＴＥ[Ｋ]（又はＴｇ[Ｋ]＝２/３Ｔｍ[Ｋ]〜１/２Ｔｍ[Ｋ]）の範囲程度であると推定できる。そのため、共晶温度のみが既知で、熱力学計算や文献からガラス転位温度（Ｔｇ）が取得できなかった治癒活性剤についても、この関係を用いてＴｇを推定し、表１に列挙した。
１） R. Roy, and E. F. Osborn, “The system lithium metasilicate spodumene silica”, J. Am. Chem. Soc.Vol.71, No.6, pp. 2086-2095 (1949).
２） L. P. Cook and E. R. Plante, “Phase diagram of the system Li2O-Al2O3”, J. Am. Ceram. Soc., Vol. 27, No.3, pp. 193-222 (1992).
３） M. S. Cilla and M. R. Morelli, “Effect of addition of inorganic components on the mechanical strength of sand molds for casting”, Vol.58, No.345, pp. 71-76 (2012).
４） N. A. Toropov, F. Y. Galakhov and I. A. Bondar, “The diagram of state of the ternary system BaO-Al2O3-SiO2”, Institute of Chemistry of Silicates Academy of Sciences, pp. 647-655 (1954).
５） 小池，大友，田口“ＳｎＯ-ＳｉＯ２系状態図に関する基礎研究”資源と素材，Ｖｏｌ．１１３，ｐ．３９−４４（１９９７）
６） M.Rahman,P.Hudon,I.Jung, “A Coupled Experimental Study and Thermodynamic Modeling of The SiO2−P2O3 System”, Metallurgical and Materials Transaction B，Vol．44，（2013）p．837−852
７） C.Wang,G. Hu, Z.Zhang, B. Liu, L. Zhu, H.Wang, H. Chen, K. Yang., J. Zhao, “Preparation and Charactarization of Bi2O3-SiO2-Al2O3based glasses of good transparency with high Bi2O3content”, Journal of Non-crystakkine Solids 363(2013)84-88
８） H.Hui, Y. Zhang, “Toward a general viscosity equation for natural anhydrous and hydrous silicate melts”, Geochemica et Cosmochimica Acta 71 (2007) 403-416
９） G. Zhong K. Chou, “Measuring and modeling viscosity of CaO-Al2O3-SiO2(-K2O) melt”, Metallugical and Materials Transaction B, 43 (2012)841-848
表１に示す通り、治癒活性剤の種類によって、９４３℃であったＳｉＯ２‐Ａｌ２Ｏ３のガラス転移温度を最大で１６７℃に降下できることを確認した。
治癒活性剤としては、発生したき裂を完全に充填してき裂面間を接合するのに寄与する治癒エージェントからの生成する酸化物と母材の混合物の粘度を、その添加によってより効果的に低下させられるものが特に好ましい。
また、Ａｌ２Ｏ３‐治癒活性剤とＳｉＯ２‐Ａｌ２Ｏ３‐治癒活性剤の共晶温度が想定される部材の稼動温度の上限以上であるものが、部材の高温強度を低下させずに治癒機能を高機能化させる点で好ましい。
これらの点や汎用性等の観点から、本願の実施例においては、ガラス転移温度（Ｔｇ）が８５５℃のＭｇＯと、ガラス転移温度（Ｔｇ）が４７９℃のＭｎＯを選定し、これを治癒活性剤として用いた。
治癒活性剤としては、発生したき裂を完全に充填してき裂面間を接合するのに寄与する治癒エージェントからの生成する酸化物と母材の混合物の粘度を、その添加によってより効果的に低下させられるものが特に好ましい。
また、Ａｌ２Ｏ３‐治癒活性剤とＳｉＯ２‐Ａｌ２Ｏ３‐治癒活性剤の共晶温度が想定される部材の稼動温度の上限以上であるものが、部材の高温強度を低下させずに治癒機能を高機能化させる点で好ましい。
これらの点や汎用性等の観点から、本願の実施例においては、ガラス転移温度（Ｔｇ）が８５５℃のＭｇＯと、ガラス転移温度（Ｔｇ）が４７９℃のＭｎＯを選定し、これを治癒活性剤として用いた。
[Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材及びＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材における強度回復に与える治癒活性剤の効果の検証]
本実施例で作製したＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材とＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材を用いて、治癒活性剤として添加されたＭｇＯ及びＭｎＯの効果を、これら複合材と治癒活性剤を添加しない従来のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材において生成する過冷却融体のガラス転移温度（Ｔｇ）（＝粘度が１０１１．３Ｐａ・ｓとなる温度）と最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）との関係を比較することにより検証した。その結果を図６に示す。なお、図６中の右枠は、本発明者らがき裂治癒を理論的に解析することによって別途構築したき裂治癒の予測式から算出した、８００℃、１０００℃、１２００℃での最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）を予測される最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）として参考までに付記したものである。
本実施例で作製したＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材とＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材を用いて、治癒活性剤として添加されたＭｇＯ及びＭｎＯの効果を、これら複合材と治癒活性剤を添加しない従来のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材において生成する過冷却融体のガラス転移温度（Ｔｇ）（＝粘度が１０１１．３Ｐａ・ｓとなる温度）と最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）との関係を比較することにより検証した。その結果を図６に示す。なお、図６中の右枠は、本発明者らがき裂治癒を理論的に解析することによって別途構築したき裂治癒の予測式から算出した、８００℃、１０００℃、１２００℃での最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）を予測される最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）として参考までに付記したものである。
図６から、酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の稼働温度（即ち、き裂治癒温度（ＴＨ））として８００℃〜１２００℃の温度範囲で得られる最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、治癒活性剤であるＭｇＯやＭｎＯの添加による共晶温度（ＴＥ）の低下に伴い、大幅に短縮することがわかった。特に、ＭｎＯを治癒活性剤として添加した場合には、最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、１０００℃で１０分未満、そして８００℃で３０時間であり、その添加を行わなかった場合に予測される最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）に比べると、それぞれ１／６０００倍未満と１／５４７倍にまで短縮されることがわかった。
また、き裂治癒温度（ＴＨ）の低下に伴って最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は増加し、従来のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材では、８００℃のき裂治癒温度（ＴＨ）で予測される最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）が１６４００時間と非常に長い。そのため、この場合、治癒は事実上困難であると考えられる。しかしながら、図６に示す通り、ＭｎＯを治癒活性剤として添加した場合には、同温度でのき裂治癒を３０時間の最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）で達成できるため、き裂治癒温度の低減に成功していることがわかった。
したがって、ＭｇＯやＭｎＯを治癒活性剤として含む酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物によれば、その自己治癒過程での強度回復に必要な速度を高速化させ、また、き裂治癒に必要な温度を低下させ、高機能化が実現できることが明らかになった。
また、き裂治癒温度（ＴＨ）の低下に伴って最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は増加し、従来のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材では、８００℃のき裂治癒温度（ＴＨ）で予測される最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）が１６４００時間と非常に長い。そのため、この場合、治癒は事実上困難であると考えられる。しかしながら、図６に示す通り、ＭｎＯを治癒活性剤として添加した場合には、同温度でのき裂治癒を３０時間の最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）で達成できるため、き裂治癒温度の低減に成功していることがわかった。
したがって、ＭｇＯやＭｎＯを治癒活性剤として含む酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物によれば、その自己治癒過程での強度回復に必要な速度を高速化させ、また、き裂治癒に必要な温度を低下させ、高機能化が実現できることが明らかになった。
（実施例２）
[Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の作製]
Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材が、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に治癒活性材として１．０ｖｏｌ.％のＭｎＯ粉末を混合したものを原料粉末とし、これをＡｒ雰囲気中、４０ＭＰａ、１５５０℃、１時間の条件下でホットプレス焼結することによって作製された。
ムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材が、ムライト／３０ｖｏｌ％ＴｉＳｉ２複合材に治癒活性材として１．０ｖｏｌ.％のＭｎＯ粉末を混合したものを原料粉末とし、これをＡｒ雰囲気中、４０ＭＰａ、１３００℃、４時間の条件下でホットプレス焼結することによって作製された。なお、ＴｉＳｉ２粉末は粒子径が大きいため、混合前に予備粉砕して使用した。
作製されたＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材から、その場観察用及び強度評価用の平滑材を作製した。平滑材にはビッカース硬度計を用い、荷重２ｋｇｆで表面長さ約１００μｍ又は１５０μｍの半楕円予き裂を導入した。予き裂材は、高温その場観察装置中で熱処理を行うことで、表面酸化物量、局所的融解挙動および酸化物の粘度の定性的評価を行った。なお、その場観察装置には、米倉製作所製の顕微鏡用高温観察ステージを用いた。加熱はランプ集光法により実施し、観察は光学顕微鏡により実施した。予き裂周辺にランプ集光過熱法により治癒処理を施し、その様子を観察した。
また、６００℃〜１０００℃の温度、０．０１７時間〜３００時間、大気中の条件下で、き裂治癒処理を施した。き裂治癒材の強度は、室温にて３点曲げ法により評価した。
[Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の作製]
Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材が、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に治癒活性材として１．０ｖｏｌ.％のＭｎＯ粉末を混合したものを原料粉末とし、これをＡｒ雰囲気中、４０ＭＰａ、１５５０℃、１時間の条件下でホットプレス焼結することによって作製された。
ムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材が、ムライト／３０ｖｏｌ％ＴｉＳｉ２複合材に治癒活性材として１．０ｖｏｌ.％のＭｎＯ粉末を混合したものを原料粉末とし、これをＡｒ雰囲気中、４０ＭＰａ、１３００℃、４時間の条件下でホットプレス焼結することによって作製された。なお、ＴｉＳｉ２粉末は粒子径が大きいため、混合前に予備粉砕して使用した。
作製されたＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材から、その場観察用及び強度評価用の平滑材を作製した。平滑材にはビッカース硬度計を用い、荷重２ｋｇｆで表面長さ約１００μｍ又は１５０μｍの半楕円予き裂を導入した。予き裂材は、高温その場観察装置中で熱処理を行うことで、表面酸化物量、局所的融解挙動および酸化物の粘度の定性的評価を行った。なお、その場観察装置には、米倉製作所製の顕微鏡用高温観察ステージを用いた。加熱はランプ集光法により実施し、観察は光学顕微鏡により実施した。予き裂周辺にランプ集光過熱法により治癒処理を施し、その様子を観察した。
また、６００℃〜１０００℃の温度、０．０１７時間〜３００時間、大気中の条件下で、き裂治癒処理を施した。き裂治癒材の強度は、室温にて３点曲げ法により評価した。
[Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材のその場観察]
本実施例で作成したＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材のその場観察を行った。そのうち、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の結果について以下に詳述する。なお、その場観察に使用したされた装置等は、実施例１と同様である。
Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材において、約１０００℃で粘度の低い酸化物の発生が観察された。これは、ＭｎＯ粉末が添加されていない従来のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に比べて、４４０℃も低い温度であった。この結果は、治癒活性材であるＭｎＯの添加により、過冷却融体である酸化物の粘度が大幅に低下したことによる。
さらに、１０００℃において、ＭｎＯ粉末が添加されていない従来のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材の表面が平滑であるのに対し、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材は表面が凸凹していて、ＳｉＯ２と考えられる酸化物が極めて多量に生成することが確認された。この結果は、粘度の低下により、酸化反応による酸化物の体積増加速度が上昇したためと考えられる。
本実施例で作成したＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材のその場観察を行った。そのうち、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の結果について以下に詳述する。なお、その場観察に使用したされた装置等は、実施例１と同様である。
Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材において、約１０００℃で粘度の低い酸化物の発生が観察された。これは、ＭｎＯ粉末が添加されていない従来のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に比べて、４４０℃も低い温度であった。この結果は、治癒活性材であるＭｎＯの添加により、過冷却融体である酸化物の粘度が大幅に低下したことによる。
さらに、１０００℃において、ＭｎＯ粉末が添加されていない従来のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材の表面が平滑であるのに対し、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材は表面が凸凹していて、ＳｉＯ２と考えられる酸化物が極めて多量に生成することが確認された。この結果は、粘度の低下により、酸化反応による酸化物の体積増加速度が上昇したためと考えられる。
[Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材における強度回復に与える治癒活性剤の効果の検証]
本実施例で作製したＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材並びに治癒活性剤を添加しない従来のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に関する強度回復における治癒時間（ｔＨ）の影響を検証した。その結果を図７（ａ）と（ｂ）に示す。図７（ａ）は、これらの複合材に関する稼動温度８００℃での曲げ強度（σＢ）と治癒時間（ｔＨ）との関係を、図７（ｂ）は、これらの複合材に関する稼動温度１０００℃での曲げ強度（σＢ）と治癒時間（ｔＨ）との関係を示す。なお、これらの図中で＊印で表記された試験片は、き裂治癒部以外から破談した試験片であり、破壊起点が治癒部外の内部欠陥に遷移したこと、即ちき裂が完治したことを示す。
本実施例で作製したＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材並びに治癒活性剤を添加しない従来のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に関する強度回復における治癒時間（ｔＨ）の影響を検証した。その結果を図７（ａ）と（ｂ）に示す。図７（ａ）は、これらの複合材に関する稼動温度８００℃での曲げ強度（σＢ）と治癒時間（ｔＨ）との関係を、図７（ｂ）は、これらの複合材に関する稼動温度１０００℃での曲げ強度（σＢ）と治癒時間（ｔＨ）との関係を示す。なお、これらの図中で＊印で表記された試験片は、き裂治癒部以外から破談した試験片であり、破壊起点が治癒部外の内部欠陥に遷移したこと、即ちき裂が完治したことを示す。
図７（ａ）に示す通り、８００℃の稼動温度でのＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の予き裂材の強度は、き裂治癒に至るまで治癒時間とともに大幅に向上することがわかった。また、従来材のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材では、治癒が確認できなかった８００℃の稼働温度でも、き裂を完治させることが可能であり、１０時間で平滑材と同等の強度を示すことがわかった。また、図７（ａ）と（ｂ）に示す通り、稼働温度が増加すると最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）が向上することもわかった。
また、ムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材では、８００℃の最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、図７（ａ）に示す通り、１００時間であったが、１０００℃の最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、図７（ｂ）に示す通り、１０分と大幅に向上することがわかった。
また、図７（ａ）と（ｂ）に示す通り、同じ稼働温度では、酸化高活性なＴｉＳｉ２を複合したムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材よりもＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の方が、高速でき裂を完治させることが可能であることがわかった。ＴｉＳｉ２は、炎症期において、ＳｉＣよりも遥かに高活性で酸化する治癒エージェントであることから、この結果は、治癒活性剤を添加した上記複合材では、炎症期速度ではなく修復期速度が全体の治癒速度を律速しているために、このような治癒速度の逆転が生じた（即ち、ＳｉＣを治癒エージェントとして用いる複合材の方が、ＴｉＳｉ２を治癒エージェントとして用いる複合材よりも高速でき裂を完治させた）と理解できる。したがって、上記治癒速度の逆転を示す図７（ａ）と（ｂ）の結果は、き裂治癒の高速化では、治癒エージェントの酸化高活性化よりもむしろ、酸化生成物の粘度低下およびそれによる酸化物中の酸素拡散の促進が極めて重要であることを示唆していることがわかった。なお、上記治癒速度の逆転に関して、ＴｉＳｉ２から生成するＳｉＯ２とＴｉＯ２の酸化物のうち、ＴｉＯ２の存在が酸化物の粘度低下を妨げていることも要因の一つとして推定している。
また、ムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材では、８００℃の最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、図７（ａ）に示す通り、１００時間であったが、１０００℃の最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、図７（ｂ）に示す通り、１０分と大幅に向上することがわかった。
また、図７（ａ）と（ｂ）に示す通り、同じ稼働温度では、酸化高活性なＴｉＳｉ２を複合したムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材よりもＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の方が、高速でき裂を完治させることが可能であることがわかった。ＴｉＳｉ２は、炎症期において、ＳｉＣよりも遥かに高活性で酸化する治癒エージェントであることから、この結果は、治癒活性剤を添加した上記複合材では、炎症期速度ではなく修復期速度が全体の治癒速度を律速しているために、このような治癒速度の逆転が生じた（即ち、ＳｉＣを治癒エージェントとして用いる複合材の方が、ＴｉＳｉ２を治癒エージェントとして用いる複合材よりも高速でき裂を完治させた）と理解できる。したがって、上記治癒速度の逆転を示す図７（ａ）と（ｂ）の結果は、き裂治癒の高速化では、治癒エージェントの酸化高活性化よりもむしろ、酸化生成物の粘度低下およびそれによる酸化物中の酸素拡散の促進が極めて重要であることを示唆していることがわかった。なお、上記治癒速度の逆転に関して、ＴｉＳｉ２から生成するＳｉＯ２とＴｉＯ２の酸化物のうち、ＴｉＯ２の存在が酸化物の粘度低下を妨げていることも要因の一つとして推定している。
[Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０.２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０.２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の低圧タービン翼への適用の検証]
実施例１で作製したＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材及びＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材と、実施例２で作成したＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材、並びに治癒活性剤を添加しない従来のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に関して、低圧タービン翼への適用を検証した。その結果を図８に示す。図８は、これら複合材に関する最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）と治癒温度（ＴＨ）の関係を、航空機エンジン用のタービンのベーン（静翼）とブレード（動翼）の稼動温度および航空機の巡航時間を併記して示したものである。なお、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材は比較材として列挙したものであり、その実験値である最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）を予測値とともに併記した。なお、図８における、航空機エンジン用のタービンのベーン（静翼）とブレード（動翼）の稼動温度は、稼動温度は酸化誘起型自己治癒セラミックスの適用が期待される無冷却ジェットエンジンを想定し、燃焼シミュレーションソフトウェア（ＮＡＳＡ-Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｅｑｕｉｌｉｂｒｉｕｍ ｗｉｔｈ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ）および汎用ジェットエンジンであるＣＦ６の構造から類推した操作温度（T. Osada, Kinetic Model for Self-Crack-Healing in Ceramics and Possibility of Turbine Blade Applications, Proceedings of International Conference on Self-Healing Materials, ICSHM2013, (2013)573）の一例である。また、図８には、航空機の巡航時間の一例として、巡航時間のとても短い、日本における国内線の巡航時間である１時間を参考までに併記した。
実施例１で作製したＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材及びＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材と、実施例２で作成したＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材、並びに治癒活性剤を添加しない従来のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に関して、低圧タービン翼への適用を検証した。その結果を図８に示す。図８は、これら複合材に関する最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）と治癒温度（ＴＨ）の関係を、航空機エンジン用のタービンのベーン（静翼）とブレード（動翼）の稼動温度および航空機の巡航時間を併記して示したものである。なお、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材は比較材として列挙したものであり、その実験値である最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）を予測値とともに併記した。なお、図８における、航空機エンジン用のタービンのベーン（静翼）とブレード（動翼）の稼動温度は、稼動温度は酸化誘起型自己治癒セラミックスの適用が期待される無冷却ジェットエンジンを想定し、燃焼シミュレーションソフトウェア（ＮＡＳＡ-Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｅｑｕｉｌｉｂｒｉｕｍ ｗｉｔｈ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ）および汎用ジェットエンジンであるＣＦ６の構造から類推した操作温度（T. Osada, Kinetic Model for Self-Crack-Healing in Ceramics and Possibility of Turbine Blade Applications, Proceedings of International Conference on Self-Healing Materials, ICSHM2013, (2013)573）の一例である。また、図８には、航空機の巡航時間の一例として、巡航時間のとても短い、日本における国内線の巡航時間である１時間を参考までに併記した。
図８に示す通り、治癒活性剤を添加しない従来のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材のき裂治癒温度（ＴＨ）は、１２００℃、１０００℃、８００℃、および６００℃において、それぞれ、５時間（実験値）、１０００時間（実験値）、１６４００時間（予測値）、および６８６１００時間（約７８年）（予測値）程度であった。
他方、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、１０００℃、８００℃、及び６００℃において、それぞれ、１分未満、１０時間、及び３００時間だった。そのため、治癒活性材であるＭｎＯを１.０ｖｏｌ.％添加することにより、その添加のない従来材のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に比べて治癒速度を６００００倍超、１６４０倍、及び２２８７倍にまで大幅に向上させられる（換言すれば、最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）をそれぞれ、１／６００００倍未満、１／１６４０倍、及び１／２２８７倍にまで短縮させられる）ことがわかった。
Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、１０００℃および８００℃において、それぞれ、１０分未満および３０時間であった。そのため、治癒活性材であるＭｎＯを０.２ｖｏｌ.％添加することにより、１０００℃および８００℃において、その添加のない従来材のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に比べて治癒速度をそれぞれ、６０００倍超および５４７倍向上させられることがわかった。
ムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、１０００℃及び８００℃において、それぞれ、１０分未満及び１００時間であった。そのため、従来材のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に比べて治癒速度を、６０００倍超および１６４倍向上させられることがわかった。
また、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材でも、その最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、１２００℃において、１０分であった。そのため、治癒活性材であるＭｇＯを０.２ｖｏｌ.％添加することにより、その添加のない従来材のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に比べて治癒速度を６０倍向上させられることがわかった。
したがって、図８において本発明の一実施形態として示された、治癒活性材を添加した全ての複合材（Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０.２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材）に関して、６００℃〜１２００℃の稼動温度領域における、それらの治癒速度は、治癒活性材の添加の無い従来材のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に比べて著しく高速化することが確認された。
特に、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０.２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材は、航空機エンジンの第１段低圧タービン静翼（ベーン）や動翼（ブレード）と第２〜３段低圧タービン静翼（ベーン）や動翼（ブレード）の稼動温度に鑑みて、このような稼動温度領域で使用される高温構造部材に適用すると極めて有効であることが確認された。
また、治癒活性材としてＭｎＯを用いた、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０.２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材は、巡航時間を１時間とし、その間に発生した表面き裂を完治しなければならないと仮定すると、稼動温度領域が８９０℃〜１０３０℃程度の温度範囲に限定される、ＣＦ６エンジンの第２段低圧タービン静翼（ベーン）及び動翼（ブレード）のような高温構造部材への適用に極めて有効であることが確認された。
したがって、本実施形態による酸化誘起型自己治癒セラミックスは、従来の酸化誘起型自己治癒セラミックスでは発生したき裂の自己治癒機能を有効に発揮させることが困難であった高温用部材への適用、特に、航空機の低圧タービン翼への適用が可能であることが明らかになった。
他方、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、１０００℃、８００℃、及び６００℃において、それぞれ、１分未満、１０時間、及び３００時間だった。そのため、治癒活性材であるＭｎＯを１.０ｖｏｌ.％添加することにより、その添加のない従来材のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に比べて治癒速度を６００００倍超、１６４０倍、及び２２８７倍にまで大幅に向上させられる（換言すれば、最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）をそれぞれ、１／６００００倍未満、１／１６４０倍、及び１／２２８７倍にまで短縮させられる）ことがわかった。
Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、１０００℃および８００℃において、それぞれ、１０分未満および３０時間であった。そのため、治癒活性材であるＭｎＯを０.２ｖｏｌ.％添加することにより、１０００℃および８００℃において、その添加のない従来材のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に比べて治癒速度をそれぞれ、６０００倍超および５４７倍向上させられることがわかった。
ムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材の最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、１０００℃及び８００℃において、それぞれ、１０分未満及び１００時間であった。そのため、従来材のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に比べて治癒速度を、６０００倍超および１６４倍向上させられることがわかった。
また、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材でも、その最短き裂完治時間（ｔＨ Ｍｉｎ）は、１２００℃において、１０分であった。そのため、治癒活性材であるＭｇＯを０.２ｖｏｌ.％添加することにより、その添加のない従来材のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に比べて治癒速度を６０倍向上させられることがわかった。
したがって、図８において本発明の一実施形態として示された、治癒活性材を添加した全ての複合材（Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０.２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材）に関して、６００℃〜１２００℃の稼動温度領域における、それらの治癒速度は、治癒活性材の添加の無い従来材のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に比べて著しく高速化することが確認された。
特に、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０.２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０．２ｖｏｌ.％ＭｇＯ複合材及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材は、航空機エンジンの第１段低圧タービン静翼（ベーン）や動翼（ブレード）と第２〜３段低圧タービン静翼（ベーン）や動翼（ブレード）の稼動温度に鑑みて、このような稼動温度領域で使用される高温構造部材に適用すると極めて有効であることが確認された。
また、治癒活性材としてＭｎＯを用いた、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／０.２ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材及びムライト／３０ｖｏｌ.％ＴｉＳｉ２／１．０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材は、巡航時間を１時間とし、その間に発生した表面き裂を完治しなければならないと仮定すると、稼動温度領域が８９０℃〜１０３０℃程度の温度範囲に限定される、ＣＦ６エンジンの第２段低圧タービン静翼（ベーン）及び動翼（ブレード）のような高温構造部材への適用に極めて有効であることが確認された。
したがって、本実施形態による酸化誘起型自己治癒セラミックスは、従来の酸化誘起型自己治癒セラミックスでは発生したき裂の自己治癒機能を有効に発揮させることが困難であった高温用部材への適用、特に、航空機の低圧タービン翼への適用が可能であることが明らかになった。
[治癒活性剤の焼結材強度へ与える影響の検証]
癒活性剤の焼結材強度へ与える影響を調べるために、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）単体の平滑材、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）単体に治癒エージェントとして３０ｖｏｌ.％ＳｉＣを添加した平滑材、並びに、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に対して治癒活性剤としてＭｎＯを０．２ｖｏｌ％および０．５ｖｏｌ％添加した場合の平滑材について、各強度を同一条件下で測定した。その結果、それぞれ、４００ＭＰａ、７４８ＭＰａ、８４４ＭＰａおよび９５８ＭＰａとなり、ＭｎＯの添加によって平滑材強度が増加することを確認した。これは、治癒エージェントの添加によって焼結中の粒成長が抑制され、更に、治癒活性剤の添加によって、焼結中の異常粒成長が抑制されるためであると理解される。
一方で、ＭｎＯを上記添加量以上の１ｖｏｌ％及び３ｖｏｌ％で添加すると、平滑材強度は７６６ＭＰａおよび５７５ＭＰａまで低下した。これは、結晶粒界以外にもＭｎＯが配置されてそれ自体が破壊起点となったためであると理解される。
このように、例えば、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材の場合、治癒活性剤としてＭｎＯを０．２ｖｏｌ％の微量な添加だけでも、治癒機能に加え、焼結材強度も同時に向上させることを確認した。
したがって、本実施形態による酸化誘起型自己治癒セラミックスでは、治癒活性剤を微量添加するだけで、治癒機能に加え、焼結材強度も同時に向上させることが可能であることがわかった。
癒活性剤の焼結材強度へ与える影響を調べるために、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）単体の平滑材、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）単体に治癒エージェントとして３０ｖｏｌ.％ＳｉＣを添加した平滑材、並びに、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材に対して治癒活性剤としてＭｎＯを０．２ｖｏｌ％および０．５ｖｏｌ％添加した場合の平滑材について、各強度を同一条件下で測定した。その結果、それぞれ、４００ＭＰａ、７４８ＭＰａ、８４４ＭＰａおよび９５８ＭＰａとなり、ＭｎＯの添加によって平滑材強度が増加することを確認した。これは、治癒エージェントの添加によって焼結中の粒成長が抑制され、更に、治癒活性剤の添加によって、焼結中の異常粒成長が抑制されるためであると理解される。
一方で、ＭｎＯを上記添加量以上の１ｖｏｌ％及び３ｖｏｌ％で添加すると、平滑材強度は７６６ＭＰａおよび５７５ＭＰａまで低下した。これは、結晶粒界以外にもＭｎＯが配置されてそれ自体が破壊起点となったためであると理解される。
このように、例えば、Ａｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ複合材の場合、治癒活性剤としてＭｎＯを０．２ｖｏｌ％の微量な添加だけでも、治癒機能に加え、焼結材強度も同時に向上させることを確認した。
したがって、本実施形態による酸化誘起型自己治癒セラミックスでは、治癒活性剤を微量添加するだけで、治癒機能に加え、焼結材強度も同時に向上させることが可能であることがわかった。
[Ｙｂ２Ｏ３の添加によるき裂治癒物質の高温強度向上の検証]
検証に使用したＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１ｖｏｌ.％ＭｎＯ／１ｖｏｌ.％Ｙｂ２Ｏ３複合材及びＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１ｖｏｌ.％ＭｎＯ／９ｖｏｌ.％Ｙｂ２Ｏ３複合材は、原料粉末として各種体積％でＹｂ２Ｏ３を添加したこと以外、実施例２のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材と同じ方法で作製した。比較のために使用した、Ｙｂ２Ｏ３が添加されていないＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材には、実施例２で作製したものを使用した。これらの各複合材に長さ１１０μｍの予き裂を導入した予き裂材としての強度は、いずれも２００〜２５０ＭＰａ程度であった。これらの各予き裂材について、導入した予き裂を１０００℃の温度で完治させて治癒材とし、各治癒材の曲げ強度を測定した。その結果が図９である。したがって、図中の各治癒材の曲げ強度は、き裂を充填したき裂治癒物質の強度に対応している。なお、測定方法や評価法等については、実施例２と同様な方法で行った。
図９に示す通り、Ｙｂ２Ｏ３を添加することにより治癒材の高温での曲げ強度は優位に向上する。また、添加量が１ｖｏｌ.％の微量であっても高温での曲げ強度が大幅に向上する。よって、Ｙｂ２Ｏ３の微量添加はき裂治癒物質の高温強度向上に極めて有効である。
検証に使用したＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１ｖｏｌ.％ＭｎＯ／１ｖｏｌ.％Ｙｂ２Ｏ３複合材及びＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１ｖｏｌ.％ＭｎＯ／９ｖｏｌ.％Ｙｂ２Ｏ３複合材は、原料粉末として各種体積％でＹｂ２Ｏ３を添加したこと以外、実施例２のＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１.０ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材と同じ方法で作製した。比較のために使用した、Ｙｂ２Ｏ３が添加されていないＡｌ２Ｏ３／３０ｖｏｌ.％ＳｉＣ／１ｖｏｌ.％ＭｎＯ複合材には、実施例２で作製したものを使用した。これらの各複合材に長さ１１０μｍの予き裂を導入した予き裂材としての強度は、いずれも２００〜２５０ＭＰａ程度であった。これらの各予き裂材について、導入した予き裂を１０００℃の温度で完治させて治癒材とし、各治癒材の曲げ強度を測定した。その結果が図９である。したがって、図中の各治癒材の曲げ強度は、き裂を充填したき裂治癒物質の強度に対応している。なお、測定方法や評価法等については、実施例２と同様な方法で行った。
図９に示す通り、Ｙｂ２Ｏ３を添加することにより治癒材の高温での曲げ強度は優位に向上する。また、添加量が１ｖｏｌ.％の微量であっても高温での曲げ強度が大幅に向上する。よって、Ｙｂ２Ｏ３の微量添加はき裂治癒物質の高温強度向上に極めて有効である。
本発明によれば、脆性材料であるセラミックスの高温構造用部材への利用、例えば航空機エンジンタービンで使用されるタービン静動翼への利用が大いに期待できる。
航空機分野以外にも、従来の酸化誘起型自己治癒セラミックスでは、自己治癒過程における、強度回復に必要な速度を高速化し、また、き裂治癒に必要な温度を低温化することが困難であって、その向上が求められている多種多様な分野（例えば、自動車分野、ガスタービンなどを利用する発電分野等）への利用が可能である。
航空機分野以外にも、従来の酸化誘起型自己治癒セラミックスでは、自己治癒過程における、強度回復に必要な速度を高速化し、また、き裂治癒に必要な温度を低温化することが困難であって、その向上が求められている多種多様な分野（例えば、自動車分野、ガスタービンなどを利用する発電分野等）への利用が可能である。
Claims (23)
- セラミックス母材と、前記母材中に分散している酸化活性な非酸化物の治癒エージェントと、治癒活性剤を含む、酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物であって、
前記治癒エージェントは、前記セラミックス組成物のき裂発生による外部酸素との接触で酸化物を生成する物質であり、
前記治癒活性剤は、前記治癒エージェントの酸化反応を律速する物質の拡散速度を高速化する物質である、
前記セラミックス組成物。 - 前記治癒活性剤が、前記母材の結晶粒界及び前記母材と前記治癒エージェントの界面に配置されている、請求項１に記載のセラミックス組成物。
- 前記母材が酸化物系セラミックスで構成されている、請求項１又は２に記載のセラミックス組成物。
- 前記酸化物系セラミックスがアルミナ又はムライトである、請求項３に記載のセラミックス組成物。
- 前記治癒活性剤は、前記治癒エージェントから生成される前記酸化物と前記母材の粘性をその添加によって下げる物質である、請求項１から４のいずれか一項に記載のセラミックス組成物。
- 前記治癒活性剤は、以下の条件式
前記治癒エージェントから生成される酸化物と前記母材と前記治癒活性剤の多成分系のガラス転移温度（Ｔｇ）＜前記酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の下限値
を満足する金属酸化物を少なくとも一種以上含む、請求項１から５のいずれか一項に記載のセラミックス組成物。 - 前記治癒エージェントがＳｉＣ又はＴｉＳｉ２である、請求項１から６のいずれか一項に記載のセラミックス組成物。
- 前記治癒活性剤がＭｇＯ及びＭｎＯの少なくとも１種を含む、請求項１から７のいずれか一項に記載のセラミックス組成物。
- 前記治癒活性剤の添加量が０超１０体積％以下である、請求項１から８のいずれか一項に記載のセラミックス組成物。
- 前記母材が、前記母材中に分散している前記治癒エージェントと同じセラミックスで構成され、そのため、前記母材と前記治癒エージェントが単一材料として一体化している、請求項１に記載のセラミックス組成物。
- 前記治癒活性剤が、前記単一材料の結晶粒界に配置されている、請求項１０に記載のセラミックス組成物。
- 前記治癒活性剤は、前記セラミックス組成物のき裂発生による外部酸素との接触で前記単一材料から生成される酸化物の粘性をその添加によって下げる物質である、請求項１０又は１１に記載のセラミックス組成物。
- 前記治癒活性剤は、以下の条件式
前記単一材料から生成される酸化物と前記治癒活性剤の多成分系のガラス転移温度（Ｔｇ）＜前記酸化誘起型自己治癒セラミックスを適用する高温部材の稼動温度の下限値
を満足する金属酸化物を少なくとも一種以上含む、請求項１０から１２のいずれか一項に記載のセラミックス組成物。 - 前記治癒エージェントがＳｉＣ又はＴｉＳｉ２である、請求項１０から１３のいずれか一項に記載のセラミックス組成物。
- 前記治癒活性剤がＭｇＯ及びＭｎＯの少なくとも１種を含む、請求項１０から１４のいずれか一項に記載のセラミックス組成物。
- 前記治癒活性剤の添加量が０超９体積％以下である、請求項１０から１５のいずれか一項に記載のセラミックス組成物。
- 前記母材、前記治癒エージェントから生成される酸化物、及び前記治癒活性剤を含む物質が前記セラミックス組成物で発生したき裂を自立的に充填してき裂面間を接合し、更に凝固して結晶化することによってき裂を治癒する際に、添加によってそのき裂治癒に供する物質の機械的強度を高める物質を更に含む、請求項１から９のいずれか一項に記載のセラミックス組成物。
- 前記単一材料から生成される酸化物と前記治癒活性剤を含む物質が前記セラミックス組成物で発生したき裂を自立的に充填してき裂面間を接合し、更に凝固して結晶化することによってき裂を治癒する際に、添加によってそのき裂治癒に供する物質の機械的強度を高める物質を更に含む、請求項１０から１６のいずれか一項に記載のセラミックス組成物。
- 前記き裂治癒に供する物質の機械的強度を添加することによって高める物質が、Ｙ２Ｏ３やランタノイド系列であるＬａ２Ｏ３、Ｃｅ２Ｏ３、Ｐｒ２Ｏ３、Ｎｄ２Ｏ３、Ｐｍ２Ｏ３、Ｓｍ２Ｏ３、Ｅｕ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３、Ｔｂ２Ｏ３、Ｄｙ２Ｏ３、Ｈｏ２Ｏ３、Ｅｒ２Ｏ３、Ｔｍ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３、Ｌｕ２Ｏ３で表される金属酸化物を少なくとも一種以上含む、請求項１７又は１８に記載のセラミックス組成物。
- 前記母材と前記母材中に分散している大気中で酸化活性な非酸化物の治癒エージェント又は前記母材と前記治癒エージェントが同じセラミックスで構成されているために両者が一体化している単一材料に対して前記治癒活性剤を添加した混合物を不活性雰囲気下でホットプレス焼結することによって請求項１から１９のいずれか一項に記載のセラミックス組成物を製造する方法。
- 請求項１から１９のいずれか一項に記載のセラミックス組成物を含む、構造部材。
- 酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物を構成するセラミックス母材と前記母材中に分散している酸化活性な非酸化物の治癒エージェントに対して治癒活性剤を添加し、
前記治癒エージェントとして、前記セラミックス組成物のき裂発生による外部酸素との接触で酸化物を生成する物質を使用し、
前記治癒活性剤として、前記治癒エージェントの酸化反応を律速する物質の拡散速度を高速化する物質を使用することによって、
前記セラミックス組成物の自己治癒機能における強度回復速度及びき裂治癒温度の低温化を向上させる方法。 - 前記セラミックス母材、前記酸化物、及び前記治癒活性剤を含む物質が前記セラミックス組成物で発生したき裂を自立的に充填してき裂面間を接合し、更に凝固して結晶化することによってき裂を治癒する際に、添加によってそのき裂治癒に供する物質の機械的強度を高める物質を使用することを更に含むことにより、前記セラミックス組成物の自己治癒機能における強度回復速度及びき裂治癒温度の低温化を向上させる請求項２２に記載の方法。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2015122293 | 2015-06-17 | ||
| JP2015122293 | 2015-06-17 | ||
| PCT/JP2016/067513 WO2016204113A1 (ja) | 2015-06-17 | 2016-06-13 | 治癒活性剤を含む酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物、その製法及びその用途、並びに酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の高機能化方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2016204113A1 true JPWO2016204113A1 (ja) | 2018-04-12 |
| JP6436513B2 JP6436513B2 (ja) | 2018-12-12 |
Family
ID=57545357
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2017525216A Active JP6436513B2 (ja) | 2015-06-17 | 2016-06-13 | 治癒活性剤を含む酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物、その製法及びその用途、並びに酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の高機能化方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US10822277B2 (ja) |
| EP (1) | EP3312151B1 (ja) |
| JP (1) | JP6436513B2 (ja) |
| WO (1) | WO2016204113A1 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US11668198B2 (en) | 2018-08-03 | 2023-06-06 | Raytheon Technologies Corporation | Fiber-reinforced self-healing environmental barrier coating |
| US11505506B2 (en) * | 2018-08-16 | 2022-11-22 | Raytheon Technologies Corporation | Self-healing environmental barrier coating |
| US11535571B2 (en) | 2018-08-16 | 2022-12-27 | Raytheon Technologies Corporation | Environmental barrier coating for enhanced resistance to attack by molten silicate deposits |
| JP2020100141A (ja) * | 2018-12-21 | 2020-07-02 | キヤノン株式会社 | 無機材料粉末、および構造体の製造方法 |
| CN115611649B (zh) * | 2022-08-11 | 2023-05-23 | 北京航空航天大学 | 一种碳化硅陶瓷基复合材料及其制备方法和应用 |
| CN115490535B (zh) * | 2022-10-26 | 2024-03-26 | 中国国检测试控股集团股份有限公司 | Max相陶瓷表面修复方法和装置 |
| CN116789440B (zh) * | 2023-06-29 | 2024-04-05 | 齐鲁工业大学(山东省科学院) | 一种降低气孔率的自修复陶瓷材料及其制备方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH10291853A (ja) * | 1997-04-17 | 1998-11-04 | Toshiba Corp | 自己修復型高温用部材及びその製造方法 |
| JP2003176178A (ja) * | 2001-12-07 | 2003-06-24 | Nhk Spring Co Ltd | ウエハ支持体およびその周辺部品 |
| JP2012148963A (ja) * | 2010-12-27 | 2012-08-09 | Yokohama National Univ | 自己治癒能力を有する長繊維強化セラミックス複合材料 |
| JP2015052501A (ja) * | 2013-09-06 | 2015-03-19 | トヨタ自動車株式会社 | 排気系部品、及びそれを備えた内燃機関 |
Family Cites Families (33)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3580708A (en) * | 1969-03-06 | 1971-05-25 | Nippon Tungsten | Method of forming cutting tool materials consisting of alumina and titanium carbide |
| JPS58172262A (ja) * | 1982-04-01 | 1983-10-11 | 日本特殊陶業株式会社 | 切削用セラミツク工具の製造方法 |
| JPS59102864A (ja) * | 1982-12-01 | 1984-06-14 | 日本特殊陶業株式会社 | 切削用セラミツク工具の製造方法 |
| JPS59102863A (ja) * | 1982-12-01 | 1984-06-14 | 日本特殊陶業株式会社 | セラミツク焼結体組成物 |
| JPS59102865A (ja) * | 1982-12-03 | 1984-06-14 | 日本特殊陶業株式会社 | 切削用セラミツク工具の製造方法 |
| JPS59199579A (ja) * | 1983-04-25 | 1984-11-12 | 三菱マテリアル株式会社 | 耐摩耗性のすぐれたサイアロン基セラミツクス |
| JPS60210571A (ja) * | 1984-03-31 | 1985-10-23 | イビデン株式会社 | 炭化珪素含有のアルミナ質焼結体の製造方法 |
| DE3529265A1 (de) * | 1984-08-22 | 1986-02-27 | Ngk Spark Plug Co., Ltd., Nagoya, Aichi | Keramik mit sehr hoher zaehigkeit und verfahren zur herstellung derselben |
| US4797238A (en) * | 1985-11-27 | 1989-01-10 | Gte Laboratories Incorporated | Rapid-sintering of alumina |
| JPH0622053B2 (ja) * | 1986-04-23 | 1994-03-23 | 住友特殊金属株式会社 | 基板材料 |
| US4852999A (en) * | 1987-05-28 | 1989-08-01 | Kennametal Inc. | Cutting tool |
| US4925458A (en) * | 1987-05-28 | 1990-05-15 | Kennametal Inc. | Cutting tool |
| US4960735A (en) * | 1988-11-03 | 1990-10-02 | Kennametal Inc. | Alumina-zirconia-silicon carbide-magnesia ceramics |
| JP2586151B2 (ja) * | 1989-11-09 | 1997-02-26 | 三菱マテリアル株式会社 | アルミナ・シリカ系焼結体及びその製造方法 |
| US5188908A (en) * | 1990-02-23 | 1993-02-23 | Mitsubishi Materials Corporation | Al2 O3 Based ceramics |
| DE4028217A1 (de) * | 1990-06-01 | 1991-12-05 | Krupp Widia Gmbh | Keramikverbundkoerper, verfahren zur herstellung eines keramikverbundkoerpers und dessen verwendung |
| US5360772A (en) * | 1990-07-25 | 1994-11-01 | Kyocera Corporation | Ceramic material reinforced by the incorporation of TiC, TiCN and TiN whiskers and processes for production thereof |
| JPH052730A (ja) * | 1990-07-27 | 1993-01-08 | Hitachi Ltd | 磁気デイスク装置および磁気ヘツドおよびウエハ |
| JPH05319910A (ja) * | 1992-05-20 | 1993-12-03 | Mitsubishi Materials Corp | セラミックス複合材料及びその製造方法 |
| JP2813132B2 (ja) | 1993-09-27 | 1998-10-22 | 日本発条株式会社 | セラミックばね |
| JPH07232959A (ja) * | 1993-12-21 | 1995-09-05 | Kobe Steel Ltd | アルミナ基セラミックス及びその製造方法 |
| SE508255C2 (sv) * | 1994-07-15 | 1998-09-21 | Sandvik Ab | Whiskerförstärkt keramiskt material samt metod för dess framställning |
| US5500394A (en) * | 1994-12-22 | 1996-03-19 | Composite Materials, Inc. | Fire-resistant and thermal shock-resistant composite ceramic material and method of making same |
| FR2732338B1 (fr) * | 1995-03-28 | 1997-06-13 | Europ Propulsion | Materiau composite protege contre l'oxydation par matrice auto-cicatrisante et son procede de fabrication |
| JPH11147774A (ja) * | 1997-11-14 | 1999-06-02 | Nhk Spring Co Ltd | セラミック材及びその製造方法 |
| JPH11147769A (ja) * | 1997-11-14 | 1999-06-02 | Nhk Spring Co Ltd | 窒化珪素セラミック材及びその製造方法 |
| US6331496B2 (en) * | 1998-09-16 | 2001-12-18 | Research Institute Of Advanced Material Gas-Generator, Ltd. | High performance ceramic matrix composite |
| CN1317224C (zh) * | 2004-05-11 | 2007-05-23 | 山东轻工业学院 | 氧化铝系多相复合结构陶瓷材料及其生产方法 |
| CN101265079B (zh) * | 2008-04-29 | 2011-11-16 | 山东大学 | 一种复合陶瓷刀具材料及其制备方法 |
| CN101407411A (zh) * | 2008-11-11 | 2009-04-15 | 中国铝业股份有限公司 | 一种自愈合氧化铝基陶瓷复合材料及其制备方法 |
| RU2498957C1 (ru) * | 2012-03-23 | 2013-11-20 | Открытое акционерное общество "Композит" (ОАО "Композит") | КОМПОЗИЦИОННЫЙ КЕРАМИЧЕСКИЙ МАТЕРИАЛ В СИСТЕМЕ SiC-Al2O3 ДЛЯ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОГО ПРИМЕНЕНИЯ В ОКИСЛИТЕЛЬНЫХ СРЕДАХ |
| US9550699B2 (en) * | 2013-08-08 | 2017-01-24 | Ngk Spark Plug Co., Ltd. | Ceramic composition and cutting tool |
| CN104446395A (zh) * | 2014-12-05 | 2015-03-25 | 池州学院 | 一种复合陶瓷材料及其制备方法 |
-
2016
- 2016-06-13 JP JP2017525216A patent/JP6436513B2/ja active Active
- 2016-06-13 EP EP16811587.1A patent/EP3312151B1/en active Active
- 2016-06-13 WO PCT/JP2016/067513 patent/WO2016204113A1/ja active Application Filing
- 2016-06-13 US US15/736,456 patent/US10822277B2/en active Active
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH10291853A (ja) * | 1997-04-17 | 1998-11-04 | Toshiba Corp | 自己修復型高温用部材及びその製造方法 |
| JP2003176178A (ja) * | 2001-12-07 | 2003-06-24 | Nhk Spring Co Ltd | ウエハ支持体およびその周辺部品 |
| JP2012148963A (ja) * | 2010-12-27 | 2012-08-09 | Yokohama National Univ | 自己治癒能力を有する長繊維強化セラミックス複合材料 |
| JP2015052501A (ja) * | 2013-09-06 | 2015-03-19 | トヨタ自動車株式会社 | 排気系部品、及びそれを備えた内燃機関 |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| KI WOO NAM AND JIN RYANG HWANG: "The crack healing behavior of ZrO2/SiC composite ceramics with TiO2 additive", JOURNAL OF MECHANICAL SCIENCE AND TECHNOLOGY, vol. 26 (7), JPN6018041474, 2012, pages 2093 - 2094, ISSN: 0003904861 * |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP3312151A1 (en) | 2018-04-25 |
| EP3312151B1 (en) | 2021-05-12 |
| US10822277B2 (en) | 2020-11-03 |
| WO2016204113A1 (ja) | 2016-12-22 |
| EP3312151A4 (en) | 2018-11-21 |
| US20180170811A1 (en) | 2018-06-21 |
| JP6436513B2 (ja) | 2018-12-12 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6436513B2 (ja) | 治癒活性剤を含む酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物、その製法及びその用途、並びに酸化誘起型自己治癒セラミックス組成物の高機能化方法 | |
| Feng et al. | Microstructure and mechanical properties of in situ TiB reinforced titanium matrix composites based on Ti–FeMo–B prepared by spark plasma sintering | |
| JP6299859B2 (ja) | 鋳型及びその製造方法、並びにＴｉＡｌ合金鋳造品の鋳造方法 | |
| JP5654195B2 (ja) | チタン合金溶融用強化耐火物るつぼ | |
| Nakagawa et al. | High temperature strength and thermal stability for melt growth composite | |
| JP6681923B2 (ja) | モリブデン−ケイ素−ホウ素合金及びその製造方法、並びに構成要素 | |
| US8048365B2 (en) | Crucibles for melting titanium alloys | |
| JP6106751B2 (ja) | チタン酸カルシウム含有鋳型組成物並びにチタン及びチタンアルミナイド合金を鋳造する方法 | |
| US20120238439A1 (en) | Silicon-rich alloys | |
| JP5360633B2 (ja) | セラミック中子およびその製造方法 | |
| Wang et al. | Microstructural evolution and growth kinetics of interfacial compounds in TiAl/Ti3SiC2 diffusion bonding joints | |
| Feng et al. | Effects of Cu on properties of vitrified bond and vitrified CBN composites | |
| Guo et al. | Influence of matrix property and interfacial reaction on the mechanical performance and fracture mechanism of TiC reinforced Al matrix lamellar composites | |
| Wang et al. | Partial transient liquid phase bonding of carbon/carbon composites using Ti–Ni–Al2O3–Si compound as interlayer | |
| Mebrahitom Asmelash et al. | Thermal shock and fatigue behavior of pressureless sintered Al 2 O 3–SiO 2–ZrO 2 composites | |
| Xiong et al. | Fabrication of SiC particulate reinforced AZ91D composite by vacuum-assisted pressure infiltration technology | |
| US10612382B2 (en) | Method for manufacturing gas turbine part | |
| Zu et al. | Interfacial microstructure and mechanical properties of the superplastically joined TiO2-doped ZTA ceramics | |
| Liu et al. | Preparation of Al2O3–ZrO2–SiO2 ceramic composites by high-gravity combustion synthesis | |
| JP2020535310A (ja) | モリブデン、ケイ素及びホウ素を含有する合金からなる粉末、この粉末の使用並びにこの粉末製のワークピースの付加製造方法 | |
| JPH0624726A (ja) | ジルコニア−二ケイ化モリブデン組成物およびその製造法 | |
| JP5279187B2 (ja) | 発電ガスタービン用軽量耐熱材料 | |
| Efimochkin et al. | High-Temperature Cermet Material Based on Intermetallic Nickel Matrix | |
| RU2557117C1 (ru) | Композиционный материал на основе ниобия, упрочненный силицидами ниобия, и изделие, выполненное из него | |
| ITUB20150793A1 (it) | Materiale composito a base di siliciuro e processo per produrlo |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20171121 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20180117 |
|
| AA64 | Notification of invalidation of claim of internal priority (with term) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A241764 Effective date: 20180126 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20181024 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20181108 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6436513 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |