WO2009123282A1 - 複合材料およびその製造方法 - Google Patents

複合材料およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2009123282A1
WO2009123282A1 PCT/JP2009/056884 JP2009056884W WO2009123282A1 WO 2009123282 A1 WO2009123282 A1 WO 2009123282A1 JP 2009056884 W JP2009056884 W JP 2009056884W WO 2009123282 A1 WO2009123282 A1 WO 2009123282A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
composite material
silicon
silicon carbide
boron carbide
carbide
Prior art date
Application number
PCT/JP2009/056884
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
彰夫 松本
正吾 島田
Original Assignee
Toto株式会社
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP2008097984A external-priority patent/JP4232852B1/ja
Priority claimed from JP2009022432A external-priority patent/JP2009263205A/ja
Application filed by Toto株式会社 filed Critical Toto株式会社
Priority to EP09727004A priority Critical patent/EP2289860A4/en
Priority to KR1020107023758A priority patent/KR101190561B1/ko
Priority to CN2009801101986A priority patent/CN101977875B/zh
Publication of WO2009123282A1 publication Critical patent/WO2009123282A1/ja

Links

Images

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
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/56—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides
    • C04B35/563—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides based on boron carbide
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B82—NANOTECHNOLOGY
    • B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
    • B82Y30/00—Nanotechnology for materials or surface science, e.g. nanocomposites
    • 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
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/56—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides
    • C04B35/565—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides based on silicon carbide
    • 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
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/56—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides
    • C04B35/565—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides based on silicon carbide
    • C04B35/573—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides based on silicon carbide obtained by reaction sintering or recrystallisation
    • 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
    • C04B35/62605—Treating the starting powders individually or as mixtures
    • C04B35/62625—Wet mixtures
    • C04B35/6263—Wet mixtures characterised by their solids loadings, i.e. the percentage of solids
    • 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
    • C04B35/638—Removal 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
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3817—Carbides
    • C04B2235/3821—Boron 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
    • C04B2235/3817—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
    • C04B2235/42—Non metallic elements added as constituents or additives, e.g. sulfur, phosphor, selenium or tellurium
    • C04B2235/422—Carbon
    • 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
    • C04B2235/42—Non metallic elements added as constituents or additives, e.g. sulfur, phosphor, selenium or tellurium
    • C04B2235/422—Carbon
    • C04B2235/424—Carbon black
    • 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
    • C04B2235/42—Non metallic elements added as constituents or additives, e.g. sulfur, phosphor, selenium or tellurium
    • C04B2235/428—Silicon
    • 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
    • C04B2235/48—Organic compounds becoming part of a ceramic after heat treatment, e.g. carbonising phenol resins
    • 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
    • C04B2235/5427—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof millimeter or submillimeter sized, i.e. larger than 0,1 mm
    • 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
    • C04B2235/02—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
    • C04B2235/5454—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof nanometer sized, i.e. below 100 nm
    • 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
    • C04B2235/5463—Particle size distributions
    • C04B2235/5472—Bimodal, multi-modal or multi-fraction
    • 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
    • C04B2235/5463—Particle size distributions
    • C04B2235/5481—Monomodal
    • 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
    • C04B2235/60—Aspects relating to the preparation, properties or mechanical treatment of green bodies or pre-forms
    • C04B2235/602—Making the green bodies or pre-forms by moulding
    • C04B2235/6027—Slip casting
    • 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
    • C04B2235/60—Aspects relating to the preparation, properties or mechanical treatment of green bodies or pre-forms
    • C04B2235/606—Drying
    • 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
    • C04B2235/60—Aspects relating to the preparation, properties or mechanical treatment of green bodies or pre-forms
    • C04B2235/608—Green bodies or pre-forms with well-defined density
    • 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
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes characterised by specific heating conditions during heat treatment
    • C04B2235/6562—Heating rate
    • 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
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes characterised by specific heating conditions during heat treatment
    • C04B2235/6565—Cooling rate
    • 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
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/658—Atmosphere during thermal treatment
    • C04B2235/6581—Total pressure below 1 atmosphere, e.g. vacuum
    • 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
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/66—Specific sintering techniques, e.g. centrifugal sintering
    • C04B2235/661—Multi-step sintering
    • 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
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/77—Density
    • 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
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/78—Grain sizes and shapes, product microstructures, e.g. acicular grains, equiaxed grains, platelet-structures
    • C04B2235/782—Grain size distributions
    • C04B2235/783—Bimodal, multi-modal or multi-fractional
    • 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
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/78—Grain sizes and shapes, product microstructures, e.g. acicular grains, equiaxed grains, platelet-structures
    • C04B2235/786—Micrometer sized grains, 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
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance
    • 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
    • C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance
    • C04B2235/963—Surface properties, e.g. surface roughness
    • C04B2235/9638—Tolerance; Dimensional accuracy

Definitions

  • An aspect of the present invention generally relates to a composite material mainly composed of boron carbide, silicon carbide, and silicon and a manufacturing method thereof, and more particularly to a composite material that can be manufactured with high specific rigidity and low cost and a manufacturing method thereof.
  • Specific rigidity is a parameter obtained by dividing Young's modulus by specific gravity (weight ratio to water), and various mechanical parts may be required to have a material with a high value.
  • Examples include a three-dimensional measuring instrument, a linearity measuring instrument, and an exposure machine for forming a pattern of a planar object, which are mobile devices that require a highly accurate positioning function.
  • the exposure machine when manufacturing semiconductor wafers, liquid crystal panels, etc., there is a need for a more accurate positioning function that meets the recent demands for pattern miniaturization, and high-speed operation for economical pattern formation. Therefore, it is required to improve the throughput of the apparatus by moving a moving body such as a hydrostatic pressure fluid bearing apparatus on which an object to be exposed or a reticle is mounted at a high speed.
  • the most specific boron carbide-based material that is expected to have a high specific rigidity is a substantially pure boron carbide sintered body, but boron carbide is known as a hardly sintered body. Therefore, conventional boron carbide sintered bodies have been manufactured by hot pressing. However, in the hot press sintering method, it is difficult to manufacture large-sized complex products, and the cost of hot press equipment and dies for applying high temperature and high pressure is high, so structural members are actually manufactured. It's not a way to do it.
  • Patent Document 1 Patent Document 2, Patent Document 3, Patent Document 4, Patent Document 5, Patent Document 6
  • Patent Document 2 Patent Document 3
  • Patent Document 4 Patent Document 5
  • the fired body is difficult to grind
  • the atmospheric pressure sintering temperature is 2200 ° C. Since it is quite high as mentioned above, there is a problem that the firing cost increases.
  • Patent Document 7 a material in which boron carbide powder is dispersed as a filler in the metal matrix phase instead of sintering boron carbide is also disclosed (for example, see Patent Document 7).
  • This material is a material in which boron carbide is dispersed in aluminum, but because the wettability of boron carbide and aluminum is poor, it is manufactured by hot pressing a mixture of boron carbide and aluminum.
  • the manufacturing cost is high, it cannot be said to be a method for manufacturing a structural member in practice.
  • composite materials in which silicon having relatively good wettability with boron carbide is used as a metal and a boron carbide molded body is impregnated with molten silicon are also disclosed (for example, Patent Document 8, Patent Document 9, Patent).
  • Reference 10 includes materials that can serve as a small amount of carbon source as raw materials.
  • this method is a composite material that is highly impregnated with boron carbide although it is impregnated with silicon. There is no change.
  • silicon is filled in the gaps between the molded bodies mainly composed of boron carbide, the resulting composite material contains a large amount of silicon.
  • Such a material has a low specific rigidity and a high ratio of boron carbide. The rigidity cannot be utilized.
  • a composite material in which a material containing silicon carbide in addition to boron carbide is used as a raw material of a molded body, and this molded body is impregnated with molten silicon (see, for example, Patent Document 11).
  • the raw material contains a material that can be a small amount of carbon source.
  • this method also results in a composite material that is highly filled with boron carbide / silicon carbide, so the grindability is slightly improved compared to that filled with boron carbide alone, but it is still difficult to grind. Will not change.
  • silicon is filled in the gaps between the molded bodies mainly composed of boron carbide and silicon carbide, the resulting composite material contains a large amount of silicon.
  • Such a material has a low specific rigidity and is low in boron carbide. It cannot take advantage of the high specific rigidity that it has.
  • An aspect of the present invention has been made to solve the above-described problems, and provides a composite material having excellent grindability while being a high specific rigidity composite material using the high specific rigidity of boron carbide, and a method for manufacturing the same. It is to be.
  • boron carbide X volume part, silicon carbide Y volume part, silicon Z volume part is a main component, 10 ⁇ X ⁇ 60, 20 ⁇ Y ⁇ 70, 5 ⁇ Z ⁇ 30.
  • a composite material characterized in that 10 to 50 parts by volume of particles of boron carbide and silicon carbide of 10 ⁇ m or more are provided.
  • One embodiment of the present invention is composed mainly of boron carbide X volume part, silicon carbide Y volume part, silicon Z volume part, 10 ⁇ X ⁇ 60, 20 ⁇ Y ⁇ 70, 5 ⁇ Z ⁇ 30, A composite material characterized in that 10 to 50 parts by volume of boron and silicon carbide particles of 10 ⁇ m or more are present. According to this composite material, the grindability can be excellent while having high specific rigidity.
  • the specific rigidity of the composite material is 130 GPa or more.
  • Another embodiment of the present invention includes a molding step of molding a molded body using a raw material mainly composed of boron carbide, silicon carbide, and a carbon source, and carbon by impregnating the molded body with molten silicon.
  • a composite material manufacturing method characterized in that a composite material is formed in which 10 to 50 volume parts of particles of 10 ⁇ m or more of boron carbide and silicon carbide are formed. According to this method for producing a composite material, it is possible to produce a composite material having high specific rigidity and excellent grindability.
  • another embodiment of the present invention is a reaction firing in which carbon is converted to silicon carbide by impregnating molten silicon into a molded body formed using a raw material mainly composed of boron carbide, silicon carbide, and carbon source.
  • a sintering step mainly composed of X parts by volume of boron carbide, Y parts by volume of silicon carbide, and Z parts by volume of silicon Z; 10 ⁇ X ⁇ 60, 20 ⁇ Y ⁇ 70, and 5 ⁇ Z ⁇ 30.
  • a method for producing a composite material characterized in that a composite material having 10 to 50 parts by volume of silicon particles of 10 ⁇ m or more is formed. According to this method for producing a composite material, it is possible to produce a composite material having high specific rigidity and excellent grindability.
  • the specific rigidity of the composite material is 130 GPa or more.
  • a preferred embodiment of the present invention is a method for producing a composite material, characterized in that the carbon source is mainly composed of carbon powder. According to this method for producing a composite material, it is possible to achieve further higher specific rigidity and further improved grindability.
  • a preferred embodiment of the present invention is a method for producing a composite material, which further includes a resin component as a main component of the carbon source. According to this method for producing a composite material, it is possible to achieve further higher specific rigidity and further improved grindability.
  • a preferred embodiment of the present invention is a method for producing a composite material, comprising a step of calcining the molded body between the molding step and the reaction sintering step. According to this method for producing a composite material, it is possible to prevent the occurrence of defects during reactive sintering.
  • a preferred embodiment of the present invention is a method for producing a composite material, wherein the molding method in the molding step is casting using water as a solvent. According to this method for producing a composite material, it is possible to produce a product having a large complex shape.
  • a preferred embodiment of the present invention is a method for producing a composite material, wherein a filling rate of the molded body in the molding step is 60 to 80%. According to this method for producing a composite material, it is possible to prevent the occurrence of defects during molding and firing.
  • carbon is obtained by impregnating molten silicon with a molded body formed using a raw material mainly composed of boron carbide, silicon carbide, and carbon source and having a filling rate of 60 to 80%.
  • a method for producing a composite material comprising a reaction sintering step for converting to silicon carbide, and forming a composite material mainly composed of boron carbide, silicon carbide, and silicon. According to this method for producing a composite material, it is possible to produce a composite material having high specific rigidity and excellent grindability.
  • the specific rigidity of the composite material is 130 GPa or more.
  • Specific rigidity is a value obtained by dividing Young's modulus by specific gravity. Since specific gravity is a density ratio to water and has no unit, the unit of specific rigidity is the same as the unit of Young's modulus. Young's modulus is measured by the resonance method, and specific gravity is measured by the Archimedes method.
  • the particle size of the particles in the composite material refers to the maximum diameter of the particles when the cut surface of the composite material is wrapped and observed with an optical microscope.
  • Coarse grain It shall mean particles having a particle size of 10 ⁇ m or more.
  • (F1) When adopting cast molding in the manufacturing process of the composite material in the present invention, it refers to the volume fraction of solids in the slurry.
  • (F3) This refers to the solid content filling rate in the manufacturing process of the composite material in the present invention, and is measured by the Archimedes method.
  • (F3 ') Volatile components are removed from the solid content filling rate in the composite material manufacturing process of the present invention, and the volatilized components are calculated from the blending ratio.
  • the composite material according to an embodiment of the present invention has a structure in which silicon is filled in a gap between powders mainly composed of boron carbide / silicon carbide.
  • Boron carbide forming the composite material is added as a main component of the raw material as a boron carbide powder from the molding process.
  • Silicon carbide is added as a main component of the raw material as a silicon carbide powder from the molding process (hereinafter referred to as initial charged silicon carbide), and silicon carbide produced by the reaction of silicon in the molded body with silicon (hereinafter referred to as silicon carbide) Reaction product silicon carbide).
  • a composite material manufacturing method includes impregnating molten silicon into a molded body mainly composed of boron carbide, initially charged silicon carbide, and a carbon source, and reacting the carbon source with silicon to generate a reaction carbonized product.
  • a reactive sintering step is performed in which silicon is produced and silicon is impregnated in the gaps between boron carbide, initially charged silicon carbide, and reaction produced silicon carbide.
  • the composite material according to the present invention is characterized in that the volume fraction of particles of 10 ⁇ m or more of boron carbide and initially charged silicon carbide is 10 to 50 parts by volume. Rate and excellent grindability can be achieved.
  • the composite material in one embodiment of the present invention is suitably applied to products that require a high specific rigidity and require precise grinding.
  • the composite material according to one embodiment of the present invention is composed of 100 parts by volume of the entire composite material, X volume part of boron carbide, Y volume part of silicon carbide, and Z volume part of silicon Z as main components, and 10 ⁇ X ⁇ 60, 20 ⁇ Y. ⁇ 70, 5 ⁇ Z ⁇ 30.
  • the amount of boron carbide is 10 parts by volume or less, the composite material cannot obtain a sufficient specific rigidity, and when it is 60 parts by volume or more, the grindability of the composite material is deteriorated. Further, if importance is attached to grindability, it is more preferable that 10 ⁇ X ⁇ 50.
  • the composite material cannot obtain a sufficient specific rigidity, and when it is 70 parts by volume or more, the grindability of the composite material is deteriorated. Further, if importance is attached to the specific rigidity, 30 ⁇ Y ⁇ 70 is more preferable, and if importance is given to grindability, 20 ⁇ Y ⁇ 65 is more preferable.
  • composite materials with an amount of silicon of 5 parts by volume or less are prone to defects such as cracks or non-impregnated pores in the reaction sintering process. The rate drops.
  • the volume fraction of particles of 10 ⁇ m or more of boron carbide and silicon carbide in the composite material according to one embodiment of the present invention is 10 to 50 parts by volume.
  • the volume fraction is smaller than 10 parts by volume, the composite material has a sufficient specific rigidity. When it exceeds 50 volume parts, the grindability of a composite material will fall.
  • the particles of 10 ⁇ m or more are preferably all of the boron carbide powder added as a raw material, or all of the boron carbide powder added as a raw material and a part of the initially charged silicon carbide powder added as a raw material. .
  • the average particle size of the boron carbide powder that is a raw material for producing the composite material in one embodiment of the present invention is preferably 10 ⁇ m to 200 ⁇ m, more preferably 20 ⁇ m to 100 ⁇ m. If the average particle size of the boron carbide powder is 10 ⁇ m or less, cracks are likely to occur in the sintered body during reaction sintering, and the average particle size is preferably 20 ⁇ m or more for the purpose of preventing cracks. Further, when the average particle diameter of boron carbide is 200 ⁇ m or more, the grindability of the composite material is deteriorated, and in order to prevent the deterioration of the grindability, the average particle diameter is desirably 100 ⁇ m or less.
  • the particle size of the boron carbide powder used as a raw material is almost the same as the particle size of the boron carbide powder in the composite material.
  • boron carbide reacts with the impregnated silicon and the surface is covered with the reaction product, and the surface of boron carbide powder observed by SEM is covered with a layer with slightly different contrast.
  • the boron carbide particles of the composite material in one embodiment of the present invention and the particle size thereof are defined including the surface layer made of this reactive organism.
  • the reason why cracks occur during reaction sintering when the fine boron carbide powder is used is that the ratio of the reaction product layer on the surface is so large that it cannot be ignored relative to the entire boron carbide powder. It is estimated that it will be.
  • the preferable particle diameter of the initially charged silicon carbide that is a raw material for producing the composite material in one embodiment of the present invention varies depending on the amount of boron carbide. That is, the particle diameter of the initially charged silicon carbide in the composite material is not different from the particle diameter of the silicon carbide powder used as a raw material, which is considered to be because the initially charged silicon carbide powder does not react with silicon.
  • the initial charge silicon carbide may be fine particles less than 10 ⁇ m, and if a part thereof is taken from silicon carbide. Initially charged silicon carbide requires a coarse particle part of 10 ⁇ m or more and a fine particle part of less than 10 ⁇ m.
  • the average particle diameter of silicon carbide that is preferable as the coarse particle content is 20 ⁇ m to 100 ⁇ m, and if it exceeds 100 ⁇ m, the grindability of the composite material deteriorates.
  • the average particle size of the initially charged silicon carbide, which is preferable as a fine particle is 0.1 ⁇ m to 5 ⁇ m. When the average particle size is smaller than 0.1 ⁇ m, it becomes difficult to form a highly filled molded body at the time of molding. Grindability decreases.
  • Preferred as a carbon source as a raw material for producing a composite material in one embodiment of the present invention is carbon powder, and the particle size of the reaction-molded silicon carbide formed by the reaction of the carbon and silicon is substantially all. Is preferably less than 10 ⁇ m.
  • the carbon powder anything from a crystal having a very low crystallinity to a graphite having a very high crystallinity can be used, but generally a carbon black having a very low crystallinity is easily available.
  • the preferred average particle size of the carbon powder is 10 nm to 1 ⁇ m.
  • organic substances in addition to carbon powder as a carbon source.
  • an organic substance is used as the carbon source, it is necessary to select an organic substance having a high residual carbon ratio in the sintering step in a non-oxidizing atmosphere, and particularly suitable organic substances include phenol resins and furan resins.
  • phenol resins and furan resins include phenol resins and furan resins.
  • such an organic substance is used as a carbon source, it can be expected to serve as a binder, a plasticizer, or a solvent for dispersing powder in the molding process.
  • silicon which is a raw material for producing a composite material in one embodiment of the present invention, is melt impregnated, it is impregnated into a molded body regardless of the shape such as powder, granule, or plate. A shape that can be easily arranged may be used.
  • silicon may contain substances other than silicon as impurities, but the amount of silicon in the composite material in the present invention is defined as a silicon matrix layer containing the impurities.
  • impurities in silicon are prevented from reacting with boron carbide on the surface of boron carbide because the melting point of silicon is lowered to lower the temperature of the reaction sintering process. Therefore, in order to prevent the silicon from blowing out from the reaction sintered body when the temperature is lowered after the reaction sintering, to control the thermal expansion coefficient of silicon, to intentionally impart conductivity to the composite material, etc. Impurities such as C, Al, Ca, Mg, Cu, Ba, Sr, Sn, Ge, Pb, Ni, Co, Zn, Ag, Au, Ti, Y, Zr, V, Cr, Mn, and Mo are added. You can also.
  • a method for producing a composite material according to an embodiment of the present invention includes: a molding step of molding a raw material mainly composed of boron carbide, initially charged silicon carbide, and a carbon source; and a molded body impregnated with silicon.
  • the reaction sintering step of converting carbon into silicon carbide and filling the voids with silicon is thus provided.
  • work aiming at dry press molding, wet press molding, CIP molding, cast molding, injection molding, extrusion molding, plastic molding, vibration molding, etc. And can be selected according to production volume.
  • casting molding is particularly suitable for manufacturing large-sized complex products.
  • an organic solvent or water may be used as a solvent, but water is used in consideration of simplification of the process and influence on the global environment.
  • a solvent is preferred.
  • a raw material boron carbide powder, initially charged silicon carbide powder, and a slurry in which a carbon source and water are mixed are first manufactured.
  • Additives such as dispersants / peptizers, binders, and plasticizers for production can also be added.
  • Suitable additives include ammonium polycarboxylate, sodium polycarboxylate, sodium alginate, ammonium alginate, triethanolamine alginate, styrene / maleic acid copolymer, dibutalftal, carboxymethylcellulose, sodium carboxymethylcellulose, carboxymethylcellulose ammonium, methylcellulose, Sodium methylcellulose, polyvinyl alcohol, polyethylene oxide, sodium polyacrylate, oligomers of acrylic acid or its ammonium salt, various amines such as monoethylamine, pyridine, piperidine, tetramethylammonium hydroxide, dextrin, peptone, water-soluble starch, acrylic Various resin emulsions such as emulsions, resorches Etc. can be mentioned various water-soluble resins, various non-water-soluble resin, water glass, such as novolac type phenol resins such as type phenolic resin.
  • a water-insoluble additive it is preferable to form an emulsion or coat the powder surface.
  • a slurry production process includes a grinding process, It is preferred to add it after the grinding step.
  • both gypsum casting using a gypsum-type capillary suction force and pressure casting that directly applies pressure to the slurry can be used.
  • an appropriate pressure is 0.1 MPa to 5 MPa.
  • the filling rate of the molded body is preferably 60 to 80%, more preferably 65 to 75%.
  • the lower limit of the preferable filling rate is to reduce the silicon content of the reaction sintered body as described above.
  • the upper limit of the preferable filling rate is that the molded body having an excessively high filling rate is not made of silicon. This is because impregnation is difficult.
  • the filling rate of the above-mentioned compact is the filling rate of each powder of boron carbide, silicon carbide, and carbon, and excludes components such as additives that volatilize in the firing process. Therefore, in the case of using an additive having a residual carbon content such as a phenol resin, the residual carbon content is added as a filling rate.
  • the filling rate of the molded body measured by the Archimedes method is indicated as F3
  • the filling rate excluding the volatilized content is indicated as F3 ′. It shall refer to the value of F3 ′.
  • F1 is preferably 40% or more.
  • F3 and F3 ′ are larger in pressure casting than in gypsum casting, but in the present invention, F3 and F3 ′ are obtained in pressure casting and gypsum casting. There is no big difference, and plaster molding suitable for high-mix low-volume production can be suitably employed.
  • This calcining process may not be necessary if the compact has a small and simple shape. However, if the compact has a large and complex shape, it may cause damage during handling or cracking during reaction sintering. In order to prevent this, it is preferable to provide a calcination step.
  • the preferable temperature for the calcination is 1000 to 2000 ° C. If the temperature is lower than 1000 ° C., the effect of the calcination cannot be expected. If the temperature is higher than 2000 ° C., the sintering starts and the workpiece shrinks. There is a possibility that the advantage as a near net shape manufacturing process in which the firing shrinkage, which is a characteristic of the manufacturing process, is almost zero may be impaired.
  • a preferable firing atmosphere in the calcination step is a non-oxidizing atmosphere.
  • this calcining process is normally performed also as the degreasing process of a molded object, you may provide a degreasing process separately before a calcining process when there exists a concern about the contamination of a furnace.
  • the degreasing step may be provided without the calcination step.
  • a degreasing temperature necessary for decomposing and removing the binder may be adopted.
  • the preferable reaction sintering temperature in the subsequent silicon impregnation reaction sintering step is 1800 ° C. from the melting point of silicon.
  • the reaction sintering temperature is as low as possible and the maximum temperature keeping time is short as long as silicon is completely impregnated and pores are eliminated.
  • the melting point of silicon is 1414 ° C.
  • a reaction sintering temperature of 1430 ° C. or higher is usually necessary.
  • the reaction sintering temperature is lowered to about 1350 ° C. It is also possible.
  • the composite material according to one embodiment of the present invention has a molded body in which the carbon content in the molded body reacts with silicon to expand into silicon carbide, and silicon fills the voids.
  • the composition ratio of the reaction sintered body is clarified by measuring the blending ratio of the raw materials and the filling factor F3 ′ of the compact.
  • the black part of FIG. 3 which is a photograph of the microstructure to be described later is a boron carbide or silicon carbide particle, and the white part is silicon, it is easy to identify the particle and silicon, and the coarse and fine particles.
  • coarse silicon carbide and coarse boron carbide can be easily identified by SEM / EPMA analysis.
  • the composition ratio of the raw materials for realizing the composition ratio of the composite material in one embodiment of the present invention can be calculated from the composition ratio of the target composite material and the filling ratio of the molded body.
  • a preferable mixing ratio of each raw material is 0 to 45 parts by weight of the carbon source with respect to 100 parts by weight in total of 10 to 90 parts by weight of boron carbide and 90 to 10 parts by weight of initially charged silicon carbide.
  • the carbon source here means parts by weight in terms of carbon.
  • carbon powder it is the blended weight itself, and when an additive with a residual carbon content is used, the residual carbon is added to the blended weight. It is the value multiplied by the rate.
  • Carbon may be 0 part by weight, but in this case, since the reaction of carbon reacting with silicon and expanding is not available, it becomes difficult to completely fill the voids of the molded body with silicon, and pores remain. There is a risk. Moreover, when there is too much carbon content, there exists a danger that a crack will generate
  • a more preferable mixing ratio of the carbon source is 10 to 40 parts by weight with respect to a total of 100 parts by weight of boron carbide and initially charged silicon carbide.
  • the preferable amount of silicon necessary for the reactive sintering is 105 to 200%, more preferably 110 to 150% of the amount of silicon necessary for converting the carbon content into silicon carbide and filling the voids. Adjust according to the shape.
  • the preferred specific rigidity of the composite material in one embodiment of the present invention is 130 GPa or more, more preferably 140 GPa or more.
  • one of the objects of the present invention is to provide a composite material having a high specific rigidity, there is no preferable upper limit of the specific rigidity, but in reality, it is difficult to make a composite material having a specific rigidity of 200 GPa or more. In order to achieve high specific rigidity while maintaining excellent grindability, the upper limit is about 170 GPa.
  • the composite material according to an embodiment of the present invention is preferably applied to a product that requires high specific rigidity, requires precise grinding, and has a large grinding cost due to a large complex shape.
  • a particularly suitable product application is a semiconductor / liquid crystal manufacturing apparatus member.
  • a particularly suitable product application example is a member for an exposure apparatus. By using it as a wafer support member such as a susceptor stage and an optical system support member such as a reticle stage, the positioning accuracy of the exposure apparatus is improved. The throughput of the apparatus can be improved by shortening the positioning time.
  • Table 1 shows a list of examples and comparative examples shown below.
  • the slurry concentration in each preparation example is indicated by F1 in Table 1.
  • the amount of binder added in each formulation example is indicated by the difference between F3 'and F3 in Table 1.
  • specific gravity was measured by Archimedes method and Young's modulus was measured by resonance method to calculate specific stiffness.
  • the surface-finished one was placed on a dynamometer (model number 9256C2 manufactured by Kistler), and rotated at a rotational speed of 100 m / min (3200 rpm) with a ⁇ 10 mm core drill (# 60, manufactured by Asahi Diamond Industrial Co., Ltd.). A hole with a depth of 4 mm was drilled at a step amount of 0.2 mm, and the resistance of the machining was measured and the state of chipping around the hole was confirmed.
  • the maximum value of the machining resistance was 2000 N or more was evaluated as x, the case where it was 1500 to 2000 N, and the case where it was less than 1500 N was evaluated as o.
  • the machining resistance decreased in a short time, and those that were stable at the low value were evaluated at the low value. Moreover, even if the machining resistance was ⁇ or ⁇ , the case where cracks presumed to be caused by machining during machining and the case where tool breakage occurred were rated as x.
  • the evaluation of the chipping state was evaluated as “ ⁇ ” when the outer peripheral chip of the hole was less than 0.3 mm, “ ⁇ ” when 0.3 mm to less than 0.5 mm, and “x” when 0.5 mm or more.
  • the microstructure was observed by cutting the fired body into an appropriate size, lapping the surface with 1 ⁇ m abrasive grains, and setting it to 2800 times with an optical microscope.
  • FIG. 1 shows the particle size distribution measurement results of coarse boron carbide having an average particle size of 50 ⁇ m, coarse silicon carbide having an average particle size of 65 ⁇ m, and fine silicon carbide having an average particle size of 0.6 ⁇ m used in the practice of the present invention.
  • the particle size distribution is measured by a laser particle size analyzer (MT3000 manufactured by Nikkiso), and the above average particle size indicates the volume average particle size.
  • the coarse particles substantially do not contain particles of 10 ⁇ m or less, and the fine particles do not substantially contain coarse particles of 10 ⁇ m or more.
  • Fig. 2 shows a graph showing the heat curve of calcination and reaction sintering.
  • FIG. 3 shows an optical microscope image of the microstructure of the reaction sintered body of Example 2. As described above, it was easy to distinguish between coarse particles of 10 ⁇ m or more and fine particles of 10 ⁇ m or less. (Examples 1 to 3) 30 parts by weight of silicon carbide powder having an average particle diameter of 0.6 ⁇ m, 70 parts by weight of boron carbide powder having an average particle diameter of 50 ⁇ m, and 10 to 30 parts by weight of carbon black powder having an average particle diameter of 55 nm are silicon carbide powder and boron carbide powder.
  • a dispersant added to the carbon black powder and adjusting the pH to 8 to 9.5 with aqueous ammonia or the like.
  • the placed slurry was cast to produce a molded body having a thickness of about 10 mm.
  • the molded body is naturally dried, dried at 100 to 150 ° C., degreased by holding at a temperature of 600 ° C. for 2 hours under a reduced pressure of 1 ⁇ 10 ⁇ 4 to 1 ⁇ 10 ⁇ 3 torr, and held at a temperature of 1700 ° C. for 1 hour. Calcination is performed. After calcination, the reaction sintered body was manufactured by heating to a temperature of 1470 ° C. and holding for 30 minutes, and impregnating molten silicon into the molded body. In Examples 1 to 3, the amount of carbon powder added is 10, 20, and 30 parts by weight, respectively.
  • Example 4 20 parts by weight of silicon carbide powder having an average particle size of 0.6 ⁇ m, 30 parts by weight of silicon carbide powder having an average particle size of 65 ⁇ m, 50 parts by weight of boron carbide powder having an average particle size of 50 ⁇ m, and carbon black powder having an average particle size of 55 nm 30 parts by weight are placed in and dispersed in pure water to which 0.1 to 1 part by weight of a dispersant is added to silicon carbide powder, boron carbide powder, and carbon black powder, and the pH is adjusted to 8 to 9.5 with ammonia water or the like. To prepare a low viscosity slurry of less than 500 CP.
  • the reaction sintered body was manufactured by heating to a temperature of 1470 ° C. and holding for 30 minutes, and impregnating molten silicon into the molded body.
  • Example 5 25 parts by weight of silicon carbide powder having an average particle size of 0.6 ⁇ m, 25 parts by weight of silicon carbide powder having an average particle size of 65 ⁇ m, 50 parts by weight of boron carbide powder having an average particle size of 50 ⁇ m, and carbon black powder having an average particle size of 55 nm 10 parts by weight is dispersed in pure water to which 0.1 to 1 part by weight of a dispersant is added with respect to silicon carbide powder, boron carbide powder and carbon black powder, and the pH is adjusted to 8 to 9.5 with ammonia water or the like.
  • a low-viscosity slurry of less than 500 cp was prepared. After mixing this slurry with a pot mill or the like for several hours, add 1 to 2 parts by weight of binder to silicon carbide powder, boron carbide powder, or carbon powder, and then defoaming to place an acrylic pipe with an inner diameter of 80 mm on the gypsum plate. The placed slurry was cast to produce a molded body having a thickness of about 10 mm. The molded body is naturally dried, dried at 100 to 150 ° C., degreased by holding at a temperature of 600 ° C.
  • the reaction sintered body was manufactured by heating to a temperature of 1470 ° C. and holding for 30 minutes, and impregnating molten silicon into the molded body.
  • Example 6 25 parts by weight of silicon carbide powder having an average particle size of 0.6 ⁇ m, 25 parts by weight of silicon carbide powder having an average particle size of 65 ⁇ m, 50 parts by weight of boron carbide powder having an average particle size of 50 ⁇ m, and carbon black powder having an average particle size of 55 nm 20 parts by weight is dispersed in pure water to which 0.1 to 1 part by weight of a dispersant is added with respect to silicon carbide powder, boron carbide powder and carbon black powder, and the pH is adjusted to 8 to 9.5 with ammonia water or the like. A low-viscosity slurry of less than 500 cp was prepared.
  • the reaction sintered body was manufactured by heating to a temperature of 1470 ° C. and holding for 30 minutes, and impregnating molten silicon into the molded body.
  • Example 7 50 parts by weight of silicon carbide powder having an average particle size of 0.6 ⁇ m and 50 parts by weight of boron carbide powder having an average particle size of 50 ⁇ m were added with 0.1 to 1 part by weight of a dispersant relative to silicon carbide and boron carbide powder. The mixture was dispersed in pure water, and the pH was adjusted to 8 to 9.5 with ammonia water or the like to prepare a low viscosity slurry of less than 500 cp.
  • the reaction sintered body was manufactured by heating to a temperature of 1470 ° C. and holding for 30 minutes, and impregnating molten silicon into the molded body.
  • Example 8 80 parts by weight of silicon carbide powder having an average particle diameter of 0.6 ⁇ m, 20 parts by weight of boron carbide powder having an average particle diameter of 50 ⁇ m, and 10 parts by weight of carbon black powder having an average particle diameter of 55 nm are obtained by silicon carbide powder, boron carbide powder, carbon Disperse in pure water with 0.1 to 1 part by weight of dispersant added to black powder, and adjust pH to 8 to 9.5 with aqueous ammonia, etc.
  • the slurry was placed in pure water and dispersed, and the pH was adjusted to 8 to 9.5 with ammonia water or the like to prepare a low viscosity slurry of less than 500 cp.
  • the molded body is naturally dried, dried at 100 to 150 ° C., degreased by holding at a temperature of 600 ° C.
  • the reaction sintered body was manufactured by heating to a temperature of 1470 ° C. and holding for 30 minutes, and impregnating molten silicon into the molded body.
  • Comparative Example 2 50 parts by weight of silicon carbide powder with an average particle size of 0.6 ⁇ m, 50 parts by weight of boron carbide powder with an average particle size of 50 ⁇ m, and 50 parts by weight of carbon powder with an average particle size of 55 nm are silicon carbide powder, boron carbide powder, carbon black powder
  • the mixture was dispersed in pure water to which 0.1 to 1 part by weight of a dispersant was added, and the pH was adjusted to 8 to 9.5 with aqueous ammonia or the like to prepare a low viscosity slurry of less than 500 cp.
  • the reaction sintered body was manufactured by heating to a temperature of 1470 ° C. and holding for 30 minutes, and impregnating molten silicon into the molded body.
  • Comparative Example 3 80 parts by weight of silicon carbide powder having an average particle diameter of 0.6 ⁇ m, 20 parts by weight of boron carbide powder having an average particle diameter of 4 ⁇ m, and 50 parts by weight of carbon powder having an average particle diameter of 55 nm are mixed with silicon carbide powder, boron carbide powder, carbon black
  • a powder having a low viscosity of less than 500 cp was prepared by dispersing in pure water to which 0.1 to 1 part by weight of a dispersant was added to the powder and adjusting the pH to 8 to 9.5 with ammonia water or the like.
  • Comparative Example 2 fine cracks were generated in the composite material, the specific rigidity was lowered, and chipping was likely to occur during grinding.
  • the present invention by providing a composite material with high specific rigidity and excellent grindability, and a method for manufacturing the same, high specific rigidity required for semiconductor / liquid crystal manufacturing apparatuses and the like and high dimensional accuracy are provided. Therefore, it can be applied to a member having a large complex shape.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Nanotechnology (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Composite Materials (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Ceramic Products (AREA)

Abstract

　本発明による複合材料は、炭化硼素Ｘ体積部、炭化珪素Ｙ体積部、シリコンＺ体積部を主成分とし、１０＜Ｘ＜６０、２０＜Ｙ＜７０、５＜Ｚ＜３０であり、炭化硼素と炭化珪素の１０μｍ以上の粒子が１０～５０体積部であることを特徴とする。 　この複合材料によれば、高比剛性でありながら研削性が優れたものとすることができる。

Description

複合材料およびその製造方法
　本発明の態様は、一般に、炭化硼素・炭化珪素・シリコンを主成分とする複合材料およびその製造方法に係り、特に高比剛性でかつ低コストで製造可能な複合材料およびその製造方法に関する。
　比剛性とはヤング率を比重（水に対する重量比）で除したパラメーターであり、各種の機械部品にはこの値が高い材料が求められる場合がある。
　その例としては高精度の位置決め機能が必要な移動体装置である３次元測定器、直線度測定器、平面状物体のパターンを形成するための露光機などがあげられる。特に露光機においては半導体ウェーハや液晶パネルなどを製造するにあたり、近年のパターンの微細化の要求に対応したさらに高精度の位置決め機能が求められていると共に、経済的にパターンを形成するために高速で被露光ワークやレチクルなどが搭載された静水圧流体軸受け装置などの移動体を高速で動かして、装置のスループットを向上させることが求められている。
　しかしながらこのような移動体を高速度で動かすことは必然的に振動が発生することであり、これは位置決め精度に関してはマイナスの要因である。この振動を早く減衰させるためには高比剛性の材料が求められており、また一定の駆動力の元で移動体を高速で動かすためには可動部分の軽量化が必要であり、また装置の撓みは位置決め精度の低下につながるため、そのためにもヤング率が大きく比重が小さい材料が求められている。
　このような高比剛性が要求される機械部品としては、従来は鉄鋼等の金属系素材が用いられてきたが、最近ではさらに高比剛性のセラミック系のアルミナが用いられるようになってきている。しかしながらさらに高比剛性が要求される場合においてはセラミック系でもアルミナのような酸化物セラミックスではなく非酸化物セラミックスを用いる必要があるが、その中でも工業材料としては最高の比剛性率を持つ炭化硼素系の材料が期待されている。
　炭化硼素系素材として最も高比剛性が期待されるのは、ほぼ純粋な炭化硼素焼結体であるが、炭化硼素は難焼結体として知られている。そこで従来の炭化硼素焼結体はホットプレスにより製造されていた。しかしながらホットプレス焼結法においては、大型複雑形状品は製造することが困難であり、また高温・高圧を付与するためのホットプレス装置や金型のコストが大きいために現実的に構造部材を製造する方法とは云えない。
　この問題を解決するために炭化硼素の鋳込成形・常圧焼結の手法が開示されている（例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４、特許文献５、特許文献６参照。）。しかしながらこの方法においては、焼成体が難研削性であるため、半導体・液晶製造装置のような高寸法精度が要求される用途においては研削コストが大きくなることと、常圧焼結温度が２２００℃以上とかなり高いため焼成コストが大きくなるという問題点がある。
　そこで炭化硼素を焼結させるのではなく、金属マトリックス相内に炭化硼素粉をフィラーとして分散させた材料も開示されている（例えば、特許文献７参照。）。この材料はアルミニウム中に炭化硼素を分散させたものであるが、炭化硼素とアルミニウムの濡れ性が悪いため炭化硼素とアルミニウムの混合物をホットプレスして製造しており、ホットプレスでは大型複雑形状品はできないし製造コストも大きいために、現実的に構造部材を製造する方法とはいえない。
　そこで炭化硼素との濡れ性が比較的優れているシリコンを金属として用い、炭化硼素成形体に溶融したシリコンを含浸させた複合材料も開示されており（例えば、特許文献８、特許文献９、特許文献１０参照。）、その中には原材料として少量の炭素源となりうる素材を含む例もある。しかしながらこの方法においては、シリコンが含浸されているとはいうものの炭化硼素が高充填されている複合材料となるので、炭化硼素単独のものよりやや研削性は改良されて入るものの、難研削性であることは変わらない。また炭化硼素を主成分とする成形体の隙間にシリコンが充填されるため、できあがった複合材料は大量のシリコンを含むことになり、このような材料は比剛性率が低く炭化硼素の持つ高い比剛性率を生かすことができない。
　また成形体の原料として炭化硼素に加えて炭化珪素をも含む材料を用い、この成形体に溶融したシリコンを含浸させた複合材料も開示されており（例えば特許文献１１参照。）、その中には原材料として少量の炭素源となりうる素材を含む例もある。しかしながらこの方法においてもやはり炭化硼素・炭化珪素が高充填された複合材料となるので、炭化硼素単独で充填されているものよりやや研削性は改良されているものの、やはり難研削性であることには変わらない。また炭化硼素・炭化珪素を主成分とする成形体の隙間にシリコンが充填されるため、できあがった複合材料は大量のシリコンを含むことになり、このような材料は比剛性率が低く炭化硼素の持つ高い比剛性率を生かすことができない。
国際公開第ＷＯ０１／７２６５９Ａ１号パンフレット（第１５－１６頁） 特開２００１－３４２０６９号公報（第３－４頁） 特開２００２－１６０９７５号公報（第４－６頁） 特開２００２－１６７２７８号公報（第４－６頁） 特開２００３－１０９８９２号公報（第３－５頁） 特開２００３－２０１１７８号公報（第４－９頁） 米国特許第４１０４０６２号明細書（ｃｏｌ２－５） 米国特許第３７２５０１５号明細書（ｃｏｌ２－６） 米国特許第３７９６５６４号明細書（ｃｏｌ２－１３） 米国特許第３８５７７４４号明細書（ｃｏｌ１－３） 特表２００７－５１３８４号明細書（第２０－２２頁）
　本発明の態様は、上記問題を解決するためになされたもので、炭化硼素の持つ高い比剛性を利用した高比剛性複合材料でありながら研削性が優れた複合材料、及びその製造方法を提供することである。
　本発明の一態様によれば、炭化硼素Ｘ体積部、炭化珪素Ｙ体積部、シリコンＺ体積部を主成分とし、１０＜Ｘ＜６０、２０＜Ｙ＜７０、５＜Ｚ＜３０であり、炭化硼素と炭化珪素の１０μｍ以上の粒子が１０～５０体積部であることを特徴とする複合材料が提供される。
　本発明の態様によれば、炭化硼素の持つ高い比剛性を利用した高比剛性複合材料でありながら研削性が優れた複合材料、及びその製造方法を提供することが可能となる。
本発明の一実施例で用いられた原料の粒度分布を示す図である。 本発明の一実施例で用いられた焼成工程のヒートカーブを示す図である。 本発明の一実施例の反応焼結体の微構造を示す図である。
　本発明の一実施形態は、炭化硼素Ｘ体積部、炭化珪素Ｙ体積部、シリコンＺ体積部を主成分とし、１０＜Ｘ＜６０、２０＜Ｙ＜７０、５＜Ｚ＜３０であり、炭化硼素と炭化珪素の１０μｍ以上の粒子が１０～５０体積部であることを特徴とする複合材料である。この複合材料によれば、高比剛性でありながら研削性が優れたものとすることができる。
　また、本発明の好ましい形態は、前記複合材料の比剛性率が１３０ＧＰａ以上であることとした。
　また、本発明の他の実施形態は、炭化硼素、炭化珪素、炭素源を主成分とする原料を用いて成形体を成形する成形工程と、前記成形体に溶融シリコンを含浸させることにより炭素を炭化珪素に転換させる反応焼結工程とを備え、炭化硼素Ｘ体積部、炭化珪素Ｙ体積部、シリコンＺ体積部を主成分とし、１０＜Ｘ＜６０、２０＜Ｙ＜７０、５＜Ｚ＜３０であり、炭化硼素と炭化珪素の１０μｍ以上の粒子が１０～５０体積部である複合材料が形成されること、を特徴とする複合材料の製造方法である。この複合材料の製造方法によれば、高比剛性でありながら研削性が優れた複合材料の製造が可能となる。
　また、本発明の他の実施形態は、炭化硼素、炭化珪素、炭素源を主成分とする原料を用いて成形した成形体に、溶融シリコンを含浸させることにより炭素を炭化珪素に転換させる反応焼結工程を備え、炭化硼素Ｘ体積部、炭化珪素Ｙ体積部、シリコンＺ体積部を主成分とし、１０＜Ｘ＜６０、２０＜Ｙ＜７０、５＜Ｚ＜３０であり、炭化硼素と炭化珪素の１０μｍ以上の粒子が１０～５０体積部である複合材料が形成されること、を特徴とする複合材料の製造方法である。この複合材料の製造方法によれば、高比剛性でありながら研削性が優れた複合材料の製造が可能となる。
　また本発明の好ましい形態は、前記複合材料の比剛性率が１３０ＧＰａ以上であることとした。
　また発明の好ましい形態は、前記炭素源がカーボン粉末を主成分とするものであることを特徴とする複合材料の製造方法である。この複合材料の製造方法によれば、さらなる高比剛性化とさらなる研削性の向上を達成できる。
　また本発明の好ましい形態は、前記炭素源の主成分としてさらに樹脂成分を含むことを特徴とする複合材料の製造方法である。この複合材料の製造方法によれば、さらなる高比剛性化とさらなる研削性の向上を達成できる。
　また本発明の好ましい形態は、前記成形工程と前記反応焼結工程の間に前記成形体を仮焼する工程を含むことを特徴とする複合材料の製造方法である。この複合材料の製造方法によれば、反応焼結時の欠陥の発生を防止することができる。
　また本発明の好ましい形態は、前記成形工程の成形方法が水を溶媒とした鋳込成形であることを特徴とする複合材料の製造方法である。この複合材料の製造方法によれば、大型複雑形状の製品の製造が可能となる。
　また本発明の好ましい形態は、前記成形工程における成形体の充填率が６０～８０％であることを特徴とする複合材料の製造方法である。この複合材料の製造方法によれば、成形、焼成時の欠陥の発生を防止することができる。
　また本発明の他の実施形態によれば、炭化硼素・炭化珪素・炭素源を主成分とする原料を用いて充填率が６０～８０％の成形体を成形する成形工程と、前記成形体に熔融シリコンを含浸させることにより炭素を炭化珪素に転換させる反応焼結工程と、を備え、炭化硼素・炭化珪素・シリコンを主成分とする複合材料が形成されること、を特徴とする複合材料の製造方法である。この複合材料の製造方法によれば、高比剛性でありながら研削性が優れた複合材料の製造が可能となる。
　また本発明の他の実施形態は、炭化硼素・炭化珪素・炭素源を主成分とする原料を用いて充填率を６０～８０％として成形された成形体に熔融シリコンを含浸させることにより炭素を炭化珪素に転換させる反応焼結工程を備え、炭化硼素・炭化珪素・シリコンを主成分とする複合材料が形成されること、を特徴とする複合材料の製造方法である。この複合材料の製造方法によれば、高比剛性でありながら研削性が優れた複合材料の製造が可能となる。
　また本発明の好ましい形態は、前記複合材料の比剛性率が１３０ＧＰａ以上であることとした。
　以下に本発明における主要な用語について説明する。
　（比剛性率）
　比剛性とはヤング率を比重で割った値であり、比重は水に対する密度比で単位はないので、比剛性率の単位はヤング率の単位と同じである。ヤング率は共振法にて測定し、比重はアルキメデス法により測定する。
　（粒径）
　複合材料中の粒子の粒径とは複合材料の切断面をラップし、光学顕微鏡で観察したときの粒子のさしわたし最大径をさすものとする。
　（粗粒）
　上記粒径が１０μｍ以上の粒子をさすものとする。
　（微粒）
　上記粒径が１０μｍ未満の粒子をさすものとする。
　（Ｆ１）
　本発明における複合材料の製造工程において鋳込成形を採用するとき、スラリー中の固形分の体積分率をさすものとする。
　（Ｆ３）
　本発明における複合材料の製造工程における成形体の固形分の充填率をさすものでアルキメデス法により測定する。
　（Ｆ３’）
　本発明における複合材料の製造工程における成形体の固形分の充填率から揮散分を除いたものであり、揮散分は調合比から計算する。
　本発明の一実施形態における複合材料は炭化硼素・炭化珪素を主成分とする粉体の隙間にシリコンが充填された構造をとる。本複合材料を形成する炭化硼素は成形工程から炭化硼素粉体として原材料の主成分として加えられる。また炭化珪素は成形工程から炭化珪素粉体として原材料の主成分として加えられるもの（以後初期投入炭化珪素と呼ぶ）と、成形体中の炭素源とシリコンが反応して生成した炭化珪素（以後、反応生成炭化珪素と呼ぶ）の両方からなる。
　本発明の一実施形態における複合材料の製造方法は、炭化硼素、初期投入炭化珪素、及び炭素源を主成分とする成形体に熔融シリコンを含浸させ、炭素源とシリコンを反応させて反応生成炭化珪素を生成させ、また炭化硼素、初期投入炭化珪素、反応生成炭化珪素の隙間にシリコンを含浸させる反応焼結工程をとる。また本発明における複合材料は、炭化硼素と初期投入炭化珪素の１０μｍ以上の粒子の体積分率が１０～５０体積部であることを特徴としており、このような構造をとることにより、高比剛性率と優れた研削性を両立させることができる。
　したがって本発明の一実施形態における複合材料は、高比剛性率が必要で、また精密な研削が必要とされる製品に好適に応用される。
　以下に本発明の一実施形態における、材料及び工程の詳細について説明する。
　本発明の一実施形態における複合材料は、複合材料全体を１００体積部として、炭化硼素Ｘ体積部、炭化珪素Ｙ体積部、シリコンＺ体積部を主成分とし、１０＜Ｘ＜６０、２０＜Ｙ＜７０、５＜Ｚ＜３０である。炭化硼素の量が１０体積部以下になると複合材料は充分な比剛性率を得られなくなり、６０体積部以上になると複合材料の研削性が低下する。また研削性を重視すれば１０＜Ｘ＜５０である方がさらに好ましい。また炭化珪素の量が２０体積部以下になると、複合材料は充分な比剛性率を得られなくなり、また７０体積部以上になると複合材料の研削性が低下する。また比剛性率を重視すれば３０＜Ｙ＜７０である方がさらに好ましく、研削性を重視すれば２０＜Ｙ＜６５である方がさらに好ましい。またシリコンの量が５体積部以下の複合材料は反応焼結工程においてクラックが発生したりシリコンが未含浸のポアが発生する欠点が生じやすくなり、また３０体積部以上になると複合材料の比剛性率が低下する。また厚肉大型製品などクラック発生に特に注意しなければならない製品では１０＜Ｚ＜３０である方がさらに好ましい。
　本発明の一実施形態における複合材料の、炭化硼素と炭化珪素の１０μｍ以上の粒子の体積分率は１０～５０体積部であり、１０体積部より小さくなると複合材料は充分な比剛性率を得られなくなり、５０体積部を超えると複合材料の研削性が低下する。なおここでいう１０μｍ以上の粒子とは、好ましくは原料として加えられる炭化硼素粉末の全部、または原料として加えられる炭化硼素粉体の全部と原料として加えられる初期投入炭化珪素粉体の一部である。
　本発明の一実施形態における複合材料を製造するための原料である炭化硼素粉体の平均粒径は１０μｍから２００μｍが好ましく、さらに好ましくは２０μｍから１００μｍである。炭化硼素粉体の平均粒径が１０μｍ以下になると反応焼結時の焼結体にクラックが入りやすくなり、このクラック防止の意味では平均粒径が２０μｍ以上であることが好ましい。また炭化硼素の平均粒径が２００μｍ以上になると複合材料の研削性が悪くなり、この研削性悪化防止の意味では平均粒径１００μｍ以下であることが望ましい。
　なお原料として用いられる炭化硼素粉体の粒径と、複合材料中の炭化硼素粉体の粒径については、ほぼ一致している。ただし炭化硼素は含浸されたシリコンと表面が反応して表面にはその反応生成物で覆われていると思われ、SEMで観察した炭化硼素粉体の表面はややコントラストが異なる層で覆われている。本発明の一実施形態における複合材料の炭化硼素粒子やその粒径に関してはこの反応性生物からなる表面層も含めて定義するものとする。なお、前述の微粒の炭化硼素粉体を用いると反応焼結時にクラックが発生するという理由はこの表面の反応生成物からなる層の割合が炭化硼素粉体全体に対して無視できないほど大きくなったためであろうと推定される。
　本発明の一実施形態における複合材料を製造するための原料である初期投入炭化珪素の好ましい粒径は、炭化硼素の量によって異なる。即ち複合材料中の初期投入炭化珪素の粒径は原料として用いられる炭化珪素粉体の粒径と変わらず、これは初期投入炭化珪素粉体はシリコンと反応しないためであると思われる。
　したがって好ましい１０μｍ以上の粒子の体積分率である１０～５０体積部をすべて炭化硼素からとるならば初期投入炭化珪素は１０μｍ未満の微粒分だけでよく、またその一部を炭化珪素からとるならば、初期投入炭化珪素は１０μｍ以上の粗粒分と１０μｍ未満の微粒分が必要となる。
　粗粒分として好ましい炭化珪素の平均粒径は２０μｍから１００μｍであり、１００μｍを超えると複合材料の研削性が悪化する。また微粒分として好ましい初期投入炭化珪素の平均粒径は０．１μｍから５μｍであり、０．１μｍより小さくなると成形時に高充填の成形体を作ることが困難になり、５μｍを超えると複合材料の研削性が低下する。
　本発明の一実施形態における複合材料を製造するための原料である炭素源として好ましいのはカーボン粉末であり、そのカーボンとシリコンが反応してできた反応成形炭化珪素の粒径は実質的に全部が１０μｍ未満であることが好ましい。
　カーボン粉末としては結晶度が非常に低いものから結晶度が非常に高い黒鉛まで何でも用いることができるが、一般にカーボンブラックと呼ばれる結晶度がそれほど高くないものが入手しやすい。カーボン粉末の好ましい平均粒径は１０ｎｍから１μｍである。
　なおこのようなカーボン粉末は反応焼結工程において実質的にその全量がシリコンとの反応により反応生成ＳｉＣに転換したものと推定され、複合材料の観察の結果では未反応と思われるカーボン粉末は観察されなかった。
　また炭素源としてカーボン粉末に加えて有機物を用いることも可能である。カーボン源として有機物を用いる場合には非酸化性雰囲気における焼結工程において残炭率が高い有機物を選定する必要があり、特に好適な有機物としてはフェノール樹脂やフラン樹脂をあげることができる。なおこのような有機物を炭素源として用いる場合においては成形工程におけるバインダーとしての役割や可塑性付与剤としての役割や粉体を分散させるための溶媒としての役割を期待することもできる。
　本発明の一実施形態における複合材料を製造するための原料であるシリコンは、熔融含浸されるものであるため、粉体状、顆粒状、板状など特に形状は問わず、成形体に含浸しやすいように配置できるような形状のものを使用すればよい。
　またシリコンは不純物としてシリコン以外の物質を含む場合もあるが、その不純物も含んだシリコンマトリックス層として本発明における複合材料中のシリコンの量は定義される。
　なおシリコン中の不純物としてはシリコンの製造工程上不可避的に含まれるもの以外にも、シリコンの融点を下げて反応焼結工程の温度を下げるため、炭化硼素表面における炭化硼素との反応を防止するため、反応焼結後の温度下げ時にシリコンの反応焼結体からの吹き出しを防止するため、またシリコンの熱膨張係数をコントロールするため、複合材料に導電性を付与するためなどに意図的にＢ、Ｃ、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｂａ、Ｓｒ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｐｂ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ａｇ、Ａｕ、Ｔｉ、Ｙ、Ｚｒ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｍｏなどの不純物を加えることもできる。
　本発明の一実施形態における複合材料の製造方法は、炭化硼素、初期投入炭化珪素、炭素源を主成分とする原料を成形して成形体を製造する成形工程と、その成形体にシリコンを含浸させることにより炭素を炭化珪素に転換させて空隙にシリコンを埋めていく反応焼結工程を備えている。
　本発明の一実施形態における成形方法としては特に制限はなく、乾式プレス成形、湿式プレス成形、ＣＩＰ成形、鋳込成形、射出成形、押し出し成形、可塑性成形、振動成形などを目標とするワークの形状や生産量により選定することができる。
　その中でも特に大型複雑形状品の製造に適しているのは鋳込成形である。
　本発明の一実施形態における成形方法として鋳込成形を採用する場合、溶媒としては有機溶媒を用いても水を用いてもよいが、工程の簡略化や地球環境への影響を考えると水を溶媒とするのが好ましい。
　水を溶媒とした鋳込成形の場合には、原料である炭化硼素粉体、初期投入炭化珪素粉体、炭素源と水を混合したスラリーをまず製造するが、その際に高濃度のスラリーを製造するための分散剤・解膠剤、バインダー、可塑性付与剤などの添加剤を加えることもできる。
　好適な添加剤としてはポリカルボン酸アンモニウム、ポリカルボン酸ナトリウム、アルギン酸ナトリウム、アルギン酸アンモニウム、アルギン酸トリエタノールアミン、スチレン・マレイン酸共重合体、ジブタルフタール、カルボキシルメチルセルロース、カルボキシルメチルセルロースナトリウム、カルボキシルメチルセルロースアンモニウム、メチルセルロース、メチルセルロースナトリウム、ポリビニルアルコール、ポリエチレンオキサイド、ポリアクリル酸ナトリウム塩、アクリル酸またはそのアンモニウム塩のオリゴマー、モノエチルアミンなどの各種アミン、ピリジン、ピペリジン、水酸化テトラメチルアンモニウム、デキストリン、ペプトン、水溶性デンプン、アクリルエマルジョンなどの各種樹脂エマルジョン、レゾルシン型フェノール樹脂などの各種水溶性樹脂、ノボラック型フェノール樹脂などの各種非水溶性樹脂、水ガラスなどをあげることができる。
　なお非水溶性の添加物を加える場合にはエマルジョンにしたり、また粉体表面にコーティングしたりするのが好適であり、またスラリー製造工程として粉砕工程を含む場合には粉砕により分解する添加剤は粉砕工程後に加えるのが好適である。
　また鋳込成形は石膏型の毛管吸引力を利用した石膏鋳込成形と、スラリーに直接圧力をかける加圧鋳込成形のどちらも利用可能である。加圧鋳込成形の場合は適切な加圧力は０．１ＭＰａから５ＭＰaである。
　成形工程においては高い充填率の成形体を製造することが重要である。これは成形体の空隙から炭素がシリコンと化合して炭化珪素に転換することによる体積膨張分を除いた部分にシリコンが埋められていくためである。即ち高充填の成形体から製造される反応焼結体はシリコンの含有量が小さいことになり、シリコンの含有量が小さい反応焼結体は高い比剛性率を期待することができる。
　好ましい成形体の充填率は６０～８０％であり、さらに好ましくは６５～７５％である。
　なお好ましい充填率に下限があるのは前述のように反応焼結体のシリコン含有量を小さくするためであるが、好ましい充填率に上限があるのはあまりにも高充填率の成形体はシリコンの含浸が難しいためである。ただし実際的にはそのような高充填率の成形体を工業的に製造することは難しいので下限のみを考慮すればよい。
　なお上記の成形体の充填率とは、炭化硼素・炭化珪素・カーボンの各粉体の充填率であり、焼成工程により揮散する添加剤などの成分は除くものとする。したがってフェノール樹脂などの残炭分がある添加剤を用いる場合においてはその残炭分を充填率として加えることになる。具体的な測定・表示方法については、アルキメデス法により測定した成形体の充填率をＦ３とし、これから揮散分を除いた充填率をＦ３’として表示するものとし、好ましい成形体の充填率とはこのＦ３’の値を指すものとする。
　なお鋳込成形においてはスラリー中の粉体の体積充填率であるＦ１が小さいスラリーは型に吸い込まれる溶媒分が大きくなって工業的な生産が難しいため、Ｆ１は４０％以上であることが好ましい。また通常の鋳込成形においては石膏鋳込成形よりも加圧鋳込成形の方がＦ３やＦ３’は大きいが、本発明においては加圧鋳込成形と石膏鋳込成形でＦ３，Ｆ３’に大きな差はなく、多品種少量生産に適した石膏成形を好適に採用することができる。
　なお本発明の一実施形態における複合材料の成形工程と反応焼結工程の間に、仮焼工程を設けることも可能である。
　成形体が小型・単純形状である場合にはこの仮焼工程は必要ではない場合もあるが、成形体が大型複雑形状になると成形体のハンドリング時の破損や反応焼結時のクラックの発生を防止するため、仮焼工程を設けることが好ましい。
　仮焼温度として好ましい温度は１０００～２０００℃であり、１０００℃より低温だと仮焼の効果が期待できず、２０００℃より高温にすると焼結がはじまることによりワークが収縮し、本複合材料の製造工程の特徴である焼成収縮がほぼ０であるニアネットシェイプ製造プロセスとしての利点が損なわれる恐れがある。また仮焼工程における好ましい焼成雰囲気は非酸化性雰囲気である。
　なおこの仮焼工程は通常は成形体の脱脂工程を兼ねて行われるが、炉の汚染が懸念される場合においては仮焼工程の前に脱脂工程を別に設けてもよい。
　また仮焼工程なしで脱脂工程のみを設けてもよい。その場合にはバインダー分が分解・除去されるのに必要な脱脂温度を採用すればよい。
　続いてのシリコン含浸反応焼結工程での好ましい反応焼結温度はシリコンの融点から１８００℃である。ワークが大きく複雑形状になるほどシリコンの含浸が難しくなるため反応焼結温度は高く、また最高温度にキープする時間は長くする必要があるが、炭素が炭化珪素に転換する反応焼結が完全に進行しシリコンが完全に含浸してポアがなくなる範囲内で、なるべく反応焼結温度は低く、最高温度キープ時間も短いことが好ましい。
　なお、シリコンの融点は１４１４℃であるので１４３０℃以上の反応焼結温度が通常は必要であるが、シリコンに不純物を加えて融点を下げれば、１３５０℃程度までは反応焼結温度を低下させることも可能である。
　以上述べたように、本発明の一実施形態における複合材料は、成形体中の炭素分がシリコンと反応して炭化珪素となって膨張し、またその空隙をシリコンが埋めていくため、成形体の原料の調合比と成形体の充填率Ｆ３’の測定により、反応焼結体の組成比は明らかになる。
　また後述する実施例で示す反応焼結体の微構造観察において、反応焼結体を構成する要素である粗粒炭化硼素と粗粒炭化珪素と微粒炭化珪素とそれら粒子の隙間を埋めていくシリコンを識別し、その面積比を１０画面以上で平均して体積比を求めたところ、それぞれの成分の体積比は調合比から計算される値と一致していた。
　なお、後述する微構造の写真である図３の黒い部分が炭化硼素または炭化珪素の粒子、白い部分がシリコンであるため、粒子とシリコンの識別、粗粒と微粒の識別は容易である。また粗粒炭化珪素と粗粒炭化硼素の識別においてはSEM・EPMA分析により容易に識別することが可能である。
　以上のように、本発明の一実施形態における複合材料の構成比を実現するための原料の構成比については目的とする複合材料の構成比と成形体の充填率から自明に計算可能であるが、好ましい各原料の調合比は炭化硼素１０～９０重量部、初期投入炭化珪素９０～１０重量部の計１００重量部に対して炭素源を０～４５重量部である。
　なお、ここでいう炭素源は炭素に換算しての重量部であり、カーボン粉末を用いる場合は調合重量そのものであり、残炭分がある添加剤を利用する場合には調合重量にその残炭率を乗じた値である。
　炭化硼素・炭化珪素の各成分が、好ましい組成範囲から外れた場合に生じる不具合については、前述の複合材料の構成成分である炭化硼素・炭化珪素の各成分が好ましい範囲から外れた場合に生じる不具合と同様である。
　炭素は０重量部でもかまわないが、その場合には炭素がシリコンと反応して膨張する反応を利用できなくなるため、成形体の空隙を完全にシリコンで埋めることが困難になり、ポアが残存する危険性がある。また炭素分があまりにも多すぎるとその膨張反応によって反応焼結体にクラックが発生する危険性がある。
　そのため、さらに好ましい炭素源の調合割合は、炭化硼素と初期投入炭化珪素の合計１００重量部に対して１０～４０重量部である。また反応焼結に必要な好ましいシリコン量は炭素分を炭化珪素に転換させさらに空隙を埋め尽くすのに必要なシリコン量の１０５～２００％、さらに好ましくは１１０～１５０％であり、成形体の大きさ形状により適宜調整する。
　本発明の一実施形態における複合材料の好ましい比剛性率は１３０ＧＰａ以上であり、さらに好ましくは１４０ＧＰａ以上である。
　本発明の目的のひとつは高比剛性の複合材料を提供することであるから、比剛性率の好ましい上限はないが、現実的には２００ＧＰａ以上の比剛性率を持つ複合材料を作ることは困難であり、また優れた研削性を維持しながら高比剛性を達成するためには１７０ＧＰａ程度がその上限となる。
　本発明の一実施形態における複合材料は高比剛性が要求され、また精密な研削が必要とされる製品や大型複雑形状のため研削コストが大きい製品に好適に応用される。特に好適な製品への応用例は半導体・液晶製造装置部材である。その中でも特に好適な製品への応用例は露光装置用部材であり、サセプタ・ステージなどのウェーハ支持部材、レチクルステージなどの光学系支持部材として用いることにより、露光装置の位置決め精度を向上させまた、位置決め時間を短縮することにより装置のスループットを向上させることができる。
（実施例）
　以下、本発明の一実施の形態について表、図を参照して説明する。
　表１に、以下に示す実施例及び比較例の一覧を示す。
　なお、それぞれの調合例におけるスラリー濃度は表１のＦ１により表示されている。またそれぞれの調合例におけるバインダーの添加量は表１のＦ３’とＦ３の差により表示されている。またそれぞれの反応焼結体は、表面の余剰シリコンを除去した後にテストピースを切り出し、表面を研磨した後に、アルキメデス法により比重、共振法によりヤング率を測定し比剛性を算出した。
　また、表面加工を施したものを動力計（キスラー社製　型番９２５６Ｃ２）の上に設置しφ１０ｍｍのコアドリル（♯６０、旭ダイヤモンド工業製）にて回転数１００ｍ／ｍｉｎ（３２００ｒｐｍ）、送り速度２ｍｍ／ｍｉｎ、ステップ量０．２ｍｍにて深さ４ｍｍの孔加工を行い、加工抵抗力の測定、孔周りのチッピングの状態を確認した。被削性の評価は、加工抵抗の最大値が２０００Ｎ以上の場合を×、１５００～２０００Ｎの場合を△、１５００Ｎ未満のものを○として評価した。
　ただし最大抵抗値が△または×であっても、加工抵抗が短時間で低下し、その低い値で安定したものはその低い値で評価した。また、加工抵抗が○または△であっても、加工時に加工が原因であると推測されるクラックが発生するものと、工具破損が発生するものは×とした。
　またチッピングの状態の評価は孔の外周の欠けが０．３ｍｍ未満で○、０．３ｍｍ以上～０．５ｍｍ未満で△、０．５ｍｍ以上で×とした。また微構造の観察は、焼成体を適当な大きさに切り出し表面を１μｍの砥粒にてラップ加工を行い、光学顕微鏡にて2800倍に設定し観察した。
　図１に本発明実施にあたり使用した平均粒径５０μｍの粗粒炭化硼素、平均粒径６５μｍの粗粒炭化珪素、平均粒径０．６μｍ微粒炭化珪素の粒度分布測定結果を示す。粒度分布測定は、レーザー粒度分析器（日機装製MT３０００）にて行い、上記の平均粒径は体積平均径を指している。
　図１に見られるように粗粒分は実質的にほとんど１０μｍ以下の粒子を含んでおらず、微粒分は実質的にほとんど１０μｍ以上の粗粒分を含んでいない。
　図２に仮焼、反応焼結のヒートカーブを示したグラフを示す。
　図３に実施例２の反応焼結体の微構造の光学顕微鏡像を示す。前述のように１０μｍ以上の粗粒と１０μｍ以下の微粒の識別は容易であった。
（実施例１～３）
　平均粒径が０．６μｍの炭化珪素粉末３０重量部と平均粒径が５０μｍの炭化硼素粉末７０重量部、平均粒径が５５ｎｍのカーボンブラック粉末１０～３０重量部を炭化珪素粉末、炭化硼素粉末、カーボンブラック粉末に対して０．１～１重量部の分散剤を添加した純水中に入れ分散させ、アンモニア水等でｐＨを８～９．５に調整して５００ＣＰ未満の低粘度のスラリーを作製した。このスラリーをポットミル等で数時間混合した後バインダーを炭化珪素粉末、炭化硼素粉末、カーボン粉末に対して１～２重量部添加し混合、その後脱泡し石膏板の上に内径８０ｍｍのアクリルパイプを置きスラリーを鋳込み、厚み１０ｍｍ程度の成形体を作製した。成形体は自然乾燥、１００～１５０℃の乾燥の後、１×１０－４～１×１０－３ｔｏｒｒの減圧下において温度６００℃で２ｈ保持し脱脂を行い、温度１７００℃で１ｈ保持することで仮焼を行う。仮焼を行った後、温度１４７０℃に加熱し３０ｍｉｎ保持し、成形体中に溶融したシリコンを含浸させることにより反応焼結体を製造した。なお、実施例１～３はカーボン粉末の添加量がそれぞれ１０、２０、３０重量部である。
（実施例４）
　平均粒径が０．６μｍの炭化珪素粉末２０重量部、平均粒径が６５μｍの炭化珪素粉末３０重量部と平均粒径が５０μｍの炭化硼素粉末５０重量部、平均粒径が５５ｎｍのカーボンブラック粉末３０重量部を炭化珪素粉末、炭化硼素粉末、カーボンブラック粉末に対して０．１～１重量部の分散剤を添加した純水中に入れ分散させ、アンモニア水等でｐＨを８～９．５に調整して５００ＣＰ未満の低粘度のスラリーを作製した。このスラリーをポットミル等で数時間混合した後バインダーを炭化珪素粉末、炭化硼素粉末、カーボン粉末に対して１～２重量部添加し混合、その後脱泡し石膏板の上に内径８０ｍｍのアクリルパイプを置きスラリーを鋳込み、厚み１０ｍｍ程度の成形体を作製した。成形体は自然乾燥、１００～１５０℃の乾燥の後、１×１０－４～１×１０－３ｔｏｒｒの減圧下において温度６００℃で２ｈ保持し脱脂を行い、温度１７００℃で１ｈ保持することで仮焼を行う。仮焼を行った後、温度１４７０℃に加熱し３０ｍｉｎ保持し、成形体中に溶融したシリコンを含浸させることにより反応焼結体を製造した。
（実施例５）
　平均粒径が０．６μｍの炭化珪素粉末２５重量部、平均粒径が６５μｍの炭化珪素粉末２５重量部と平均粒径が５０μｍの炭化硼素粉末５０重量部、平均粒径が５５ｎｍのカーボンブラック粉末１０重量部を炭化珪素粉末、炭化硼素粉末、カーボンブラック粉末に対して０．１～１重量部の分散剤を添加した純水中に入れ分散させ、アンモニア水等でｐＨを８～９．５に調整して５００ｃｐ未満の低粘度のスラリーを作製した。このスラリーをポットミル等で数時間混合した後バインダーを炭化珪素粉末、炭化硼素粉末、カーボン粉末に対して１～２重量部添加し混合、その後脱泡し石膏板の上に内径８０ｍｍのアクリルパイプを置きスラリーを鋳込み、厚み１０ｍｍ程度の成形体を作製した。成形体は自然乾燥、１００～１５０℃の乾燥の後、１×１０－４～１×１０－３ｔｏｒｒの減圧下において温度６００℃で２ｈ保持し脱脂を行い、温度１７００℃で１ｈ保持することで仮焼を行う。仮焼を行った後、温度１４７０℃に加熱し３０ｍｉｎ保持し、成形体中に溶融したシリコンを含浸させることにより反応焼結体を製造した。
（実施例６）
　平均粒径が０．６μｍの炭化珪素粉末25重量部、平均粒径が６５μｍの炭化珪素粉末２５重量部と平均粒径が５０μｍの炭化硼素粉末５０重量部、平均粒径が５５ｎｍのカーボンブラック粉末２０重量部を炭化珪素粉末、炭化硼素粉末、カーボンブラック粉末に対して０．１～１重量部の分散剤を添加した純水中に入れ分散させ、アンモニア水等でｐＨを８～９．５に調整して５００ｃｐ未満の低粘度のスラリーを作製した。このスラリーをポットミル等で数時間混合した後バインダーを炭化珪素粉末、炭化硼素粉末、カーボン粉末に対して１～２重量部添加し混合、その後脱泡し石膏板の上に内径８０ｍｍのアクリルパイプを置きスラリーを鋳込み、厚み１０ｍｍ程度の成形体を作製した。成形体は自然乾燥、１００～１５０℃の乾燥の後、１×１０－４～１×１０－３ｔｏｒｒの減圧下において温度６００℃で２ｈ保持し脱脂を行い、温度１７００℃で１ｈ保持することで仮焼を行う。仮焼を行った後、温度１４７０℃に加熱し３０ｍｉｎ保持し、成形体中に溶融したシリコンを含浸させることにより反応焼結体を製造した。
（実施例７）
　平均粒径が０．６μｍの炭化珪素粉末５０重量部と平均粒径が５０μｍの炭化硼素粉末５０重量部を炭化珪素、炭化硼素粉末に対して０．１～１重量部の分散剤を添加した純水中に入れ分散させ、アンモニア水等でｐＨを８～９．５に調整して５００ｃｐ未満の低粘度のスラリーを作製した。このスラリーをポットミル等で数時間混合した後バインダーを炭化珪素粉末、炭化硼素粉末、カーボン粉末に対して１～２重量部添加し混合、その後脱泡し石膏板の上に内径８０ｍｍのアクリルパイプを置きスラリーを鋳込み、厚み１０ｍｍ程度の成形体を作製した。成形体は自然乾燥、１００～１５０℃の乾燥の後、１×１０－４～１×１０－３ｔｏｒｒの減圧下において温度６００℃で２ｈ保持し脱脂を行い、温度１７００℃で１ｈ保持することで仮焼を行う。仮焼を行った後、温度１４７０℃に加熱し３０ｍｉｎ保持し、成形体中に溶融したシリコンを含浸させることにより反応焼結体を製造した。
（実施例８）
　平均粒径が０．６μｍの炭化珪素粉末８０重量部と平均粒径が５０μｍの炭化硼素粉末２０重量部と平均粒径が５５ｎｍのカーボンブラック粉末１０重量部を炭化珪素粉末、炭化硼素粉末、カーボンブラック粉末に対して０．１～１重量部の分散剤を添加した純水中に入れ分散させ、アンモニア水等でｐＨを８～９．５に調整して５００ｃｐ未満の低粘度のスラリーを作製した。このスラリーをポットミル等で数時間混合した後バインダーを炭化珪素粉末、炭化硼素粉末、カーボン粉末に対して１～２重量部添加し混合、その後脱泡し石膏板の上に内径８０ｍｍのアクリルパイプを置きスラリーを鋳込み、厚み１０ｍｍ程度の成形体を作製した。成形体は自然乾燥、１００～１５０℃の乾燥の後、１×１０－４～１×１０－３ｔｏｒｒの減圧下において温度６００℃で２ｈ保持し脱脂を行い、温度１７００℃で１ｈ保持することで仮焼を行う。仮焼を行った後、温度１４７０℃に加熱し３０ｍｉｎ保持し、成形体中に溶融したシリコンを含浸させることにより反応焼結体を製造した。
（比較例１）
　平均粒径が０．６μｍの炭化珪素粉末３０重量部と平均粒径が５０μｍの炭化硼素粉末７０重量部を炭化珪素粉末、炭化硼素粉末に対して０．１～１重量部の分散剤を添加した純水中に入れ分散させ、アンモニア水等でｐＨを８～９．５に調整して５００ｃｐ未満の低粘度のスラリーを作製した。このスラリーをポットミル等で数時間混合した後バインダーを炭化珪素粉末、炭化硼素粉末に対して１～２重量部添加し混合、その後脱泡し石膏板の上に内径８０ｍｍのアクリルパイプを置きスラリーを鋳込み、厚み１０ｍｍ程度の成形体を作製した。成形体は自然乾燥、１００～１５０℃の乾燥の後、１×１０－４～１×１０－３ｔｏｒｒの減圧下において温度６００℃で２ｈ保持し脱脂を行い、温度１７００℃で１ｈ保持することで仮焼を行う。仮焼を行った後、温度１４７０℃に加熱し３０ｍｉｎ保持し、成形体中に溶融したシリコンを含浸させることにより反応焼結体を製造した。
（比較例２）
　平均粒径が０．６μｍの炭化珪素粉末５０重量部と平均粒径が５０μｍの炭化硼素粉末５０重量部、平均粒径５５ｎｍのカーボン粉末５０重量部を炭化珪素粉末、炭化硼素粉末、カーボンブラック粉末に対して０．１～１重量部の分散剤を添加した純水中に入れ分散させ、アンモニア水等でｐＨを８～９．５に調整して５００ｃｐ未満の低粘度のスラリーを作製した。このスラリーをポットミル等で数時間混合した後バインダーを炭化珪素粉末、炭化硼素粉末、カーボン粉末に対して１～２重量部添加し混合、その後脱泡し石膏板の上に内径８０ｎｍのアクリルパイプを置きスラリーを鋳込み、厚み１０ｍｍ程度の成形体を作製した。成形体は自然乾燥、１００～１５０℃の乾燥の後、１×１０－４～１×１０－３ｔｏｒｒの減圧下において温度６００℃で２ｈ保持し脱脂を行い、温度１７００℃で１ｈ保持することで仮焼を行う。仮焼を行った後、温度１４７０℃に加熱し３０ｍｉｎ保持し、成形体中に溶融したシリコンを含浸させることにより反応焼結体を製造した。
（比較例３）
　平均粒径が０．６μｍの炭化珪素粉末８０重量部と平均粒径が４μｍの炭化硼素粉末２０重量部、平均粒径が５５ｎｍのカーボン粉末５０重量部を炭化珪素粉末、炭化硼素粉末、カーボンブラック粉末に対して０．１～１重量部の分散剤を添加した純水中に入れ分散させ、アンモニア水等でｐＨを８～９．５に調整して５００ｃｐ未満の低粘度のスラリーを作製した。このスラリーをポットミル等で数時間混合した後バインダーを炭化珪素粉末、炭化硼素粉末、カーボン粉末に対して１～２重量部添加し混合、その後脱泡し石膏板の上に内径８０ｍｍのアクリルパイプを置きスラリーを鋳込み、厚み１０ｍｍ程度の成形体を作製した。成形体は自然乾燥、１００～１５０℃の乾燥の後、１×１０－４～１×１０－３ｔｏｒｒの減圧下において温度６００℃で２ｈ保持し脱脂を行い、温度１７００℃で１ｈ保持することで仮焼を行う。仮焼を行った後、温度１４７０℃に加熱し３０ｍｉｎ保持し、成形体中に溶融したシリコンを含浸させることにより反応焼結体を製造した。
　実施例１～８においては比剛性率が１３０ＧＰa以上でかつ研削抵抗が小さくチッピングも生じにくいために研削加工性に優れた複合材料を製造することができた。
　比較例１においては研削抵抗が大きくチッピングも生じやすいため研削加工性が劣っていた。
　比較例２においては複合材料に細かなクラックが発生し比剛性が低下すると共に研削時にチッピングが発生しやすかった。
　比較例３においては、複合材料の比剛性率は小さく、また研削時にチッピングで欠けやすかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　本発明の一実施形態によれば、高比剛性にして研削性の優れた複合材料、及びその製造方法を提供することにより、半導体・液晶製造装置などに求められる高比剛性で、高寸法精度が要求され、また大型複雑形状である部材に応用することが可能となった。

Claims (13)

  1. 　炭化硼素Ｘ体積部、炭化珪素Ｙ体積部、シリコンＺ体積部を主成分とし、１０＜Ｘ＜６０、２０＜Ｙ＜７０、５＜Ｚ＜３０であり、炭化硼素と炭化珪素の１０μｍ以上の粒子が１０～５０体積部であることを特徴とする複合材料。
  2. 　前記複合材料の比剛性率が１３０ＧＰａ以上であることを特徴とする、請求項１に記載の複合材料。
  3. 　炭化硼素、炭化珪素、炭素源を主成分とする原料を用いて成形体を成形する成形工程と、
    　前記成形体に溶融シリコンを含浸させることにより炭素を炭化珪素に転換させる反応焼結工程と、
    を備え、
    　炭化硼素Ｘ体積部、炭化珪素Ｙ体積部、シリコンＺ体積部を主成分とし、１０＜Ｘ＜６０、２０＜Ｙ＜７０、５＜Ｚ＜３０であり、炭化硼素と炭化珪素の１０μｍ以上の粒子が１０～５０体積部である複合材料が形成されること、を特徴とする複合材料の製造方法。
  4. 　炭化硼素、炭化珪素、炭素源を主成分とする原料を用いて成形した成形体に、溶融シリコンを含浸させることにより炭素を炭化珪素に転換させる反応焼結工程を備え、
    　炭化硼素Ｘ体積部、炭化珪素Ｙ体積部、シリコンＺ体積部を主成分とし、１０＜Ｘ＜６０、２０＜Ｙ＜７０、５＜Ｚ＜３０であり、炭化硼素と炭化珪素の１０μｍ以上の粒子が１０～５０体積部である複合材料が形成されること、を特徴とする複合材料の製造方法。
  5. 　前記複合材料の比剛性率が１３０ＧＰａ以上であることを特徴とする、請求項３または４に記載の複合材料の製造方法。
  6. 　前記炭素源がカーボン粉末を主成分とするものであること、を特徴とする請求項３乃至５のいずれか１つに記載の複合材料の製造方法。
  7. 　前記炭素源の主成分としてさらに樹脂成分を含むことを特徴とする請求項６に記載の複合材料の製造方法。
  8. 　前記成形工程と前記反応焼結工程の間に前記成形体を仮焼する工程を含むことを特徴とする請求項３乃至７のいずれか１つに記載の複合材料の製造方法。
  9. 　前記成形工程の成形方法が水を溶媒とする鋳込成形であることを特徴とする請求項３乃至８のいずれか１つに記載の複合材料の製造方法。
  10. 　前記成形工程における成形体の充填率が６０～８０％であることを特徴とする請求項３乃至９のいずれか１つに記載の複合材料の製造方法。
  11. 　炭化硼素・炭化珪素・炭素源を主成分とする原料を用いて充填率が６０～８０％の成形体を成形する成形工程と、
    　前記成形体に熔融シリコンを含浸させることにより炭素を炭化珪素に転換させる反応焼結工程と、
    を備え、
    　炭化硼素・炭化珪素・シリコンを主成分とする複合材料が形成されること、を特徴とする複合材料の製造方法。
  12. 　炭化硼素・炭化珪素・炭素源を主成分とする原料を用いて充填率を６０～８０％として成形された成形体に熔融シリコンを含浸させることにより炭素を炭化珪素に転換させる反応焼結工程を備え、炭化硼素・炭化珪素・シリコンを主成分とする複合材料が形成されること、を特徴とする複合材料の製造方法。
  13. 　前記複合材料の比剛性率が１３０GＰａ以上であることを特徴とする請求項１１または１２に記載の複合材料の製造方法。
PCT/JP2009/056884 2008-04-04 2009-04-02 複合材料およびその製造方法 WO2009123282A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP09727004A EP2289860A4 (en) 2008-04-04 2009-04-02 COMPOSITE MATERIAL AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR
KR1020107023758A KR101190561B1 (ko) 2008-04-04 2009-04-02 복합 재료 및 그의 제조 방법
CN2009801101986A CN101977875B (zh) 2008-04-04 2009-04-02 复合材料及其制造方法

Applications Claiming Priority (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2008097984A JP4232852B1 (ja) 2008-04-04 2008-04-04 炭化硼素・炭化珪素・シリコン複合材料およびその製造方法
JP2008-097997 2008-04-04
JP2008-097984 2008-04-04
JP2008097997 2008-04-04
JP2009-022433 2009-02-03
JP2009-022432 2009-02-03
JP2009022432A JP2009263205A (ja) 2008-04-04 2009-02-03 炭化硼素・炭化珪素・シリコン複合材料の製造方法
JP2009022433A JP2009263206A (ja) 2008-04-04 2009-02-03 炭化硼素・炭化珪素・シリコン複合材料およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2009123282A1 true WO2009123282A1 (ja) 2009-10-08

Family

ID=43500429

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2009/056884 WO2009123282A1 (ja) 2008-04-04 2009-04-02 複合材料およびその製造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US7833921B2 (ja)
EP (1) EP2289860A4 (ja)
KR (1) KR101190561B1 (ja)
CN (1) CN101977875B (ja)
TW (1) TW201004894A (ja)
WO (1) WO2009123282A1 (ja)

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102006026550A1 (de) * 2006-06-08 2007-12-13 Audi Ag Keramische Werkstoffe enthaltend Kohlenstoff-Teilchen mit kugelförmiger Gestalt
DE102010002989A1 (de) * 2010-03-17 2011-09-22 Sgl Carbon Se Materialzusammensetzung, deren Herstellung und Verwendung
WO2012048025A2 (en) * 2010-10-08 2012-04-12 Baker Hughes Incorporated Composite materials including nanoparticles, earth-boring tools and components including such composite materials, polycrystalline materials including nanoparticles, and related methods
KR101626335B1 (ko) * 2016-03-09 2016-06-01 주식회사 신한세라믹 자기윤활성 SiC 세라믹디스크 제조방법
CN109415268A (zh) 2016-05-05 2019-03-01 圣戈本陶瓷及塑料股份有限公司 多相陶瓷复合材料
JP6645586B2 (ja) 2016-09-06 2020-02-14 株式会社Ihi セラミックス基複合材の製造方法
DE102018201771A1 (de) * 2018-02-06 2019-08-08 Fraunhofer-Gesellschaft zur Förderung der angewandten Forschung e.V. Wässrige Suspension enthaltend Metallcarbid-Partikel
DE112021007519A5 (de) * 2021-04-16 2024-04-04 Schunk Ingenieurkeramik Gmbh Verbundformkörper aus einer reaktionsgebundenen, mit Silizium infiltrierten Mischkeramik
KR102656835B1 (ko) * 2021-09-30 2024-04-12 고려전자주식회사 고품위 ntc 서미스터 양산용 소결체의 제조방법

Citations (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3725015A (en) 1970-06-08 1973-04-03 Norton Co Process for forming high density refractory shapes and the products resulting therefrom
US3796564A (en) 1969-06-19 1974-03-12 Carborundum Co Dense carbide composite bodies and method of making same
US3857744A (en) 1970-01-19 1974-12-31 Coors Porcelain Co Method for manufacturing composite articles containing boron carbide
US4104062A (en) 1969-08-13 1978-08-01 Norton Company Process for making aluminum modified boron carbide and products resulting therefrom
JPH04280870A (ja) * 1991-03-11 1992-10-06 Hitachi Ltd 軽量高剛性セラミックス及びその製法
WO2001072659A1 (fr) 2000-03-31 2001-10-04 Toto Ltd. Procede de formation humide de poudre, procede de production d'une poudre compacte frittee, produit compact fritte poudreux, et dispositif d'utilisation de ce produit compact fritte poudreux
JP2001342069A (ja) 2000-03-31 2001-12-11 Toto Ltd 高剛性の材料により構成された移動体装置
JP2002160975A (ja) 2000-11-24 2002-06-04 Toto Ltd 粉体の湿式成形方法、及び粉体焼結体の製造方法
JP2002167278A (ja) 2000-11-29 2002-06-11 Toto Ltd 飛翔体の衝突による衝撃を緩和する保護部材
JP2003109892A (ja) 2001-10-02 2003-04-11 Toto Ltd 露光装置用部材
JP2003201178A (ja) 2001-09-27 2003-07-15 Toto Ltd 炭化物焼結体の製造方法及び炭化物焼結体
JP2007051384A (ja) 2005-08-16 2007-03-01 Toray Ind Inc 難燃性ポリエステル系繊維構造物およびその製造方法
JP2007513854A (ja) * 2003-11-25 2007-05-31 エム キューブド テクノロジーズ， インコーポレイテッド 炭化ホウ素複合体およびその製造方法
JP4232852B1 (ja) * 2008-04-04 2009-03-04 Ｔｏｔｏ株式会社 炭化硼素・炭化珪素・シリコン複合材料およびその製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0372708A1 (en) * 1988-11-10 1990-06-13 United Kingdom Atomic Energy Authority A method of producing a silicon carbide-based body
JP3350394B2 (ja) * 1997-03-11 2002-11-25 株式会社タンケンシールセーコウ 黒鉛複合炭化ケイ素焼結体、黒鉛複合炭化ケイ素焼結複合材及びメカニカルシール
US6862970B2 (en) * 2000-11-21 2005-03-08 M Cubed Technologies, Inc. Boron carbide composite bodies, and methods for making same
WO2009123283A1 (ja) * 2008-04-04 2009-10-08 Toto株式会社 炭化硼素・炭化珪素・シリコン複合材料

Patent Citations (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3796564A (en) 1969-06-19 1974-03-12 Carborundum Co Dense carbide composite bodies and method of making same
US4104062A (en) 1969-08-13 1978-08-01 Norton Company Process for making aluminum modified boron carbide and products resulting therefrom
US3857744A (en) 1970-01-19 1974-12-31 Coors Porcelain Co Method for manufacturing composite articles containing boron carbide
US3725015A (en) 1970-06-08 1973-04-03 Norton Co Process for forming high density refractory shapes and the products resulting therefrom
JPH04280870A (ja) * 1991-03-11 1992-10-06 Hitachi Ltd 軽量高剛性セラミックス及びその製法
JP2001342069A (ja) 2000-03-31 2001-12-11 Toto Ltd 高剛性の材料により構成された移動体装置
WO2001072659A1 (fr) 2000-03-31 2001-10-04 Toto Ltd. Procede de formation humide de poudre, procede de production d'une poudre compacte frittee, produit compact fritte poudreux, et dispositif d'utilisation de ce produit compact fritte poudreux
JP2002160975A (ja) 2000-11-24 2002-06-04 Toto Ltd 粉体の湿式成形方法、及び粉体焼結体の製造方法
JP2002167278A (ja) 2000-11-29 2002-06-11 Toto Ltd 飛翔体の衝突による衝撃を緩和する保護部材
JP2003201178A (ja) 2001-09-27 2003-07-15 Toto Ltd 炭化物焼結体の製造方法及び炭化物焼結体
JP2003109892A (ja) 2001-10-02 2003-04-11 Toto Ltd 露光装置用部材
JP2007513854A (ja) * 2003-11-25 2007-05-31 エム キューブド テクノロジーズ， インコーポレイテッド 炭化ホウ素複合体およびその製造方法
JP2007051384A (ja) 2005-08-16 2007-03-01 Toray Ind Inc 難燃性ポリエステル系繊維構造物およびその製造方法
JP4232852B1 (ja) * 2008-04-04 2009-03-04 Ｔｏｔｏ株式会社 炭化硼素・炭化珪素・シリコン複合材料およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2289860A4

Also Published As

Publication number Publication date
TW201004894A (en) 2010-02-01
US20090295048A1 (en) 2009-12-03
CN101977875A (zh) 2011-02-16
EP2289860A1 (en) 2011-03-02
KR101190561B1 (ko) 2012-10-16
KR20100129327A (ko) 2010-12-08
TWI339646B (ja) 2011-04-01
US7833921B2 (en) 2010-11-16
EP2289860A4 (en) 2011-11-30
CN101977875B (zh) 2013-07-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2009123282A1 (ja) 複合材料およびその製造方法
US8568650B2 (en) Silicon carbide matrix composite material, process for producing the same and process for producing part of silicon carbide matrix composite material
JP2008133160A (ja) 炭化硼素質焼結体およびその製造方法
JP2007063122A (ja) 半導体装置用基板
JP5692845B2 (ja) 高剛性セラミックス材料およびその製造方法
JP4232852B1 (ja) 炭化硼素・炭化珪素・シリコン複合材料およびその製造方法
JP2010195668A (ja) 炭化硼素・炭化珪素・シリコン複合材料
JP2009263205A (ja) 炭化硼素・炭化珪素・シリコン複合材料の製造方法
WO2009123283A1 (ja) 炭化硼素・炭化珪素・シリコン複合材料
JP7132673B2 (ja) セラミック構成要素およびその形成方法
JP5681481B2 (ja) 緻密質−多孔質接合体
JP2010202488A (ja) 炭化硼素・炭化珪素・シリコン複合材料
CN110698206B (zh) 大尺寸氮化硅轴承球的烧结方法和大尺寸氮化硅轴承球的制备方法
JP5115898B2 (ja) 高剛性の材料により構成された移動体装置
JP2010195669A (ja) 炭化硼素・炭化珪素・シリコン複合材料
JP2008273753A (ja) 炭化硼素質焼結体および防護部材
JP2008297134A (ja) 炭化硼素質焼結体および防護部材
JP2008273752A (ja) 炭化硼素質焼結体および防護部材
JP2003201178A (ja) 炭化物焼結体の製造方法及び炭化物焼結体
JP2008297135A (ja) 炭化硼素質焼結体およびその製法ならびに防護部材
JP2007022914A (ja) シリコン／炭化ケイ素複合材料の製造方法
JP2007230788A (ja) 窒化珪素質焼結体
JP2024515855A (ja) 非常に低い電気抵抗率を有する炭化ケイ素の緻密な焼結材料
JP4122550B2 (ja) ＳｉＣ焼結体の製造法
JP2001220239A (ja) 炭化珪素焼結体及びその製造法

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200980110198.6

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 09727004

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2009727004

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20107023758

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A