WO2011145387A1 - Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料及びその製造方法、ハニカム構造体、熱伝導体ならびに熱交換器 - Google Patents

Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料及びその製造方法、ハニカム構造体、熱伝導体ならびに熱交換器 Download PDF

Info

Publication number
WO2011145387A1
WO2011145387A1 PCT/JP2011/055952 JP2011055952W WO2011145387A1 WO 2011145387 A1 WO2011145387 A1 WO 2011145387A1 JP 2011055952 W JP2011055952 W JP 2011055952W WO 2011145387 A1 WO2011145387 A1 WO 2011145387A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
sic
impregnated
mass
composite material
impregnation
Prior art date
Application number
PCT/JP2011/055952
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
紫甫 小池
岳秀 下田
義政 小林
Original Assignee
日本碍子株式会社
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
Application filed by 日本碍子株式会社 filed Critical 日本碍子株式会社
Priority to JP2012515783A priority Critical patent/JPWO2011145387A1/ja
Publication of WO2011145387A1 publication Critical patent/WO2011145387A1/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
    • C04B35/565—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
    • C04B35/515—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
    • C04B35/622—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
    • C04B35/62635—Mixing details
    • 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
    • C04B38/00—Porous mortars, concrete, artificial stone or ceramic ware; Preparation thereof
    • C04B38/0006—Honeycomb structures
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F28—HEAT EXCHANGE IN GENERAL
    • F28F—DETAILS OF HEAT-EXCHANGE AND HEAT-TRANSFER APPARATUS, OF GENERAL APPLICATION
    • F28F21/00—Constructions of heat-exchange apparatus characterised by the selection of particular materials
    • F28F21/04—Constructions of heat-exchange apparatus characterised by the selection of particular materials of ceramic; of concrete; of natural stone
    • 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
    • C04B2111/00—Mortars, concrete or artificial stone or mixtures to prepare them, characterised by specific function, property or use
    • C04B2111/00474—Uses not provided for elsewhere in C04B2111/00
    • C04B2111/00793—Uses not provided for elsewhere in C04B2111/00 as filters or diaphragms
    • 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
    • C04B2111/00—Mortars, concrete or artificial stone or mixtures to prepare them, characterised by specific function, property or use
    • C04B2111/00474—Uses not provided for elsewhere in C04B2111/00
    • C04B2111/0081—Uses not provided for elsewhere in C04B2111/00 as catalysts or catalyst carriers
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3217—Aluminum oxide or oxide forming salts thereof, e.g. bauxite, alpha-alumina
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/34—Non-metal oxides, non-metal mixed oxides, or salts thereof that form the non-metal oxides upon heating, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3418—Silicon oxide, silicic acids, or oxide forming salts thereof, e.g. silica sol, fused silica, silica fume, cristobalite, quartz or flint
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/34—Non-metal oxides, non-metal mixed oxides, or salts thereof that form the non-metal oxides upon heating, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3427—Silicates other than clay, e.g. water glass
    • C04B2235/3463—Alumino-silicates other than clay, e.g. mullite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/40—Metallic constituents or additives not added as binding phase
    • C04B2235/401—Alkaline earth metals
    • 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
    • C04B2235/40—Metallic constituents or additives not added as binding phase
    • C04B2235/402—Aluminium
    • 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
    • C04B2235/40—Metallic constituents or additives not added as binding phase
    • C04B2235/404—Refractory metals
    • 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
    • C04B2235/40—Metallic constituents or additives not added as binding phase
    • C04B2235/405—Iron group metals
    • 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
    • C04B2235/50—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
    • C04B2235/60—Aspects relating to the preparation, properties or mechanical treatment of green bodies or pre-forms
    • C04B2235/604—Pressing at temperatures other than sintering temperatures
    • 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
    • C04B2235/616—Liquid infiltration of green bodies or pre-forms
    • 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
    • C04B2235/662—Annealing after sintering
    • C04B2235/663—Oxidative annealing
    • 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
    • C04B2235/72—Products characterised by the absence or the low content of specific components, e.g. alkali metal free alumina ceramics
    • C04B2235/723—Oxygen content
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/80—Phases present in the sintered or melt-cast ceramic products other than the main phase
    • C04B2235/85—Intergranular or grain boundary phases
    • 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
    • C04B2235/9607—Thermal properties, e.g. thermal expansion coefficient

Definitions

  • the present invention relates to a Si—SiC composite material and a method for manufacturing the same, a honeycomb structure, a heat conductor, and a heat exchanger.
  • Si-SiC composite materials are known as high thermal conductivity, high strength at high temperatures, excellent oxidation resistance, and lightweight materials.
  • As methods for producing this Si—SiC composite material the following three methods are broadly disclosed. For example, a SiC porous sintered body obtained by recrystallizing and sintering SiC powder is impregnated with molten Si (Patent Document 1), and a porous sintered body obtained by sintering SiC and carbon is impregnated with molten Si.
  • Patent Document 2 a method of impregnating a molded body composed of SiC and carbon with molten Si and reacting Si with carbon to form SiC, and impregnating SiC as a whole with Si that has not reacted with carbon
  • Patent document 3 a method of impregnating a molded body composed of SiC and carbon with molten Si and reacting Si with carbon to form SiC, and impregnating SiC as a whole with Si that has not reacted with carbon
  • Patent document 3 the material which impregnated the molten metal which consists of Si and Al to the SiC sintered body is also disclosed (patent documents 4 and 5).
  • SiC is impregnated with only Si, volume expansion occurs when molten Si solidifies. Therefore, Si may be ejected from the surface of the sintered body, but when Al is added, Al shrinks in volume when solidified. Therefore, the molten metal is suppressed from being ejected.
  • the reason for taking a method with high man-hours and energy consumption, such as impregnation into a fired body, or impregnation into a molded body at a high temperature of 2000 ° C or higher, or vacuum, is that there is no change in shape before and after the impregnation
  • the SiO 2 layer is formed on the surface of the SiC powder, molten Si has poor wettability with the SiO 2 layer and impedes impregnation, so the process of removing the SiO 2 layer of the SiC sintered body or molded body Necessary.
  • the SiO 2 layer is removed at the same time as the compact is sintered.
  • the SiO 2 layer is removed by impregnation at high temperature or in vacuum.
  • the sintered body is impregnated, there are problems in that the number of steps is large and the cost is increased.
  • the molded body is impregnated, but since the impregnation is performed at a high temperature of 2000 ° C. or higher or vacuum, the process is complicated, an expensive manufacturing apparatus is required, and energy consumption is reduced. There was a problem that the amount was large and the cost was high.
  • Patent Document 4 since Al is added in an amount of 40 to 60% with respect to Si, it is considered that the strength at a high temperature is remarkably lowered. Further, in Patent Document 5, although the amount of Al added is small, pores remain in the impregnated body, and in order to fill the pores, the impregnated body is impregnated with alkyl silicate and dried, so that SiO 2 is contained in the impregnated body. It may be necessary to leave and seal the pores. Thus, there has been no method for producing a Si—SiC composite material having high thermal conductivity, high high-temperature strength, and excellent oxidation resistance by a simpler method and at a lower cost.
  • the present invention has been made in view of such problems, and it is a main object of the present invention to provide a Si—SiC composite material that can be produced by a simpler method while increasing strength at a higher temperature and a method for producing the same.
  • the present inventors are able to impregnate SiC with SiC at normal pressure when Al is added so as to have a predetermined relationship with SiC and Si.
  • the inventors have found that the Si—SiC composite material can be produced by a simpler method while increasing the high-temperature strength, and the present invention has been completed.
  • Si having high thermal conductivity, high high-temperature strength, and excellent oxidation resistance is obtained by impregnating an impregnated body containing SiC with molten metal containing Si and Al in a low temperature range of atmospheric pressure to 1200 ° C to 1600 ° C.
  • SiC is 57 mass% to 85 mass%
  • Si is 10.5 mass% to 42.6 mass%
  • Al is 0.1 mass% to 12.9 mass%.
  • the Al / Si ratio as a weight ratio is 1/99 or more and 30/70 or less.
  • the Si—SiC-based composite material of the present invention includes SiC and Si, and has a structure in which at least one phase of Al 2 O 3 and mullite exists between the SiC particles. .
  • the method for producing a Si-SiC composite material of the present invention uses an impregnated body containing SiC and an impregnated metal supply body containing Si, and Al is contained in at least one of the impregnated body and the impregnated metal supply body.
  • the Si—SiC composite material of the present invention may also contain 0.01 to 2% by mass of oxygen (present as any of SiO 2 , Al 2 O 3 , and mullite). Further, it may contain 0.01 to 1% by mass of Fe.
  • oxygen present as any of SiO 2 , Al 2 O 3 , and mullite
  • Fe may contain 0.01 to 1% by mass of Fe.
  • either Al 2 O 3 or mullite may exist between SiC particles.
  • the portion where either Al 2 O 3 or mullite exists also referred to as Al agglomerated portion
  • Al agglomerated portion may be present in the vicinity of the surface of SiC, for example.
  • the flowchart which shows an example of the impregnation process of this invention. Examination results of impregnation treatment. Explanatory drawing of the external appearance after impregnation of the kind of various metals to add. Explanatory drawing of the external appearance of the sample before and behind the impregnation process at the time of putting an additive in a to-be-impregnated body. Measurement results when Al is contained. The microstructure observation result in the impregnation process of the impregnation metal supply body containing Si and Al. The element distribution measurement result in the impregnation metal supply body containing Si and Al. Examination results of high temperature strength and Al addition amount of molded article for impregnation after impregnation
  • SiC is 57% by mass to 85% by mass
  • Si is 10.5% by mass to 42.6% by mass
  • Al is 0.1% by mass to 12.9% by mass.
  • SiC is in the range of 57% by mass to 85% by mass
  • the thermal conductivity can be further increased and the thermal expansion coefficient can be further reduced.
  • Si is in the range of 10.5% by mass or more and 42.6% by mass or less, the strength can be further increased and the decrease in thermal conductivity can be further suppressed.
  • the SiC amount, the Si amount, and the Al amount can be appropriately selected within the above range so as to obtain desired characteristics.
  • This Si-SiC composite material has an Al / Si ratio, which is a weight ratio, of 1/99 or more and 30/70 or less.
  • Al / Si ratio is a weight ratio, of 1/99 or more and 30/70 or less.
  • the Al / Si ratio is more preferably 5/95 or more and 20/80 or less, and further preferably 10/90 or more and 15/85 or less.
  • This Si—SiC composite material may contain oxygen in the range of 0.01 mass% to 2.0 mass%.
  • This oxygen may be present as any of SiO 2 , Al 2 O 3 , and mullite. If oxygen is present in SiC, the wettability of Si is reduced, and it is difficult to perform the impregnation treatment, but here, by adding Al, the impregnation treatment is performed without requiring an oxygen removal treatment from SiC. It can be carried out. Moreover, it is good also as Fe containing 0.01 mass% or more and 1.0 mass% or less. Even in this case, it is possible to increase the high-temperature strength and to produce the Si—SiC based composite material by a simpler method.
  • At least one phase of Al 2 O 3 and mullite may be present.
  • either Al 2 O 3 or mullite may be present between the SiC particles.
  • a portion where one of Al 2 O 3 and mullite exists (also referred to as Al agglomerated portion) may be, for example, near the surface of SiC.
  • the locations of Si and Al may be different.
  • Al may be present around the SiC particles.
  • oxygen contained in the Si—SiC composite material may be present in the vicinity of Al. For example, when Al is added when impregnating Si, Al reduces oxides such as SiO 2 contained in SiC and becomes Al oxide, thereby improving the wettability of Si to SiC It is guessed.
  • the open porosity is preferably 0% by volume to 5% by volume.
  • the pores of SiC are impregnated with Si, so that the open porosity can be further reduced.
  • the pores may be present dispersed throughout.
  • the average particle diameter of SiC is 2 micrometers or more and 100 micrometers or less.
  • the average particle diameter in raw material powder says what was measured using the laser diffraction / scattering type particle size distribution measuring apparatus, and the average particle diameter in a molded object uses the observation result by a scanning electron microscope (SEM). The measured value.
  • the Si—SiC composite material preferably has a thermal conductivity of 150 W / mK or more, more preferably 170 W / mK or more, and still more preferably 180 W / mK or more.
  • a thermal conductivity of 150 W / mK or more is preferable as characteristics as a honeycomb structure, a heat dissipation substrate, a thermal conductor, a heat exchanger, and the like.
  • the Si—SiC composite material preferably has a strength at room temperature (for example, 20 ° C.) of 150 MPa or more, more preferably 180 MPa or more, and further preferably 200 MPa or more.
  • the strength at room temperature may be 250 MPa or less.
  • the strength at 800 ° C. is preferably 50 MPa or more, more preferably 70 MPa or more, and further preferably 90 MPa or more.
  • an additive may be added, but this may reduce the mechanical strength. Even in such a case, when the strength at 800 ° C.
  • the strength at 800 ° C. may be 250 MPa or less. “Strength” may refer to bending strength.
  • the Si—SiC composite material may be one in which the surface of the impregnated molded body is covered with an oxide film.
  • This oxide film may be formed by impregnating Si metal and then oxidizing it in an air atmosphere in a temperature range of 500 ° C. or higher and 1400 ° C. or lower.
  • This Si—SiC composite material has an oxidation increase in the range of 0.4% by mass or more and 1.0% by mass or less after the oxidation step performed at 500 ° C. or higher and 1400 ° C. or lower after the impregnation step. preferable.
  • the size of the aggregated particles of metal aluminum is 100 ⁇ m or less.
  • the Si—SiC based composite material of the present invention uses an impregnated body containing SiC (also referred to as an SiC molded body) and an impregnated metal supply body containing Si, and at least one of the impregnated body and the impregnated metal supply body is made of Al.
  • the impregnated body is impregnated with a molten metal containing Si from the impregnated metal supply body. Also good.
  • the method for producing a Si-SiC composite material of the present invention uses an impregnated body and an impregnated metal supply body containing Si, Al is contained in at least one of the impregnated body and the impregnated metal supply body, and is at atmospheric pressure.
  • the object to be impregnated may be impregnated with molten metal from an impregnated metal supply body containing Si and Al.
  • an impregnated body containing SiC and Al may be impregnated with molten Si from an impregnated metal supply body. Further, the impregnated body containing SiC and Al may be impregnated with a molten metal from an impregnated metal supply body containing Si and Al.
  • a Si—SiC composite material having high thermal conductivity, high high-temperature strength, and excellent oxidation resistance can be produced simply and at low cost.
  • this impregnation step it is preferable to impregnate the object to be impregnated with a molten metal composed of Si and Al at a normal temperature and in a low temperature range of 1200 ° C. to 1600 ° C.
  • Al may be added to the object to be impregnated, or the object to be impregnated with Al may be impregnated with molten metal from an impregnated metal supply body containing Si and Al.
  • the to-be-impregnated body containing SiC is an unsintered body.
  • This impregnation step can be performed at normal pressure, and the treatment temperature range is 1200 ° C. or higher and 1600 ° C.
  • the inert gas atmosphere for example, a rare gas atmosphere such as He or Ar may be used, or a nitrogen gas atmosphere may be used. Of these, an Ar gas atmosphere is more preferable.
  • the Si—SiC composite material after the impregnation is composed of SiC of 57% by mass to 85% by mass, Si of 10.5% by mass to 42.6% by mass, and Al of 0.1% by mass to 12% by mass. It is good also as what prepares a to-be-impregnated body and an impregnated metal supply body so that it may contain 0.9 mass% or less, and Al / Si ratio which is weight ratio will be 1/99 or more and 30/70 or less. In this way, a Si—SiC composite material having high thermal conductivity, high high-temperature strength, and excellent oxidation resistance can be produced simply and at low cost.
  • SiC that has undergone a process of removing Si oxide may be used, but SiC that does not remove Si oxide can be used. This is presumably due to the reduction effect of the Si oxide by the added Al.
  • the impregnated body and the impregnated metal supply body are placed in a sheath which is a closed space and impregnated.
  • a decrease in the Al concentration inside the sheath can be suppressed, and the occurrence of impregnation unevenness can be further suppressed.
  • the amount of Al added is small, it is highly significant to place the impregnated body and the impregnated metal supply body on the sheath which is a closed space and perform the impregnation treatment.
  • a material that can be hermetically sealed is preferable.
  • a material such as alumina, nitride-bonded SiC, or SiC-coated carbon is preferable.
  • the impregnation treatment it is more preferable to perform the impregnation treatment by placing the impregnated body on a floor member having poor wettability with the molten metal than the impregnated body.
  • the impregnated metal supply body is placed on the object to be impregnated and subjected to heat treatment, and the impregnated metal supply body is melted and impregnated into the impregnated object. If the wettability with the laying member is better than that, the molten metal may be absorbed by the laying member, and all may flow down.
  • the laying member may be a plate-like body or a laying powder. This laying member is only required to have mainly poor wettability to Si and Al, and examples thereof include BN-coated carbon, Al oxide, and Zr oxide.
  • This impregnation step may be performed using a fired body to be impregnated, but it is preferable to use an unfired body to be impregnated as a treatment that also serves as the firing step for the body to be impregnated. In this way, after the object to be impregnated is sintered, it is more energy efficient than heating and further impregnation.
  • the Si—SiC-based composite material of the present invention may include an oxidation treatment step in which an object to be impregnated is impregnated with a molten metal containing Si and then oxidized in an air atmosphere at a temperature range of 500 ° C. to 1400 ° C. preferable. This is preferable because the room temperature strength and the strength at high temperatures can be further increased.
  • the oxidation treatment temperature is preferably equal to or higher than a practical temperature, for example, more preferably 800 ° C. or higher, still more preferably 1000 ° C. or higher, and most preferably 1200 ° C. or higher.
  • the oxidation increase is preferably performed in the range of 0.4 mass% to 1.0 mass%. In this way, the strength can be further increased.
  • Al / SiO 2 which is a weight ratio between the amount of SiO 2 contained in the SiC molded body and the amount of Al contained in the mixture of Si and Al, is preferably in the range of 0.9 to 1000.
  • the SiO 2 content in the SiC molded body, a weight ratio of Al content in the SiC and Al moldings, it is preferred Al / SiO 2 is in a range of 0.9 to 1000.
  • Al / SiO 2 which is a weight ratio between the amount of SiO 2 contained in the SiC molded body or the molded body of SiC and Al and the amount of Al contained in both the mixture of Si and Al and the molded body of SiC and Al. The ratio is preferably in the range of 0.9 to 1000.
  • the Si—SiC composite material may have a honeycomb structure. That is, a honeycomb structure including any of the Si—SiC composite materials described above may be used. By doing so, it is possible to provide a honeycomb structure having high thermal conductivity, high high-temperature strength, and excellent oxidation resistance.
  • the honeycomb structure may be, for example, a purification catalyst honeycomb structure used for exhaust gas purification of an internal combustion engine, or a honeycomb filter that collects and removes particulate matter (PM) discharged from the internal combustion engine.
  • the use of the Si—SiC based composite material includes a heat exchanger, a heat dissipation substrate, a heat conductor, and the like.
  • the Si—SiC composite material is preferably used at 500 ° C. or higher, more preferably 600 ° C. or higher, and still more preferably 800 ° C. or higher. At this time, it is good also as a heat exchanger characterized by heat-exchanging the gas higher than 100 degreeC, and the water below 100 degreeC.
  • FIG. 1 is a flowchart showing an example of the impregnation step of the present invention.
  • the obtained powder was further press-molded into a predetermined shape (a pellet with a diameter of 30 mm) and subjected to CIP treatment.
  • the molded body was further degreased at 500 ° C. for 5 hours in a nitrogen atmosphere to obtain an impregnated body.
  • the raw material of the impregnated metal supply body was prepared, dry-mixed in a bag, and then press-formed into a predetermined shape (a pellet having a diameter of 30 mm) to obtain an impregnated metal supply body. What put an impregnation metal supply body on this to-be-impregnated body was mounted on the covering member arrange
  • a sealable alumina sheath was used, and as the laying member, a material having low wettability with Si or Al, here, an alumina plate was used.
  • the sheath was impregnated with an impregnated metal supplier in an Ar atmosphere at 1450 ° C. for 4 hours under normal pressure.
  • the impregnation process was performed as a process combining the impregnation treatment and the firing of the impregnated body, using the impregnated body that was an unfired molded body.
  • FIG. 2 shows the results of the impregnation treatment.
  • an impregnated metal supply body formed of metal Si is placed on an impregnated body formed of SiC, and the impregnated body is impregnated with metal Si from the impregnated metal supply body under a predetermined condition without using an additive metal.
  • the impregnation conditions when the reduced pressure Ar atmosphere and the impregnation temperature were 1550 ° C., the impregnation was possible. At this time, the amount of oxygen was less than 0.01% by mass.
  • the impregnation was possible when the reduced pressure Ar atmosphere and the impregnation temperature were 1450 ° C. At this time, the amount of oxygen was 0.01% by mass. Further, when the impregnation conditions were an atmospheric pressure Ar atmosphere and an impregnation temperature of 1450 ° C., the impregnation could not be performed. At this time, the amount of oxygen was 0.15 mass%. Further, as the impregnation condition, when the reduced Ar atmosphere was changed to the normal Ar atmosphere and the impregnation temperature was set to 1450 ° C., the impregnation could be performed. At this time, the oxygen content was 0.04 mass%. As shown in FIG.
  • Example 1 A molded body in which the object to be impregnated contains SiC and Al and the impregnated metal supply is Si was produced.
  • SiC and Al powder were prepared so that SiC might be 100 weight part and metal Al might be 5 weight part.
  • the impregnated metal supply was produced as follows. Si was weighed so as to have a weight ratio of 85/100 with respect to the weight of the impregnated material, and then formed into pellets having a diameter of 30 mm by a uniaxial press.
  • Example 7 The case where the object to be impregnated was SiC and the impregnated metal supply body contained Si and Al was considered as Experimental Example 1.
  • the impregnated metal molded body was produced as follows. After preparing Si and Al powder so that it might become a weight ratio of 85/100 with respect to the weight of a to-be-impregnated body, it mixed with the bag, Then, it shape
  • Si and Al powder were prepared so that metal Si might be 87 weight part and metal Al might be 13 weight part.
  • Example 10 A molded body in which the impregnated body contains SiC and Al and the impregnated metal supply body contains Si and Al was produced.
  • An alumina plate as a floor member having low wettability with Si and Al is placed on the alumina sheath, an impregnated body containing SiC is placed thereon, and an impregnated metal supply body containing metal Si is placed thereon.
  • the impregnation treatment was performed under the conditions of normal pressure Ar atmosphere, 1450 ° C., and 4 hours.
  • the porosity was measured by Archimedes method.
  • the thermal conductivity was measured by the laser flash method.
  • the thermal conductivity (W / mK) is a specific heat measured by a differential scanning calorimetry (DSC) method in an Ar atmosphere: Cp (J / kg / K; see JIS-R1672) and a laser flash method in an Ar atmosphere.
  • Calculation formula for thermal conductivity: ⁇ ⁇ ⁇ Calculation was performed according to the formula of Cp ⁇ ⁇ (see JIS-R1611).
  • the crystal phase was identified by a powder XRD method (D8 ADVANCE manufactured by BRUKER). The strength was measured by a four-point bending test described in JIS-R1601. The increase in oxidation was calculated from the weight before and after holding at 1000 ° C. for 1 hour. The amount of aluminum was measured with an ICP emission spectrophotometer (ICAP-55Spectrometer manufactured by Japan Charler Ash).
  • FIG. 3 is an explanatory diagram of the types of various metals to be added and the appearance after impregnation.
  • FIG. 4 is an explanatory view of the appearance of the sample before and after the impregnation treatment when an additive is added to the object to be impregnated. From this result, it was found that when Al is added to either the impregnated body or the impregnated metal supply body, it is possible to perform the impregnation treatment of SiC into SiC at normal pressure.
  • FIG. 5 shows the measurement results when Al is contained in either the impregnated body or the impregnated metal supply body.
  • FIG. 5 shows the measurement results of the crystal phase, porosity (image analysis and Archimedes method), thermal conductivity, Al content (mass%), O content (mass%), and the like.
  • the level 2 of FIG. As shown in FIG. 5, it was found that the addition of Al is effective for the Si impregnation treatment in SiC.
  • FIG. 6 shows the microstructure observation results when the impregnated body contains SiC and the impregnated metal supply body contains Si and Al (Experimental Example 7).
  • Microstructure observation was performed using an electron microscope (SEM).
  • SEM electron microscope
  • an Al-containing component for example, one of one or more phases of metal Al, Al 2 O 3 and mullite.
  • Existence also referred to as Al agglomerated part
  • the pores existed as a whole in the impregnated body, and the impregnation treatment was performed under normal pressure, but it was confirmed that there was almost no impregnation unevenness.
  • FIG. 7 shows the element distribution measurement result when the impregnated body contains SiC and the impregnated metal supply body contains Si and Al (Experimental Example 7).
  • Element distribution measurement was performed using an EDX (manufactured by EDAX) in an observation image by an electron microscope (SEM: XL30 manufactured by Philips Electron Optics).
  • SEM electron microscope
  • FIG. 8 shows the examination results of the high temperature strength and Al addition amount of the molded article for impregnation after impregnation.
  • the sample was an impregnated body when the impregnated body included SiC and the impregnated metal supply body included Si and Al (Experimental Example 7).
  • the weight ratio of Si and Al in the impregnated metal supply was 80:20.
  • the weight ratio of Si and Al in the impregnated metal supplier was 80:20, 85:15, 90:10, and 95: 5.
  • the effect of adding Al was examined in detail.
  • the material characteristics of the Si—SiC composite material produced by the impregnation treatment in the case where the object to be impregnated is SiC and the impregnated metal supply body includes Si and Al were examined in detail.
  • Si and Al powder After preparing Si and Al powder so that it might become a weight ratio of 85/100 with respect to the weight of a to-be-impregnated body, it mixed with the bag, Then, it shape
  • Si and Al powder were prepared so that metal Si might be 95 weight part and metal Al might be 5 weight part.
  • an alumina plate as a floor member having low wettability with Si and Al is placed on the alumina sheath, an impregnated body containing SiC is placed thereon, and impregnation containing metal Si and Al is placed thereon.
  • Example 1 Si—SiC composite material was determined as Example 1.
  • SiC, Si, and Al were 85 mass%, 14.9 mass%, and 0.1 mass%, respectively. Further, the Al / Si ratio by weight was 1/99.
  • Table 1 also shows Examples 2 to 6 and Comparative Examples 1 to 4 described later.
  • Example 2 SiC, Si, and Al were 85% by mass, 10.5% by mass, and 4.5% by mass, respectively, and an Al / Si ratio by weight of 30/70 was taken as Example 2. Further, SiC, Si, and Al were 57 mass%, 42.4 mass%, and 0.6 mass%, respectively, and an Al / Si ratio by weight of 1.4 / 98.6 was set as Example 3. . Further, SiC, Si, and Al were 57 mass%, 30.1 mass%, and 12.9 mass%, respectively, and an Al / Si ratio by weight of 30/70 was determined as Example 4.
  • Example 5 SiC, Si and Al were 65% by mass, 29.8% by mass and 5.2% by mass, respectively, and an Al / Si ratio by weight of 17.4 / 69.3 was determined as Example 5. . Further, Example 6 in which SiC, Si, and Al were 65.4 mass%, 32.4 mass%, and 2.2 mass%, respectively, and the Al / Si ratio by weight was 6.4 / 93.6. It was.
  • SiC, Si, and Al were 80% by mass, 20% by mass, and 0% by mass, respectively, and the Al / Si ratio by weight was 0/100. Further, SiC, Si, and Al were 40% by mass, 5% by mass, and 55% by mass, respectively, and the Al / Si ratio by weight was 91.7 / 8.3. Further, SiC, Si, and Al were 30% by mass, 40% by mass, and 30% by mass, respectively, and an Al / Si ratio by weight of 42.9 / 57.1 was set as Comparative Example 3. Further, SiC, Si, and Al were 20% by mass, 60% by mass, and 20% by mass, respectively, and the Al / Si ratio by weight was 25/75.
  • thermal conductivity W / mK
  • thermal expansion coefficient / ° C.
  • room temperature strength MPa
  • 800 ° C. strength MPa
  • thermal shock test etc. evaluated.
  • the sample after the impregnation treatment was cut, and on the cut surface, the case where the impregnation was visually observed was evaluated as “ ⁇ ”, and the case where the impregnation was not visually observed was evaluated as “x”.
  • the coefficient of thermal expansion was measured in the atmosphere at room temperature to 1000 ° C. with a differential thermal dilatometer (TMA8310 manufactured by Rigaku Corporation).
  • TMA8310 differential thermal dilatometer
  • SiC should be contained in an amount of 57% by mass to 85% by mass, Si 10.5% by mass to 42.6% by mass, and Al 0.1% by mass to 12.9% by mass. became. Moreover, it turned out that it is preferable that Al / Si ratio which is weight ratio is 1/99 or more and 30/70 or less.
  • the effect of the oxidation treatment after the impregnation treatment was examined.
  • the material characteristics of the Si—SiC composite material produced by the impregnation treatment in the case where the object to be impregnated is SiC and the impregnated metal supply body includes Si and Al were examined.
  • Example 7 The Si—SiC composite material of Example 5 was produced.
  • SiC, Si, and Al were 65 mass%, 29.8 mass%, and 5.6 mass%, respectively.
  • Al / Si ratio by weight was 17.4 / 69.3.
  • This Example 5 was subjected to oxidation treatment at 1000 ° C. in an air atmosphere, and predetermined evaluations (oxidation increase (%), room temperature strength (MPa), and 800 ° C. strength (MPa)) were performed. Further, another Example 5 was subjected to an oxidation treatment at 1200 ° C. in an air atmosphere, and a predetermined evaluation was performed. These were taken as Example 7, and the evaluation results are shown in Table 2. Similarly, Example 6 was used for oxidation treatment, and the resulting product was designated as Example 8.
  • the present invention can be used in technical fields such as heat conductive materials.

Abstract

　Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料は、ＳｉＣを５７質量％以上８５質量％以下、Ｓｉを１０．５質量％以上４２．６質量％以下、Ａｌを０．１質量％以上１２．９質量％以下含み、重量比であるＡｌ／Ｓｉ比が１／９９以上３０／７０以下の範囲である。また、Ａｌ2Ｏ3及びムライトのうち少なくともいずれか１つの相がＳｉＣ粒子間に存在する構造を有するものとしてもよい。このＳｉ－ＳｉＣ系複合材料は、ＳｉＣを含む被含浸体とＳｉを含む含浸金属供給体とを用い、該被含浸体及び該含浸金属供給体のうち少なくとも一方にＡｌを含み、常圧の不活性ガス雰囲気、１２００℃以上１６００℃以下の温度範囲で前記含浸金属供給体からのＳｉを含む溶融金属を前記被含浸体へ含浸処理する含浸工程を経て作製されている。

Description

Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料及びその製造方法、ハニカム構造体、熱伝導体ならびに熱交換器
　本発明は、Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料及びその製造方法、ハニカム構造体、熱伝導体ならびに熱交換器に関する。
　Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料は、高い熱伝導率、高温で高い強度、優れた耐酸化性、軽量な材料として知られている。このＳｉ－ＳｉＣ系複合材料の製造方法としては、大別して下記の３つの方法が開示されている。例えば、ＳｉＣ粉末を再結晶焼結させたＳｉＣ多孔質焼結体に溶融Ｓｉを含浸させる方法（特許文献１）、ＳｉＣと炭素分を焼結させた多孔質焼結体に溶融Ｓｉを含浸させる方法（特許文献２）、ＳｉＣと炭素分からなる成形体に溶融Ｓｉを反応含浸させてＳｉと炭素を反応させてＳｉＣとし、全体としてＳｉＣ材料に炭素分と反応しなかったＳｉを含浸させる方法（特許文献３）などが挙げられる。また、ＳｉＣ焼成体にＳｉとＡｌからなる溶融金属を含浸させた材料も開示されている（特許文献４，５）。ＳｉＣにＳｉのみを含浸した場合、溶融Ｓｉが凝固する際に体積膨張するため、焼結体表面からＳｉが噴出する場合があるが、Ａｌを添加することによりＡｌは凝固する際に体積収縮するため、溶融金属が噴出することが抑制される。
特許公報昭５４－１０８２５号公報 特開２０００－１０３６７７号公報 特開昭５６－１２９６８４号公報 特表２００３－５０５３２９号公報 特開２００５－１５４８３２号公報
　上記のように、焼成体に含浸、または２０００℃以上の高温または真空で成形体に含浸の様に工数やエネルギー消費量が多い方法をとる理由としては、含浸前後で形状の変化が無く後加工が不要である利点やＳｉＣ粉末表面のＳｉＯ2層を除去する狙いがある。ＳｉＣ粉末の表面にはＳｉＯ2層が形成されているが、溶融ＳｉはＳｉＯ2層と濡れ性が悪く、含浸を阻害するため、ＳｉＣ焼結体または成形体のＳｉＯ2層を除去する工程が必要となる。そのため、上記特許文献１および２に記載の方法では、成形体を焼結すると同時にＳｉＯ2層を除去している。また、上記特許文献３に記載の方法では高温または真空で含浸することにより、ＳｉＯ2層を除去している。上記特許文献１および２に記載の方法では、焼結体に含浸しているため工数が多く、コストが高くなる問題があった。また、上記特許文献３に記載の方法では成形体に含浸しているが、２０００℃以上の高温または真空で含浸しているため、工程が煩雑であり、高価な製造装置が必要で、エネルギー消費量が多く、コストが高くなる問題があった。また、特許文献４では、Ｓｉに対してＡｌを４０～６０％添加しているため、高温での強度が著しく低下すると考えられる。また、特許文献５では、Ａｌの添加量が少ないものの含浸体には気孔が残存し、その気孔を埋めるために、含浸体にアルキルシリケートを含浸させ乾燥させることで、ＳｉＯ2を含浸体中に残存させ、気孔を封止しなければならないことがある。このように、高い熱伝導率、高い高温強度、優れた耐酸化性を有するＳｉ－ＳｉＣ系複合材料をより簡便な方法で、低コストに製造する方法がなかった。
　本発明は、このような課題に鑑みなされたものであり、より高温強度を高めると共に、より簡便な方法で作製することができるＳｉ－ＳｉＣ系複合材料及びその製造方法を提供することを主目的とする。
　上述した主目的を達成するために鋭意研究したところ、本発明者らは、ＳｉＣ及びＳｉに所定の関係となるようにＡｌを添加すると、常圧でＳｉをＳｉＣに含浸させることが可能であり、より高温強度を高めると共に、より簡便な方法でＳｉ－ＳｉＣ系複合材料を作製することができることを見いだし、本発明を完成するに至った。
　ＳｉＣを含む被含浸体へＳｉ及びＡｌを含む溶融金属を常圧、１２００℃以上１６００℃以下の低温範囲で含浸することにより、高い熱伝導率、高い高温強度、優れた耐酸化性を有するＳｉ－ＳｉＣ系複合材料を、簡便且つ低コストに製造する方法を発明した。また、ＳｉＣ及びＡｌを含む被含浸体へ溶融Ｓｉを常圧、１２００℃以上１６００℃以下の低温範囲で含浸することにより、高い熱伝導率、高い高温強度、優れた耐酸化性を有するＳｉ－ＳｉＣ系複合材料を、簡便且つ低コストに製造する方法を発明した。また、ＳｉＣ及びＡｌを含む被含浸体へＳｉ及びＡｌを含む溶融金属を常圧、１２００℃以上１６００℃以下の低温範囲で含浸することにより、高い熱伝導率、高い高温強度、優れた耐酸化性を有するＳｉ－ＳｉＣ系複合材料を、簡便且つ低コストに製造する方法を発明した。
　即ち、本発明のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料は、ＳｉＣを５７質量％以上８５質量％以下、Ｓｉを１０．５質量％以上４２．６質量％以下、Ａｌを０．１質量％以上１２．９質量％以下含み、重量比であるＡｌ／Ｓｉ比が１／９９以上３０／７０以下であることを特徴とする。
　あるいは、本発明のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料は、ＳｉＣとＳｉとを含み、Ａｌ2Ｏ3及びムライトのうち少なくともいずれか１つの相が前記ＳｉＣ粒子間に存在する構造を有することを特徴とする。
　本発明のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料の製造方法は、ＳｉＣを含む被含浸体とＳｉを含む含浸金属供給体とを用い、該被含浸体及び該含浸金属供給体のうち少なくとも一方にＡｌを含み、常圧の不活性ガス雰囲気、１２００℃以上１６００℃以下の温度範囲で前記含浸金属供給体からのＳｉを含む溶融金属を前記被含浸体へ含浸処理する含浸工程を含むことを特徴とする。
　添加金属としてＡｌを用い、ＳｉＣを含む被含浸体へＳｉを含む溶融金属を常圧、１２００℃以上１６００℃以下の低温範囲で含浸することにより、高い熱伝導率、高い高温強度、優れた耐酸化性を有するＳｉ－ＳｉＣ系複合材料をより簡便な方法で作製することができ、低コストに製造することが可能となった。
　この理由としては、例えば以下のことが推察される。例えば、溶融ＳｉにＡｌを添加することにより、ＳｉＣ粒子表面のＳｉＯ2層との濡れ性が向上し、常圧かつ低温での含浸が可能となったと推察される。また、Ａｌ添加量を小さくすることにより、高温での強度低下を抑制できると推察される。また、ＡｌとＳｉＯ2を反応させ（３ＳｉＯ2＋６Ａｌ→３Ｓｉ＋２Ａｌ2Ｏ3）、ＳｉＣ粒子間にＡｌ2Ｏ3またはムライトとして存在させることにより、高温におけるＳｉＣ粒子間のすべりを抑制し、強度低下を抑制可能と推察される。また、大気雰囲気で熱処理して、表面に酸化皮膜を生成することにより、ＡｌはＡｌ2Ｏ3となり、更に強度低下を抑制可能であると推察される。
　本発明のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料において、また、酸素（ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ムライトのいずれかとして存在）を０．０１～２質量％含有するものとしてもよい。また、Ｆｅを０．０１～１質量％含むものとしてもよい。また、本発明のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料において、ＳｉＣ粒子間にＡｌ2Ｏ3及びムライトのいずれかが存在しているものとしてもよい。Ａｌ2Ｏ3及びムライトのいずれかの存在する部分（Ａｌ凝集部とも称する）は、例えば、ＳｉＣの表面近傍に存在するものとしてもよい。
本発明の含浸工程の一例を示すフローチャート。 含浸処理の検討結果。 添加する各種の金属の種類と含浸後の外観の説明図。 被含浸体に添加材を入れた場合の含浸処理前後の試料の外観の説明図。 Ａｌを含有させた場合の測定結果。 Ｓｉ及びＡｌを含む含浸金属供給体の含浸処理での微構造観察結果。 Ｓｉ及びＡｌを含む含浸金属供給体での元素分布測定結果。 含浸後の被含浸用成形体の高温強度及びＡｌ添加量の検討結果
　本発明のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料は、ＳｉＣを５７質量％以上８５質量％以下、Ｓｉを１０．５質量％以上４２．６質量％以下、Ａｌを０．１質量％以上１２．９質量％以下含むものである。ＳｉＣが５７質量％以上８５質量％以下の範囲では、熱伝導率をより高めると共に、熱膨張率をより低減することができる。また、Ｓｉが１０．５質量％以上４２．６質量％以下の範囲では、より強度を高めると共に、熱伝導率の低下をより抑制することができる。また、Ａｌが０．１質量％以上１２．９質量％以下の範囲では、ＳｉＣに対するＳｉの濡れ性がより向上し、十分にＳｉがＳｉＣへ含浸され、且つ高温での強度低下をより抑制することができる。Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料において、熱伝導率はＳｉＣ量により影響を受け、機械的強度はＳｉ量により影響を受け、含浸処理の容易さはＡｌ量により影響を受けるものと推察される。このため、所望の特性を得るよう、上記範囲内において、ＳｉＣ量、Ｓｉ量及びＡｌ量を適宜選択することができる。
　このＳｉ－ＳｉＣ系複合材料は、重量比であるＡｌ／Ｓｉ比が１／９９以上３０／７０以下である。Ａｌ／Ｓｉ比が１／９９以上では、ＳｉＣに対するＳｉの濡れ性がより向上するため、十分にＳｉがＳｉＣへ含浸される。また、Ａｌ／Ｓｉ比が３０／７０以下では、高温での強度低下をより抑制することができる。このＡｌ／Ｓｉ比は、５／９５以上２０／８０以下であることがより好ましく、１０／９０以上１５／８５以下であることが更に好ましい。
　このＳｉ－ＳｉＣ系複合材料は、酸素を０．０１質量％以上２．０質量％以下の範囲で含有するものとしてもよい。この酸素は、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ムライトのいずれかとして存在するものとしてもよい。酸素がＳｉＣに存在すると、Ｓｉの濡れ性が低下し、含浸処理を行いにくくなるが、ここでは、Ａｌを添加することにより、ＳｉＣからの酸素除去処理などを必要とすることなく、含浸処理を行うことができる。また、Ｆｅを０．０１質量％以上１．０質量％以下の範囲で含むものとしてもよい。こうしても、より高温強度を高めると共に、より簡便な方法でＳｉ－ＳｉＣ系複合材料を作製することができる。
　また、本発明のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料において、Ａｌ2Ｏ3及びムライトのうち少なくともいずれか１つの相が存在するものとしてもよい。このとき、ＳｉＣ粒子間にＡｌ2Ｏ3及びムライトのいずれかが存在しているものとしてもよい。Ａｌ2Ｏ3及びムライトのいずれかの存在する部分（Ａｌ凝集部とも称する）は、例えば、ＳｉＣの表面近傍としてもよい。また、Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料において、ＳｉとＡｌの存在場所は、異なるものとしてもよい。また、ＡｌはＳｉＣ粒子の周りに存在するものとしてもよい。また、Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料に含まれる酸素は、Ａｌ近傍に存在するものとしてもよい。例えば、Ｓｉを含浸する際にＡｌを添加すると、ＡｌがＳｉＣに含まれるＳｉＯ2などの酸化物を還元し、Ａｌ酸化物になることにより、ＳｉＣに対するＳｉの濡れ性を向上することができるものと推察される。
　Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料の微構造としては、開気孔率が０体積％以上５体積％以下であることが好ましい。例えば、Ｓｉの含浸処理によると、ＳｉＣの気孔にＳｉが含浸されるため、開気孔率をより低減することができる。Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料では、気孔は、全体的に分散して存在しているものとしてもよい。また、ＳｉＣの平均粒径が２μｍ以上１００μｍ以下であることが好ましい。なお、原料粉体における平均粒径は、レーザ回折／散乱式粒度分布測定装置を用いて測定したものをいい、成形体における平均粒径は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による観察結果を用いて測定した値をいう。
　Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料は、熱伝導率１５０Ｗ／ｍＫ以上であることが好ましく、１７０Ｗ／ｍＫ以上であることがより好ましく、１８０Ｗ／ｍＫ以上であることが更に好ましい。Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料の製造工程を簡便なものにしようとすると、添加材を添加し、焼成温度を低減するなど行うが、これにより熱伝導率が低下することがある。このような場合でも、熱伝導率１５０Ｗ／ｍＫ以上であると、ハニカム構造体、放熱基板、熱伝導体及び熱交換器などとしての特性として好ましい。
　Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料は、室温（例えば２０℃）での強度が１５０ＭＰａ以上であることが好ましく、１８０ＭＰａ以上であることがより好ましく、２００ＭＰａ以上であることが更に好ましい。また、室温での強度は、２５０ＭＰａ以下であるものとしてもよい。更に、８００℃での強度が５０ＭＰａ以上であることが好ましく、７０ＭＰａ以上であることがより好ましく、９０ＭＰａ以上であることが更に好ましい。Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料の製造工程を簡便なものにしようとし、添加材を添加することがあるが、これにより機械的強度が低下することがある。このような場合でも、８００℃での強度が５０ＭＰａ以上であると、ハニカム構造体、放熱基板、熱伝導体及び熱交換器などとしての特性として好ましい。また、８００℃での強度は、２５０ＭＰａ以下としてもよい。なお、「強度」は、曲げ強度をいうものとしてもよい。
　Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料は、含浸後の成形体の表面を酸化皮膜で覆うものとしてもよい。この酸化被膜は、Ｓｉ金属を含浸したあとに、５００℃以上１４００℃以下の温度範囲で、大気雰囲気で酸化処理することにより形成するものとしてもよい。このＳｉ－ＳｉＣ系複合材料は、含浸工程のあとに行われる、５００℃以上１４００℃以下での酸化工程後に、酸化増量が０．４質量％以上１．０質量％以下の範囲であることが好ましい。また、金属アルミニウムの凝集粒の大きさが１００μｍ以下であることが好ましい。
　本発明のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料は、ＳｉＣを含む被含浸体（ＳｉＣ成形体とも称する）とＳｉを含む含浸金属供給体とを用い、被含浸体及び含浸金属供給体のうち少なくとも一方にＡｌを含み、常圧の不活性ガス雰囲気、１２００℃以上１６００℃以下の温度範囲で、含浸金属供給体からのＳｉを含む溶融金属を被含浸体へ含浸処理する含浸工程によって作製されているものとしてもよい。
　本発明のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料の製造方法は、被含浸体とＳｉを含む含浸金属供給体とを用い、この被含浸体及びこの含浸金属供給体のうち少なくとも一方にＡｌを含み、常圧の不活性ガス雰囲気、１２００℃以上１６００℃以下の温度範囲で、含浸金属供給体からのＳｉを含む溶融金属を被含浸体へ含浸処理する含浸工程、を含むものである。この含浸工程は、被含浸体にＳｉ及びＡｌを含む含浸金属供給体からの溶融金属を含浸処理してもよい。あるいは、ＳｉＣ及びＡｌを含む被含浸体に含浸金属供給体からの溶融Ｓｉを含浸処理してもよい。また、ＳｉＣ及びＡｌを含む被含浸体にＳｉ及びＡｌを含む含浸金属供給体からの溶融金属を含浸処理してもよい。これにより、高い熱伝導率、高い高温強度、優れた耐酸化性を有するＳｉ－ＳｉＣ系複合材料を、簡便且つ低コストに製造することができる。
　この含浸工程は、被含浸体にＳｉ及びＡｌからなる溶融金属を常圧で、１２００℃以上１６００℃以下の低温の温度範囲で含浸を行うことが好ましい。また、被含浸体にＡｌを添加してもよいし、Ａｌを添加した被含浸体にＳｉ及びＡｌを含む含浸金属供給体からの溶融金属を含浸させてもよい。また、このＳｉＣを含む被含浸体は、未焼結体であることが好ましい。この含浸工程では、常圧で行うことが可能であり、且つ、処理温度範囲は、１２００℃以上１６００℃以下であり、１３００℃以上１５００℃以下で行うことがより好ましい。また、不活性ガス雰囲気としては、例えば、ＨｅやＡｒなど希ガス雰囲気としてもよいし、窒素ガス雰囲気中としてもよい。このうち、Ａｒガス雰囲気がより好ましい。
　含浸工程では、含浸後のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料が、ＳｉＣを５７質量％以上８５質量％以下、Ｓｉを１０．５質量％以上４２．６質量％以下、Ａｌを０．１質量％以上１２．９質量％以下含み、重量比であるＡｌ／Ｓｉ比が１／９９以上３０／７０以下となるよう、被含浸体と含浸金属供給体とを調製するものとしてもよい。こうすれば、高い熱伝導率、高い高温強度、優れた耐酸化性を有するＳｉ－ＳｉＣ系複合材料を、簡便且つ低コストに製造することができる。原料としては、Ｓｉ酸化物を除去する工程を経たＳｉＣを用いるものとしてもよいが、Ｓｉ酸化物を除去しないＳｉＣを用いることができる。これは、添加したＡｌによるＳｉ酸化物の還元効果によるものと推測される。
　含浸工程では、被含浸体と含浸金属供給体とを閉塞空間である鞘内部に載置して含浸処理するのが好ましい。こうすれば、含浸処理の加熱時にＡｌが揮発した場合などにおいても、鞘内部のＡｌ濃度の低下を抑制可能であり、含浸ムラの発生をより抑制することができる。特に、本発明の含浸工程では、Ａｌの添加量が少ないことが好ましいことから、閉塞空間である鞘に被含浸体と含浸金属供給体とを載置して含浸処理する意義が高い。この鞘としては、密閉できるものほど好ましく、例えば、アルミナ、窒化結合のＳｉＣ、ＳｉＣコートしたカーボンなどの材質とするのが好ましい。
　含浸工程では、被含浸体よりも溶融金属との濡れ性が悪い敷部材の上にこの被含浸体を載置して含浸処理することがより好ましい。含浸処理では、被含浸体の上に含浸金属供給体を載置して加熱処理を行い、含浸金属供給体を溶融して被含浸体に含浸させるが、溶融金属が被含浸体との濡れ性よりも敷部材との濡れ性がよいと溶融金属が敷部材に吸収され、すべて流れ落ちてしまうことがある。このため、濡れ性が悪い敷部材を用いることで、溶融金属は敷部材にはじかれるため、溶融金属が流れ落ちず被含浸体内に留まり、ムラなく含浸することができる。また、敷部材に被含浸体が固着してしまうことを防止することができる。敷部材は、板状体であってもよいし、敷粉としてもよい。この敷部材は、主としてＳｉやＡｌに対して濡れ性の悪いものであればよく、例えば、ＢＮコートしたカーボンや、酸化Ａｌ、酸化Ｚｒなどが挙げられる。
　この含浸工程は、焼成後の被含浸体を用いるものとしてもよいが、未焼成の被含浸体を用い、この被含浸体の焼成工程を兼ねた処理として行うことが好ましい。こうすれば、被含浸体を焼結したのちに、更に加熱して含浸処理を行うのに比してエネルギー効率がよい。
　本発明のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料は、Ｓｉを含む溶融金属で被含浸体を含浸したあとに、５００℃以上１４００℃以下の温度範囲で、大気雰囲気で酸化処理する酸化処理工程を含むことが好ましい。こうすれば、室温強度や、高温での強度をより高めることができ、好ましい。酸化処理温度は、実用する温度以上であることが好ましく、例えば、８００℃以上がより好ましく、１０００℃以上が更に好ましく、１２００℃以上が最も好ましい。このとき、酸化処理工程では、酸化増量が０．４質量％以上１．０質量％以下の範囲で行うことが好ましい。こうすれば、より強度を高めることができる。
　本発明において、ＳｉＣ成形体に含まれるＳｉＯ2量と、ＳｉとＡｌの混合物に含まれるＡｌ量との重量比である、Ａｌ／ＳｉＯ2が０．９以上１０００以下の範囲であることが好ましい。また、ＳｉＣ成形体に含まれるＳｉＯ2量と、ＳｉＣとＡｌ成形体に含まれるＡｌ量との重量比である、Ａｌ／ＳｉＯ2が０．９以上１０００以下の範囲であることが好ましい。また、ＳｉＣ成形体又はＳｉＣとＡｌの成形体に含まれるＳｉＯ2量と、ＳｉとＡｌの混合物及びＳｉＣとＡｌの成形体の両方に含まれるＡｌ量と、の重量比であるＡｌ／ＳｉＯ2比が０．９以上１０００以下の範囲であることが好ましい。
　本発明において、Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料は、ハニカム構造としてもよい。即ち、上述したいずれかのＳｉ－ＳｉＣ系複合材料を含んで構成されているハニカム構造体としてもよい。こうすれば、高い熱伝導率、高い高温強度、優れた耐酸化性を有するハニカム構造体を提供することができる。ハニカム構造体としては、例えば、内燃機関の排ガス浄化に用いる、浄化触媒用のハニカム構造体や、内燃機関から排出される粒子状物質（ＰＭ）を捕集除去するハニカムフィルタなどとしてもよい。
　あるいは、Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料の用途としては、熱交換体、放熱基板及び熱伝導体などが挙げられる。また、Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料は、５００℃以上、より好ましくは６００℃以上、更に好ましくは８００℃以上で用いることが好ましい。このとき、１００℃より高温のガスと１００℃以下の水とを熱交換することを特徴とした熱交換器としてもよい。
　以下には、Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料及びその製造方法を説明する。まず、含浸材としての溶融金属を供給する側の成形体である含浸金属供給体と、含浸される側の成形体である被含浸体との関係について実験例として検討した。図１は、本発明の含浸工程の一例を示すフローチャートである。図１に示すように、被含浸体の原料を調合し、この原料をアルコールを溶媒として自転公転混合機により自転／公転＝６００／１８００ｒｐｍ、５分間湿式混合し、１００℃、１５ｈ乾燥後、粉砕して分級した。得られた粉体を更に所定の形状（直径３０ｍｍのペレット）にプレス成形し、ＣＩＰ処理を行った。この成形体を更に５００℃で５ｈ、窒素雰囲気中で脱脂し、被含浸体を得た。また、含浸金属供給体の原料を調合し、袋中で乾式混合したのち、所定の形状（直径３０ｍｍのペレット）にプレス成形し、含浸金属供給体を得た。この被含浸体上に含浸金属供給体を載せたものを、鞘内に配置した敷部材上に載置した。鞘としては、密閉可能なアルミナ鞘を用い、敷部材は、ＳｉやＡｌとの濡れ性の低いもの、ここではアルミナ板を用いた。この鞘を常圧下、１４５０℃で４ｈ、Ａｒ雰囲気とし、含浸金属供給体により被含浸体を含浸処理した。ここでは、未焼成の成形体である被含浸体を用い、含浸処理と被含浸体の焼成とを兼ねた工程として含浸工程を実行した。
　まず、はじめに、被含浸体であるＳｉＣ成形体へのＳｉの含浸性について検討した。図２は、含浸処理の検討結果である。ここでは、ＳｉＣにより形成された被含浸体の上に、金属Ｓｉにより形成された含浸金属供給体をのせ、添加金属を用いない所定の条件で被含浸体へ含浸金属供給体から金属Ｓｉを含浸させた。含浸条件として、減圧Ａｒ雰囲気、含浸温度を１５５０℃とした際には、含浸することができた。このとき、酸素量は、０．０１質量％未満であった。また、含浸条件として、減圧Ａｒ雰囲気、含浸温度を１４５０℃とした際には含浸することができた。このとき、酸素量は、０．０１質量％であった。また、含浸条件として、常圧Ａｒ雰囲気、含浸温度１４５０℃とした際には、含浸することができなかった。このとき、酸素量は、０．１５質量％であった。また、含浸条件として、減圧Ａｒ雰囲気から常圧Ａｒ雰囲気へ移行し、含浸温度を１４５０℃とした際には、含浸することができた。このとき、酸素量は、０．０４質量％であった。図２に示すように、ＳｉＣ成形体へのＳｉの含浸は、ＳｉＣ成形体に含まれている酸素量を減らすなどの処理を行うか、減圧雰囲気とすれば可能であることがわかった。一方、ＳｉＣ成形体に酸素が含まれている場合などでは特に、常圧では含浸できないことがわかった。このように、含浸することは可能であるが、減圧状態という、煩雑な処理を要することがわかった。また、常圧で含浸処理を行うには、何らかの添加材が必要であると推察された。
　次に、添加材の種類と、被含浸体及び含浸金属供給体のいずれに添加材を入れるかを実験例として検討した。ここでは、添加金属（Ｍｅ）を被含浸体に含有させた場合（案１：Ｓｉ／ＳｉＣ＋Ｍｅ）、添加金属を含浸金属供給体に含有させた場合（案２：Ｓｉ＋Ｍｅ／ＳｉＣ）、添加金属を被含浸体及び含浸金属供給体に含有させた場合（案３：Ｓｉ＋Ｍｅ／ＳｉＣ＋Ｍｅ）について検討した。
（実験例１）
　被含浸体がＳｉＣ及びＡｌを含み、含浸金属供給がＳｉの場合の成形体を作製し、これを実験例１とした。被含浸用成形体の作製は、以下のように行った。ＳｉＣ粉末とＡｌ粉末とバインダーを調合後、自転公転混合機を用いて自転／公転＝６００／１８００ｒｐｍにて約４分間混合した。１００℃にて１５時間乾燥した後、粉砕し、３０μｍの篩を通して、原料粉末を作製した。この原料粉末を１軸プレスで成形後、３ｔｏｎ、３０ｓでＣＩＰ処理を行い、直径３０ｍｍのペレットを作製し、窒素雰囲気にて５００℃、５時間脱脂を行い、被含浸用成形体とした。ここでは、ＳｉＣが１００重量部、金属Ａｌが５重量部となるようにＳｉＣ及びＡｌ粉末を調合した。含浸金属供給体は、以下のように作製した。被含浸体の重量に対して８５／１００の重量比となるようＳｉを秤量後、１軸プレスにより直径３０ｍｍのペレットに成形して作製した。
（実験例２～６）
　添加材をＭｇ，Ｔｉ，カーボンブラック，フェノール樹脂、砂糖として被含浸体を作製した以外は、実験例１の作製条件に準じて作製したものをそれぞれ実験例２～６とした。
（実験例７）
　被含浸体がＳｉＣであり、含浸金属供給体がＳｉ及びＡｌを含む場合について検討し、これを実験例１とした。被含浸体の作製は、以下のように行った。ＳｉＣ粉末とバインダーを調合後、自転公転混合機を用いて自転／公転＝６００／１８００ｒｐｍにて約４分間混合した。１００℃にて１５時間乾燥したあと、粉砕し、３０μｍの篩を通して、原料粉末を作製した。この原料粉末を１軸プレスで成形後、３ｔｏｎ、３０ｓでＣＩＰ処理を行い、直径３０ｍｍのペレットを作製し、窒素雰囲気にて５００℃、５時間脱脂を行い、被含浸体とした。含浸金属成形体の作製は、以下のように行った。被含浸体の重量に対して８５／１００の重量比となるようＳｉとＡｌ粉末を調合後、袋混合したあと、１軸プレスにより直径３０ｍｍのペレットに成形して作製した。ここでは、金属Ｓｉが８７重量部、金属Ａｌが１３重量部となるようにＳｉ及びＡｌ粉末を調合した。
（実験例８，９）
　添加材をＭｇ，Ｔｉとして含浸金属供給体を作製した以外は、実験例７の作製条件に準じて作製したものをそれぞれ実験例８，９とした。
（実験例１０）
　被含浸体がＳｉＣ及びＡｌを含み、含浸金属供給体がＳｉ及びＡｌを含む場合の成形体を作製し、これを実験例１０とした。被含浸体の作製は、以下のように行った。ＳｉＣ粉末とＡｌ粉末とバインダーを調合後、自転公転混合機を用いて自転／公転＝６００／１８００ｒｐｍにて約４分間混合した。１００℃にて１５時間乾燥した後、粉砕し、３０μｍの篩を通して、原料粉末を作製した。この原料粉末を１軸プレスで成形後、３ｔｏｎ、３０ｓでＣＩＰ処理を行い、直径３０ｍｍのペレットを作製し、窒素雰囲気にて５００℃、５時間脱脂を行い、被含浸体とした。ここでは、ＳｉＣが１００重量部、金属Ａｌが５重量部となるようにＳｉＣ及びＡｌ粉末を調合した。含浸金属供給体は以下のように作製した。被含浸体の重量に対して８５／１００の重量比となるようＳｉとＡｌ粉末を調合後、袋混合した後、１軸プレスにより直径３０ｍｍのペレットに成形して作製した。ここでは、金属Ｓｉが８７重量部、金属Ａｌが１３重量部となるようにＳｉ及びＡｌ粉末を調合した。
（含浸処理）
　アルミナ鞘に、Ｓｉ及びＡｌとの濡れ性の低い敷部材としてのアルミナ板を配置し、その上にＳｉＣを含む被含浸体を載置し、その上に金属Ｓｉを含む含浸金属供給体を載せ、常圧Ａｒ雰囲気、１４５０℃、４ｈの条件で含浸処理を行った。
（評価）
　気孔率をアルキメデス法により測定した。熱伝導率をレーザーフラッシュ法により測定した。熱伝導率（Ｗ／ｍＫ）は、Ａｒ雰囲気中で示差走査熱量測定（ＤＳＣ）法にて測定した比熱：Ｃｐ（Ｊ／ｋｇ／Ｋ；ＪＩＳ－Ｒ１６７２参照）と、Ａｒ雰囲気中でレーザーフラッシュ法にて測定した熱拡散率：α（ｍ2／ｓ）と、アルキメデス法で測定した密度：ρ（ｋｇ／ｍ3；ＪＩＳ－Ｒ１６３４参照）とから、熱伝導率の算出式：κ＝α×Ｃｐ×ρの式に従い算出した（ＪＩＳ－Ｒ１６１１参照）。結晶相の同定は、粉末ＸＲＤ法（ＢＲＵＫＥＲ社製Ｄ８　ＡＤＶＡＮＣＥ）によって行った。強度は、ＪＩＳ－Ｒ１６０１記載の４点曲げ試験によって測定した。酸化増量は、１０００℃で１時間保持しその前後の重量から算出した。アルミニウム量は、ＩＣＰ発光分光測定器（日本シャーレルアッシュ社製ICAP-55Spectrometer）により測定した。
　図３は、添加する各種の金属の種類と含浸後の外観の説明図である。図４は、被含浸体に添加材を入れた場合の含浸処理前後の試料の外観の説明図である。この結果より、Ａｌを被含浸体及び含浸金属供給体のいずれかに添加すると、常圧でのＳｉＣへのＳｉの含浸処理を行うことができることがわかった。
　図５は、Ａｌを被含浸体及び含浸金属供給体のいずれかに含有させた場合の測定結果である。この図５では、結晶相、気孔率（画像解析及びアルキメデス法）、熱伝導率、Ａｌ含有量（質量％）、Ｏ含有量（質量％）などの測定結果を示した。また、上述した図２の水準２を実験例１３として示した。図５に示すように、Ａｌの添加がＳｉＣへのＳｉの含浸処理に有効であることがわかった。
　図６は、被含浸体がＳｉＣ、含浸金属供給体がＳｉ及びＡｌを含むの場合（実験例７）の微構造観察結果である。微構造観察は、電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて行った。この結果、ＳｉＣの粒子間には、含浸した金属Ｓｉが存在し、且つ、ＳｉＣの表面近傍にはＡｌを含む成分、例えば金属Ａｌ，Ａｌ2Ｏ3及びムライトのうちいずれか１以上の相の存在（Ａｌ凝集部とも称する）が確認された。なお、気孔は被含浸体の全体的に存在することが確認され、常圧下の含浸処理であったが、含浸ムラがほとんどないことが確認された。
　図７は、被含浸体がＳｉＣ、含浸金属供給体がＳｉ及びＡｌを含む場合（実験例７）の元素分布測定結果である。元素分布測定は、電子顕微鏡（ＳＥＭ：フィリップスエレクトロンオプティクス社製ＸＬ３０）による観察画像において、ＥＤＸ（ＥＤＡＸ社製）を用いて行った。その結果、ＳｉとＡｌとの存在場所が異なることがわかった。また、ＡｌがＳｉＣ粒子の周りに存在することがわかった。このため、ＡｌによるＳｉの濡れ性の向上があるものと推察された。また、Ｏは、若干、Ａｌと同じ場所に多いことが観察された。このため、Ａｌが、ＳｉＣの表面に存在するＳｉＯ2を還元していることも予想された。
　図８は、含浸後の被含浸用成形体の高温強度及びＡｌ添加量の検討結果である。サンプルは、被含浸体がＳｉＣ、含浸金属供給体がＳｉ及びＡｌを含む場合（実験例７）の被含浸体とした。また、高温強度測定では、含浸金属供給体のＳｉとＡｌとの重量比は、８０：２０とした。Ａｌ添加量の検討では、含浸金属供給体のＳｉとＡｌとの重量比は、８０：２０、８５：１５、９０：１０、９５：５とした。Ａｌ添加量の検討結果では、含浸金属成形体のＳｉとＡｌとの重量比が９５：５では、多少の含浸ムラが生じてはいたが、含浸処理を行うことができた。また、高温強度測定では、温度（℃）の上昇に伴い曲げ強度（ＭＰａ）が減少する傾向であることがわかった。Ａｌの添加量を低減させると、この温度上昇に伴う曲げ強度の減少をより抑制することができると推察された。即ち、高温強度を高めることができることがわかった。
　次に、Ａｌ添加効果について詳細に検討した。ここでは、被含浸体がＳｉＣであり、含浸金属供給体にＳｉ及びＡｌを含む場合の含浸処理により作製されたＳｉ－ＳｉＣ系複合材料の材料特性について詳細に検討した。
（実施例１）
　ＳｉＣ粉末とバインダーを調合後、自転公転混合機を用いて自転／公転＝６００／１８００ｒｐｍにて約４分間混合した。１００℃にて１５時間乾燥したあと、粉砕し、３０μｍの篩を通して、原料粉末を作製した。この原料粉末を１軸プレスで成形後、３ｔｏｎ、３０ｓでＣＩＰ処理を行い、直径３０ｍｍのペレットを作製し、窒素雰囲気にて５００℃、５時間脱脂を行い、被含浸体とした。含浸金属成形体の作製は、以下のように行った。被含浸体の重量に対して８５／１００の重量比となるようＳｉとＡｌ粉末を調合後、袋混合したあと、１軸プレスにより直径３０ｍｍのペレットに成形して作製した。ここでは、金属Ｓｉが９５重量部、金属Ａｌが５重量部となるようにＳｉ及びＡｌ粉末を調合した。次に、アルミナ鞘に、Ｓｉ及びＡｌとの濡れ性の低い敷部材としてのアルミナ板を配置し、その上にＳｉＣを含む被含浸体を載置し、その上に金属Ｓｉ及びＡｌを含む含浸金属供給体を載せ、常圧Ａｒ雰囲気、１４５０℃、４ｈ保持の条件で含浸処理を行った。得られたＳｉ－ＳｉＣ系複合材料を実施例１とした。実施例１では、ＳｉＣ，Ｓｉ，Ａｌがそれぞれ８５質量％、１４．９質量％、０．１質量％であった。また、重量によるＡｌ／Ｓｉ比は、１／９９であった。実施例１の測定結果等を表１に示す。なお、後述する実施例２～６，比較例１～４についても表１に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
（実施例２～６）
　ＳｉＣ，Ｓｉ，Ａｌがそれぞれ８５質量％、１０．５質量％、４．５質量％であり、重量によるＡｌ／Ｓｉ比が３０／７０としたものを実施例２とした。また、ＳｉＣ，Ｓｉ，Ａｌがそれぞれ５７質量％、４２．４質量％、０．６質量％であり、重量によるＡｌ／Ｓｉ比が１．４／９８．６としたものを実施例３とした。また、ＳｉＣ，Ｓｉ，Ａｌがそれぞれ５７質量％、３０．１質量％、１２．９質量％であり、重量によるＡｌ／Ｓｉ比が３０／７０としたものを実施例４とした。また、ＳｉＣ，Ｓｉ，Ａｌがそれぞれ６５質量％、２９．８質量％、５．２質量％であり、重量によるＡｌ／Ｓｉ比が１７．４／６９．３としたものを実施例５とした。また、ＳｉＣ，Ｓｉ，Ａｌがそれぞれ６５．４質量％、３２．４質量％、２．２質量％であり、重量によるＡｌ／Ｓｉ比が６．４／９３．６としたものを実施例６とした。
（比較例１～４）
　ＳｉＣ，Ｓｉ，Ａｌがそれぞれ８０質量％、２０質量％、０質量％であり、重量によるＡｌ／Ｓｉ比が０／１００としたものを比較例１とした。また、ＳｉＣ，Ｓｉ，Ａｌがそれぞれ４０質量％、５質量％、５５質量％であり、重量によるＡｌ／Ｓｉ比が９１．７／８．３としたものを比較例２とした。また、ＳｉＣ，Ｓｉ，Ａｌがそれぞれ３０質量％、４０質量％、３０質量％であり、重量によるＡｌ／Ｓｉ比が４２．９／５７．１としたものを比較例３とした。また、ＳｉＣ，Ｓｉ，Ａｌがそれぞれ２０質量％、６０質量％、２０質量％であり、重量によるＡｌ／Ｓｉ比が２５／７５としたものを比較例４とした。
（評価）
　作製した実施例１に対して、含浸の可否の確認、熱伝導率（Ｗ／ｍＫ）、熱膨張率（／℃）、室温強度（ＭＰａ）、８００℃強度（ＭＰａ）、耐熱衝撃試験などにより評価した。含浸可否の確認については、含浸処理後の試料を切断し、切断面において、含浸が目視されたものを「○」、含浸が目視されなかったものを「×」として評価した。熱膨張率は、示差熱膨張計（理学電機工業社製ＴＭＡ8310）で室温から１０００℃、大気中で測定した。また、耐熱衝撃試験は、得られたＳｉ－ＳｉＣ系複合材料を２５０℃、３０分間熱処理したのち、２０℃の水へ投下し、クラックが目視できなかったものを「○」、クラックが目視されたものを「×」として評価した。
　表１に示すように、比較例１では、Ｓｉの含浸を行うことができなかった。また、比較例２，３では、Ａｌ量やＡｌ／Ｓｉ比が大きく、熱膨張率が比較的大きく、８００℃の強度は試料が熔解することにより測定不能であり、耐熱衝撃性も低かった。比較例４では、Ｓｉ量が大きく、８００℃の強度は極めて低く、耐熱衝撃性も低かった。これに対して、実施例１～７では、含浸処理可能であり、熱伝導率が比較的高く、室温強度や高温強度（８００℃）、耐熱衝撃性などが高いことが明らかとなった。また、ＳｉＣを５７質量％以上８５質量％以下、Ｓｉを１０．５質量％以上４２．６質量％以下、Ａｌを０．１質量％以上１２．９質量％以下含むのがよいことが明らかとなった。また、重量比であるＡｌ／Ｓｉ比が１／９９以上３０／７０以下であることが好ましいことがわかった。
　次に、含浸処理後の酸化処理の効果について検討した。ここでは、被含浸体がＳｉＣであり、含浸金属供給体にＳｉ及びＡｌを含む場合の含浸処理により作製されたＳｉ－ＳｉＣ系複合材料の材料特性について検討した。
（実施例７，８）
　実施例５のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料を作製した。実施例５では、ＳｉＣ，Ｓｉ，Ａｌがそれぞれ６５質量％、２９．８質量％、５．６質量％であった。また、重量によるＡｌ／Ｓｉ比は、１７．４／６９．３であった。この実施例５に対し、１０００℃、大気雰囲気で酸化処理を行い、所定の評価（酸化増量（％）、室温強度（ＭＰａ）、８００℃強度（ＭＰａ））を行った。また、別の実施例５に対し、１２００℃、大気雰囲気で酸化処理を行い、所定の評価を行った。これらを実施例７とし、その評価結果を表２に示す。また、同様に実施例６を用いて酸化処理を行い、得られたものを実施例８とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
（結果と考察）
　表２に示すとおり、酸化処理を行った試料では、酸化増量が０．４％～１．０％の範囲であった。また、酸化処理をより高い温度で行う方が、より高い強度を示すことが明らかとなった。
　本出願は、２０１０年５月２１日に出願された米国仮出願６１／３４６，９３８号を優先権主張の基礎としており、引用によりその内容の全てが本明細書に含まれる。
　本発明は、熱伝導材料などの技術分野に利用可能である。

Claims (19)

  1. 　ＳｉＣを５７質量％以上８５質量％以下、Ｓｉを１０．５質量％以上４２．６質量％以下、Ａｌを０．１質量％以上１２．９質量％以下含み、重量比であるＡｌ／Ｓｉ比が１／９９以上３０／７０以下であることを特徴とするＳｉ－ＳｉＣ系複合材料。
  2. 　前記Ａｌ／Ｓｉ比が５／９５以上２０／８０以下であることを特徴とする、請求項１に記載のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料。
  3. 　酸素を０．０１質量％以上２．０質量％以下含有することを特徴とする、請求項１又は２に記載のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料。
  4. 　前記Ａｌ2Ｏ3及びムライトのうち少なくともいずれか１つの相がＳｉＣ粒子間に存在することを特徴とする、請求項１～３のいずれか１項に記載のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料。
  5. 　８００℃での強度が５０ＭＰａ以上２５０ＭＰａ以下の範囲であることを特徴とする、請求項１～４のいずれか１項に記載のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料。
  6. 　ＳｉＣとＳｉとを含み、
    　Ａｌ2Ｏ3及びムライトのうち少なくともいずれか１つの相が前記ＳｉＣ粒子間に存在する構造を有することを特徴とする、Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料。
  7. 　Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料の製造方法であって、
    　ＳｉＣを含む被含浸体とＳｉを含む含浸金属供給体とを用い、該被含浸体及び該含浸金属供給体のうち少なくとも一方にＡｌを含み、常圧の不活性ガス雰囲気、１２００℃以上１６００℃以下の温度範囲で前記含浸金属供給体からのＳｉを含む溶融金属を前記被含浸体へ含浸処理する含浸工程、を含むことを特徴とする、Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料の製造方法。
  8. 　前記含浸工程では、Ｓｉ及びＡｌを含む前記含浸金属供給体からの溶融金属を前記被含浸体へ含浸処理することを特徴とする、請求項７に記載のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料の製造方法。
  9. 　前記含浸工程では、前記含浸金属供給体からの溶融ＳｉをＳｉＣとＡｌとを含む被含浸体へ含浸処理することを特徴とする、請求項７に記載のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料の製造方法。
  10. 　前記含浸工程では、Ｓｉ及びＡｌを含む含浸金属供給体からの溶融金属をＳｉＣ及びＡｌを含む被含浸体へ含浸処理することを特徴とする、請求項７に記載のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料の製造方法。
  11. 　前記含浸工程では、含浸後のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料が、ＳｉＣを５７質量％以上８５質量％以下、Ｓｉを１０．５質量％以上４２．６質量％以下、Ａｌを０．１質量％以上１２．９質量％以下含み、重量比であるＡｌ／Ｓｉ比が１／９９以上３０／７０以下となるよう、前記被含浸体と前記含浸金属供給体とを調製する、請求項７～１０のいずれか１項に記載のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料の製造方法。
  12. 　前記含浸工程では、前記被含浸体と前記含浸金属供給体とを閉塞空間である鞘内部で前記含浸処理することを特徴とする、請求項７～１１のいずれか１項に記載のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料の製造方法。
  13. 　前記含浸工程では、前記被含浸体よりも前記溶融金属との濡れ性が低い敷部材の上に該被含浸体を載置して前記含浸処理することを特徴とする、請求項７～１２のいずれか１項に記載のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料の製造方法。
  14. 　請求項７～１３のいずれか１項に記載のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料の製造方法であって、
    　前記溶融金属を前記被含浸体へ含浸したあとに、５００℃以上１４００℃以下の温度範囲で、大気雰囲気で該被含浸体を酸化処理する酸化処理工程、を含むこと特徴とする、Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料の製造方法。
  15. 　前記酸化処理工程では、酸化増量が０．４質量％以上１．０質量％以下の範囲であることを特徴とする、請求項１４に記載のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料の製造方法。
  16. 　請求項１～６のいずれか１項に記載のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料を含んで構成されていることを特徴とする、ハニカム構造体。
  17. 　請求項１～６のいずれか１項に記載のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料を用いたことを特徴とする、熱伝導体。
  18. 　請求項１～６のいずれか１項に記載のＳｉ－ＳｉＣ系複合材料を用いたことを特徴とする、熱交換器。
  19. 　１００℃より高温のガスと１００℃以下の水とを熱交換することを特徴とする、請求項１８に記載の熱交換器。
PCT/JP2011/055952 2010-05-21 2011-03-14 Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料及びその製造方法、ハニカム構造体、熱伝導体ならびに熱交換器 WO2011145387A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012515783A JPWO2011145387A1 (ja) 2010-05-21 2011-03-14 Ｓｉ−ＳｉＣ系複合材料及びその製造方法、ハニカム構造体、熱伝導体ならびに熱交換器

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US34693810P 2010-05-21 2010-05-21
US61/346,938 2010-05-21

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2011145387A1 true WO2011145387A1 (ja) 2011-11-24

Family

ID=44991504

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2011/055952 WO2011145387A1 (ja) 2010-05-21 2011-03-14 Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料及びその製造方法、ハニカム構造体、熱伝導体ならびに熱交換器

Country Status (2)

Country Link
JP (1) JPWO2011145387A1 (ja)
WO (1) WO2011145387A1 (ja)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2505571A3 (en) * 2011-03-28 2013-10-16 NGK Insulators, Ltd. Honeycomb structure, Si-SiC based composite material, method for manufacturing honeycomb structure, and method for manufacturing Si-SiC based composite material
WO2014119708A1 (ja) * 2013-01-31 2014-08-07 ＡｖａｎＳｔｒａｔｅ株式会社 ガラス基板の製造方法
WO2017022536A1 (ja) * 2015-08-06 2017-02-09 信越化学工業株式会社 ＳｉＣ坩堝およびＳｉＣ焼結体ならびにＳｉＣ単結晶の製造方法
JP2017031034A (ja) * 2015-08-06 2017-02-09 信越化学工業株式会社 ＳｉＣ単結晶の製造方法
US9945047B2 (en) 2013-12-06 2018-04-17 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Method for growing silicon carbide crystal

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH061660A (ja) * 1992-06-25 1994-01-11 Ngk Insulators Ltd 耐クリープ性Ｓｉ−ＳｉＣ質焼結体
JP2000109367A (ja) * 1998-10-02 2000-04-18 Toshiba Ceramics Co Ltd 炭化ケイ素焼結体の熱処理方法および炭化ケイ素熱処理体
JP2002294358A (ja) * 2001-04-02 2002-10-09 Taiheiyo Cement Corp 熱伝導性複合材料
JP2009137839A (ja) * 2009-01-13 2009-06-25 Toshiba Corp 反応焼結炭化ケイ素構造体の製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH061660A (ja) * 1992-06-25 1994-01-11 Ngk Insulators Ltd 耐クリープ性Ｓｉ−ＳｉＣ質焼結体
JP2000109367A (ja) * 1998-10-02 2000-04-18 Toshiba Ceramics Co Ltd 炭化ケイ素焼結体の熱処理方法および炭化ケイ素熱処理体
JP2002294358A (ja) * 2001-04-02 2002-10-09 Taiheiyo Cement Corp 熱伝導性複合材料
JP2009137839A (ja) * 2009-01-13 2009-06-25 Toshiba Corp 反応焼結炭化ケイ素構造体の製造方法

Cited By (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2505571A3 (en) * 2011-03-28 2013-10-16 NGK Insulators, Ltd. Honeycomb structure, Si-SiC based composite material, method for manufacturing honeycomb structure, and method for manufacturing Si-SiC based composite material
CN108409110A (zh) * 2013-01-31 2018-08-17 安瀚视特控股株式会社 玻璃基板的制造方法
CN104955775A (zh) * 2013-01-31 2015-09-30 安瀚视特控股株式会社 玻璃基板的制造方法
JP5981570B2 (ja) * 2013-01-31 2016-08-31 ＡｖａｎＳｔｒａｔｅ株式会社 ガラス基板の製造方法
WO2014119708A1 (ja) * 2013-01-31 2014-08-07 ＡｖａｎＳｔｒａｔｅ株式会社 ガラス基板の製造方法
CN104955775B (zh) * 2013-01-31 2018-06-26 安瀚视特控股株式会社 玻璃基板的制造方法
TWI576318B (zh) * 2013-01-31 2017-04-01 Avanstrate Inc Method for manufacturing glass substrates
US9945047B2 (en) 2013-12-06 2018-04-17 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Method for growing silicon carbide crystal
US9951439B2 (en) 2013-12-06 2018-04-24 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Method for growing silicon carbide crystal
JP2017031036A (ja) * 2015-08-06 2017-02-09 信越化学工業株式会社 ＳｉＣ坩堝およびＳｉＣ焼結体ならびにＳｉＣ単結晶の製造方法
WO2017022535A1 (ja) * 2015-08-06 2017-02-09 信越化学工業株式会社 ＳｉＣ単結晶の製造方法
JP2017031034A (ja) * 2015-08-06 2017-02-09 信越化学工業株式会社 ＳｉＣ単結晶の製造方法
WO2017022536A1 (ja) * 2015-08-06 2017-02-09 信越化学工業株式会社 ＳｉＣ坩堝およびＳｉＣ焼結体ならびにＳｉＣ単結晶の製造方法
EP3333287A4 (en) * 2015-08-06 2019-02-13 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. METHOD FOR PRODUCING A SIC-EINKRISTALLS
TWI747834B (zh) * 2015-08-06 2021-12-01 日商信越化學工業股份有限公司 碳化矽單晶之製造方法
US11440849B2 (en) 2015-08-06 2022-09-13 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. SiC crucible, SiC sintered body, and method of producing SiC single crystal

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2011145387A1 (ja) 2013-07-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6182082B2 (ja) 緻密質複合材料、その製法及び半導体製造装置用部材
US8029882B2 (en) Porous silicon carbide and process for producing the same
US7867313B2 (en) Porous β-SiC-containing ceramic molded article comprising an aluminum oxide coating, and method for the production thereof
JP5730115B2 (ja) 多孔体セラミックスとその製造方法
WO2012105478A1 (ja) 炭化珪素質材料、ハニカム構造体及び電気加熱式触媒担体
WO2011145387A1 (ja) Ｓｉ－ＳｉＣ系複合材料及びその製造方法、ハニカム構造体、熱伝導体ならびに熱交換器
EP1364928A1 (en) Honeycomb structure
CN108017409B (zh) 一种低温烧结的碳化硅蜂窝陶瓷材料及制备方法
EP1618078A2 (en) Improved porous mullite bodies and methods of forming them
JP2012211071A (ja) Ｓｉ−ＳｉＣ系複合材料の製造方法
WO2013146594A1 (ja) セラミックフィルタ
JP4348429B2 (ja) 窒化ケイ素多孔体及びその製造方法
TW201035000A (en) Process for producing a fired body of aluminum titanate-based ceramics and a fired body of aluminum titanate-based ceramics
WO2014088618A1 (en) Porous mullite bodies having improved thermal stability
JP2015036346A (ja) 複合耐火断熱材
EP2551251A1 (en) Columnar aluminum titanate and method for producing same
JP5403851B2 (ja) 珪酸ジルコニウム焼結体の製造方法
WO2012092587A2 (en) Silicon carbide body and method of forming same
JP4041879B2 (ja) セラミックス多孔体及びその製造方法
JP2007131528A (ja) 非酸化物系多孔質セラミック材の製造方法
WO2014088619A1 (en) Porous mullite bodies having improved thermal stability
JP2535139B2 (ja) 放熱基板
JP7213399B1 (ja) 耐火部材およびその製造方法
KR102660216B1 (ko) 치밀질 복합 재료, 그 제법, 접합체 및 반도체 제조 장치용 부재
JP2003002759A (ja) セラミックス多孔体およびその製造方法

Legal Events

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

Ref document number: 11783324

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2012515783

Country of ref document: JP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 11783324

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1