WO2012157514A1 - 金属－炭素複合材及びその製造方法 - Google Patents

金属－炭素複合材及びその製造方法 Download PDF

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carbon composite
composite material
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文滋 中村
衛武 陳
宮本　欽生
東城　哲朗
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東洋炭素株式会社
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    • B22F7/00—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression
    • B22F7/06—Manufacture of composite layers, workpieces, or articles, comprising metallic powder, by sintering the powder, with or without compacting wherein at least one part is obtained by sintering or compression of composite workpieces or articles from parts, e.g. to form tipped tools

Definitions

  • the present invention relates to a metal-carbon composite material and a method for producing the same.
  • Carbon material is a material that has excellent properties such as light weight, high chemical and thermal stability, non-metal, high thermal conductivity, high electrical conductivity, and self-lubricating properties. Widely used. Depending on the application, there is a need to use a composite of a carbon material and a metal material.
  • the carbon material has a problem that it has poor wettability with a metal, is difficult to be combined with the metal material, and is brittle. For this reason, research and development on a composite method of a carbon material and a metal material has been actively conducted.
  • Patent Document 1 discloses a method of impregnating a porous carbon material with aluminum.
  • Patent Document 2 discloses a method of pressurizing and impregnating a graphite molded body with aluminum, copper, or an alloy thereof.
  • Patent Document 3 discloses a method of stirring and mixing an aluminum alloy melt and graphite powder.
  • Patent Document 4 discloses a method in which graphite particles are put into an aluminum alloy melt and then die-cast.
  • Patent Documents 1 to 4 have a problem that it is difficult to produce a metal-carbon composite material having a high carbon content.
  • the present invention has been made in view of such a point, and an object thereof is to provide a metal-carbon composite material having good workability and a high carbon content and a method for producing the same.
  • the metal-carbon composite material of the present invention includes a continuous metal phase and carbon particles.
  • the carbon particles are dispersed in the metal phase.
  • the carbon content is 50% by volume or more.
  • metal includes alloys. Therefore, “metal phase” includes “alloy phase”.
  • the carbon particles may include particles that exist in a lump without using a metal phase.
  • the metal phase of the metal-carbon composite according to the present invention is preferably made of at least one selected from the group consisting of Al, Cu, Ag, Ni, Bi, Sb and alloys containing at least one of these metals.
  • the thickness of the metal phase of the metal-carbon composite material according to the present invention is preferably 10 nm to 100 ⁇ m.
  • the particle diameter of the carbon particles of the metal-carbon composite material according to the present invention is preferably in the range of 50 nm to 500 ⁇ m.
  • the method for producing a metal-carbon composite material according to the present invention comprises a mixing step of mixing metal particles and carbon particles to obtain a mixture containing carbon particles having metal particles attached to the surface, and molding the mixture to form a molded body. A step of obtaining, and a step of firing the molded body.
  • the particle size of the metal particles is preferably in the range of 1/100 to 1/5 of the particle size of the carbon particles.
  • the mixture is preferably formed by cold isostatic pressing.
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing a metal-carbon composite material in one embodiment according to the present invention.
  • FIG. 2 is an optical micrograph of the aluminum-carbon composite material obtained in Example 1.
  • FIG. 3 is an optical micrograph of the aluminum-carbon composite material obtained in Example 2.
  • 4 is an optical micrograph of the bonding interface of the bonded body obtained in Experimental Example 1.
  • FIG. 5 shows the processed aluminum-carbon composite material (left) obtained in Experimental Example 2 and the graphite mold used (right).
  • FIG. 6 shows the graphite mold (right) used with the aluminum-carbon composite material (left) obtained in Example 3.
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing a metal-carbon composite material in an embodiment according to the present invention.
  • hatching of the metal phase 3 is omitted.
  • the metal-carbon composite 1 includes a continuous metal phase 3 and a plurality of carbon particles 2.
  • the plurality of carbon particles 2 are dispersed in the metal phase 3.
  • the carbon particle 2 is a particle mainly composed of carbon.
  • the carbon particle 2 may contain components other than carbon.
  • the carbon particles 2 can be composed of, for example, graphite particles.
  • As the graphite particles for example, natural graphite, mesophase pitch graphite, artificial graphite, quiche graphite, and mesophase small sphere graphitized materials are preferably used.
  • the carbon particles 2 may include only one type of carbon particle, or may include a plurality of types of carbon particles.
  • the particle diameter of the carbon particles 2 is preferably about 50 nm to 500 ⁇ m, more preferably about 1 ⁇ m to 250 ⁇ m, and further preferably about 5 ⁇ m to 100 ⁇ m. If the particle diameter of the carbon particles 2 is too small, the carbon particles 2 tend to aggregate. If the carbon particles 2 are too agglomerated, not only the workability of the material is lowered, but also the strength may be lowered. If the carbon particles 2 are too large, the structure of the metal-carbon composite material 1 becomes rough, for example, the thickness of the metal phase 3 becomes nonuniform, which may lead to a decrease in workability and strength.
  • the metal phase 3 is preferably composed of a metal that hardly reacts with carbon to form a carbide.
  • Specific examples of the metal preferably used as the constituent material of the metal phase 3 include metals such as Al, Cu, Ag, Ni, Bi, and Sb, and alloys containing at least one of these metals.
  • the thickness of the metal phase 3 is usually preferably in the range of about 10 nm to 100 ⁇ m, and more preferably in the range of about 1 ⁇ m to 10 ⁇ m.
  • the “thickness of the metal phase 3” is a value measured by structural observation with an optical microscope or a scanning electron microscope.
  • the carbon content in the metal-carbon composite 1 is 50% by volume or more.
  • the carbon content in the metal-carbon composite 1 is preferably about 50% to 99% by volume, more preferably about 60% to 95% by volume, and about 70% to 90% by volume. More preferably.
  • the carbon content in the metal-carbon composite 1 is a value calculated from the mixing ratio of the raw materials.
  • the metal phase 3 of the metal-carbon composite 1 has a continuous structure.
  • the metal phase 3 preferably has a three-dimensional network structure.
  • the metal phase 3 is located between the plurality of carbon particles 2.
  • a plurality of carbon particles 2 are connected and integrated by the metal phase 3. That is, the metal-carbon composite material 1 has a structure in which a plurality of carbon particles 2 are surrounded by a continuous metal phase 3. Therefore, the metal-carbon composite material 1 can contain 50% by volume or more of carbon.
  • the metal phase 3 may be composed of one continuous metal phase, or may be composed of a plurality of isolated metal phases.
  • the carbon particles 2 may be dispersed in the metal phase 3 as a lump. However, the carbon particles 2 are preferably dispersed in the metal phase 3 to such an extent that the metal-carbon composite 1 can be plastically processed.
  • the metal-carbon composite material 1 has excellent workability. This is considered due to the fact that the carbon particles 2 exist as particles independent of the metal phase 3 in the metal-carbon composite material 1 of the present embodiment. That is, it is considered that the plastic deformation of the metal phase 3 is not hindered by the carbon particles 2 when an external force is applied to the metal-carbon composite material 1.
  • the metal-carbon composite material 1 has high strength. This is considered to be because there is no fluidity of the metal at normal temperature and the metal phase 3 acts as an aggregate.
  • the metal-carbon composite 1 contains 50% by volume or more of carbon. For this reason, the metal-carbon composite material 1 has a low specific gravity and self-lubricating properties that are characteristics of carbon.
  • the metal-carbon composite material 1 includes carbon particles 2 and a metal phase 3 is continuous. For this reason, the metal-carbon composite 1 has excellent conductivity and excellent thermal conductivity.
  • the metal-carbon composite material of the present embodiment has the excellent characteristics as described above, it can be preferably used as a sliding member, a heat dissipation material for semiconductors, LEDs, and the like, and a sealing material.
  • carbon particles those described above can be used.
  • the metal particles are particles made of a metal constituting the metal phase 3.
  • the particle diameter of the metal particles is preferably in the range of 1/100 to 1/5 of the particle diameter of the carbon particles. In this case, substantially the entire surface of the carbon particles 2 can be covered with the metal particles.
  • the particle diameter of the metal particles is more preferably in the range of 1/50 to 1/10 of the particle diameter of the carbon particles 2, and further preferably in the range of 1/40 to 1/20.
  • the mixing ratio of the carbon particles 2 and the metal particles can be appropriately set according to the carbon content in the metal-carbon composite material 1 to be obtained.
  • the ratio of the carbon particles 2 to the metal particles may be increased.
  • the metal phase 3 may not be suitably formed.
  • the mixing ratio of the carbon particles 2 and the metal particles is preferably such that the entire surface of the carbon particles 2 is substantially covered with the metal particles.
  • the mixing of the metal particles and the carbon particles 2 can be performed by, for example, a mechanical mixing method, a slurry method, or a method combining these.
  • the mechanical mixing method is a method in which metal particles and carbon particles 2 are mechanically mixed.
  • Specific examples of the mechanical mixing method include a method of mixing metal particles and carbon particles 2 using, for example, a rotation / revolution mixer.
  • a binder in addition to the carbon particles 2 and the metal particles.
  • a known binder can be used as the binder.
  • Specific examples of the binder that can be preferably used include PVA (polyvinyl alcohol), PVB (polyvinyl butyral), and the like.
  • the slurry method is a method in which the carbon particles 2 and the metal particles are made into a slurry, and the carbon particles 2 and the metal particles are mixed.
  • Specific examples of the slurry method include a gel cast method and a slip cast method.
  • the gel casting method can be performed, for example, as follows.
  • metal particles, a liquid solvent and a binder are mixed to form a slurry, and the carbon particles 2 are added to the slurry, mixed, and dried to obtain a solid mixture.
  • metal particles and carbon particles 2 are added to an isopropanol organic solvent to which acryamide and N, N′-methylenebisacrylamide are added as binders, and the slurry is prepared by stirring with a rotating / revolving mixer, and the slurry is made into a mold. When placed and dried, a solid mixture is obtained.
  • the molding of the mixture can be performed, for example, by press molding using a molding machine such as cold isostatic pressing (CIP molding).
  • the mixing in the mixing step and the forming in the forming step may be performed simultaneously.
  • the carbon particles 2 and the metal particles may be mixed and formed into a desired shape by a gel casting method.
  • the molding material used as a mold in the molding machine is not particularly limited.
  • a mold made of graphite is preferably used.
  • the firing temperature and firing time of the molded body, the type of firing atmosphere, the pressure of the firing atmosphere, and the like can be appropriately set according to the material, shape, size, and the like of the metal particles and carbon particles 2.
  • the firing temperature of the compact can be, for example, from the softening temperature to the melting temperature of the metal constituting the metal particles.
  • the firing time of the molded body can be, for example, about 1 minute to 100 minutes.
  • the kind of baking atmosphere can be made into vacuum, inert gas atmosphere, such as nitrogen and argon, for example.
  • the pressure of the firing atmosphere can be, for example, about 0.2 MPa to 100 MPa.
  • a plastic processing step may be further performed on the obtained metal-carbon composite material 1.
  • the plastic processing step is a step of changing the shape of the metal-carbon composite material 1 by heating and pressurizing it while pressing it against a mold or the like.
  • the shape of the molded body to be fired is set to a shape suitable for firing, and is suitably fired by processing into a desired shape in the plastic processing step, and the metal-carbon composite material 1 having the desired shape. Can be easily obtained.
  • the processing temperature in the plastic processing step can be set from the softening temperature to the melting temperature of the metal constituting the metal particles.
  • the pressure applied to the metal-carbon composite material 1 in the plastic processing step can be, for example, about 0.2 MPa to 100 MPa.
  • the metal-carbon composite 1 includes a metal phase 3 surrounding the carbon particles 2. That is, the metal phase 3 is exposed on at least a part of the surface of the metal-carbon composite material 1. Therefore, for example, after the plurality of metal-carbon composite materials 1 are manufactured, the plurality of metal-carbon composite materials 1 can be easily bonded by bringing them into contact with each other and heating them while applying pressure. Accordingly, the large metal-carbon composite material 1 can be easily manufactured by forming a plurality of metal-carbon composite materials and then joining the plurality of metal-carbon composite materials.
  • the heating temperature and pressure at the time of bonding can be appropriately set according to the type of the metal phase 3, the size of the metal-carbon composite material to be bonded, the bonding area, and the like.
  • the heating temperature at the time of joining may be, for example, from the softening temperature to the melting temperature of the metal constituting the metal particles.
  • the pressure applied at the time of joining can be, for example, about 0.2 MPa to 100 MPa.
  • the content of carbon and metal in the metal-carbon composite material 1 is adjusted by adjusting the ratio of the metal particles attached to the carbon particles 2 to the carbon particles 2. can do.
  • the metal particles only need to be present to such an extent that the plurality of carbon particles 2 can be joined in the firing step. For this reason, the content rate of the metal particle in a molded object can be 50 volume% or less. Therefore, the metal-carbon composite material 1 having a carbon content of 50% by volume or more can be obtained.
  • the obtained metal-carbon composite 1 has a structure in which a plurality of carbon particles 2 are surrounded by a continuous metal phase 3.
  • the metal-carbon composite material 1 in which the carbon particles 2 are uniformly dispersed in the metal phase 3 can be obtained.
  • the particle diameter of the metal particles within the range of 1/100 to 1/5 of the particle diameter of the carbon particles 2 and covering substantially the entire surface of the carbon particles 2 with the metal particles.
  • the continuity can be made higher.
  • plasticity can be given by the fluidity
  • Example 1 An aluminum powder (4.04 g) having a particle size of 1 ⁇ m, acrylamide (8 g), and a binder solution (4.5 g) in which N, N′-methylenebisacrylamide (1 g) was dissolved in isopropanol (45 g) were rotated. The mixture was obtained by stirring by revolving mixing. The rotation / revolution mixing was performed at 2000 rpm for 60 seconds. To the obtained mixture, 10 g of mesographite particles having a particle diameter of 20 ⁇ m was added, and the mixture was stirred and mixed at 2000 rpm for 180 seconds by rotation / revolution mixing. Next, the mixture was dried at 80 ° C. for 8 hours to obtain a dried product. The dried product was molded by cold isostatic pressing (CIP molding) to obtain a molded body. The pressure during CIP molding was 200 MPa.
  • CIP molding cold isostatic pressing
  • the obtained molded body was put into a cylindrical graphite mold and fired in a hot press furnace to obtain an aluminum-carbon composite material.
  • this firing step first, heating was performed from room temperature at 20 ° C./min to 700 ° C., held at 700 ° C. for 20 minutes, and then cooled to room temperature at 10 to 15 ° C./min over about 2 hours.
  • the shape of the obtained aluminum-carbon composite was a cylinder having a height of 10 mm and a diameter of 30 mm.
  • the content of carbon in the aluminum-carbon composite was 75% by volume.
  • FIG. 2 An optical micrograph of the aluminum-carbon composite material obtained in Example 1 is shown in FIG. In FIG. 2, dark portions are graphite particles, and light portions are aluminum. From the photograph shown in FIG. 2, it can be seen that the graphite particles are covered with aluminum, and the aluminum forms a continuous phase.
  • Example 1 the bending strength, Shore hardness, Young's modulus, thermal conductivity, and electrical resistivity of the aluminum-carbon composite material obtained in Example 1 were measured as follows. The results are shown in Table 1 below together with the bulk density of the aluminum-carbon composite material.
  • the aluminum-carbon composite material was cut into a size of 5 mm ⁇ 3 mm ⁇ 20 mm, and the bending strength was measured by a three-point bending strength test.
  • the span length was 15 mm and the crosshead speed was 0.5 mm / min.
  • Shore hardness was measured using a hardness tester Shore type D (manufactured by Nakai Seiki Seisakusho, Model No. 20309). Five points were measured for one test piece, and the average value of three points excluding the maximum value and the minimum value of the measured value was defined as Shore hardness. Specifically, the Shore hardness was measured according to JIS Z 2246.
  • Young's modulus was evaluated by analyzing the results of a three-point bending strength test.
  • the aluminum-carbon composite material was processed into a disk shape having a diameter of 10 mm and a thickness of 1 mm, and the thermal conductivity was measured by a laser flash method.
  • Example 2 An aluminum-carbon composite was prepared in the same manner as in Example 1 except that graphite particles having a particle diameter of 50 ⁇ m (artificial graphite powder CCE07PB manufactured by Kojundo Chemical Laboratory Co., Ltd.) were used instead of mesographite particles having a particle diameter of 20 ⁇ m. A material was prepared. The content of carbon in the aluminum-carbon composite was 75% by volume.
  • FIG. 3 shows an optical micrograph of the aluminum-carbon composite material obtained in Example 2.
  • dark portions are graphite particles, and light portions are aluminum.
  • FIG. 3 shows that the graphite particles are covered with aluminum, and aluminum forms a continuous phase.
  • Example 2 For the aluminum-carbon composite material produced in Example 2, the bending strength, Shore hardness, Young's modulus, thermal conductivity, and electrical resistivity were also measured in the same manner as in Example 1. The results are shown in Table 2 below together with the bulk density of the aluminum-carbon composite material.
  • Example 1 The joining test of the two types of aluminum-carbon composite materials obtained in Example 1 and Example 2 was performed. Specifically, the two aluminum-carbon composite materials were heated at 700 ° C. for 20 minutes while applying a pressure of 40 MPa while the end surfaces of the two aluminum-carbon composite materials were in contact with each other. As a result, these two types of aluminum-carbon composite materials were joined.
  • An optical micrograph of the bonded interface of the bonded body obtained in Experimental Example 1 is shown in FIG. As is apparent from the photograph shown in FIG. 4, it can be seen that the joining surfaces of the two types of aluminum-carbon composite materials are joined without a gap.
  • Example 2 The aluminum-carbon composite material obtained in Example 1 was plastic processed. Specifically, the aluminum-carbon composite material obtained in Example 1 was put into a graphite mold having grooves on the inner surface, and was plastically processed by heating at a temperature of 700 ° C. for 20 minutes while applying a pressure of 40 MPa. .
  • a photograph of the processed aluminum-carbon composite material of Experimental Example 2 and the graphite mold used is shown in FIG. The left side of the photograph shown in FIG. 5 is the processed aluminum-carbon composite material, and the right side is the graphite mold used. From the photograph shown in FIG. 5, it can be seen that the graphite-shaped grooves are suitably transferred to the aluminum-carbon composite material. This shows that the aluminum-carbon composite material can be plastically processed.
  • Example 3 An aluminum-carbon composite material was produced in the same manner as in Example 1 except that firing was performed while pressing a graphite T-convex shape (graphite mold) against the compact during firing. A photograph of the graphite mold used in Example 3 and the obtained aluminum-carbon composite material are shown in FIG. The left side of the photograph shown in FIG. 6 is the processed aluminum-carbon composite material, and the right side is the graphite mold used.

Abstract

　加工性が良く、炭素の含有率が高い金属－炭素複合材及びその製造方法を提供する。　金属－炭素複合材１は、連続している金属相３と、金属相３中に分散している炭素粒子２とを備える。金属－炭素複合材１中の炭素の含有率は、５０体積％以上である。

Description

金属－炭素複合材及びその製造方法
　本発明は、金属－炭素複合材及びその製造方法に関する。
　炭素材は、軽量、化学的・熱的安定性が高い、非金属でありながら高熱伝導性、高電気伝導性、自己潤滑性を有するなどの優れた特性をもつ材料であり、種々の用途に広く用いられている。用途によっては、炭素材と金属材とを複合化して使用したいというニーズもある。
　しかしながら、炭素材には、金属との濡れ性が悪く、金属材と複合化しにくく、脆性であるという問題がある。このことから、従来、炭素材と金属材との複合方法に関する研究開発が活発に行われている。
　金属－炭素複合材の製造方法としては、炭素材に金属を含浸させる方法が知られている。例えば特許文献１には、多孔性炭素材にアルミニウムを含浸させる方法が開示されている。特許文献２には、黒鉛成形体に、アルミニウム、銅またはこれらの合金を加圧含浸させる方法が開示されている。
　また、金属－炭素複合材の製造方法としては、金属の溶湯と粉末状の炭素材とを混合する方法も知られている。例えば特許文献３には、アルミニウム合金の融液と黒鉛粉末とを攪拌混合する方法が開示されている。特許文献４には、アルミニウム合金の融液に黒鉛粒子を投入し、その後ダイカスト鋳造する方法が開示されている。
特開２００３－３４５８７号公報 特開２０１０－６７８４２号公報 特開平６－２９７１３１号公報 特開２００３－１３８３２８号公報
　しかしながら、特許文献１～４に開示された方法では、炭素の含有率が高い金属－炭素複合材を製造することが困難であるという問題がある。
　本発明は、斯かる点に鑑みてなされたものであり、その目的は、加工性が良く、炭素の含有率が高い金属－炭素複合材及びその製造方法を提供することにある。
　本発明の金属－炭素複合材は、連続している金属相と、炭素粒子とを備えている。炭素粒子は、金属相中に分散している。本発明の金属－炭素複合材では、炭素の含有率が５０体積％以上である。
　なお、本発明において、「金属」には、合金が含まれるものとする。従って、「金属相」には、「合金相」が含まれる。本発明において、炭素粒子には、金属相を介さずに塊状となって存在する粒子が含まれていてもよい。
　本発明に係る金属－炭素複合材の金属相は、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｎｉ、Ｂi、Ｓｂ及びこれらの金属を少なくとも１つ含む合金からなる群から選ばれる少なくとも一種からなることが好ましい。
　本発明に係る金属－炭素複合材の金属相の厚みは、１０ｎｍ～１００μｍであることが好ましい。
　本発明に係る金属－炭素複合材の炭素粒子の粒子径は、５０ｎｍ～５００μｍの範囲内にあることが好ましい。
　本発明に係る金属－炭素複合材の製造方法は、金属粒子と炭素粒子とを混合し、金属粒子が表面に付着した炭素粒子を含む混合物を得る混合工程と、混合物を成形して成形体を得る工程と、成形体を焼成する工程とを備える。
　本発明に係る金属－炭素複合材の製造方法は、混合工程において、バインダーをさらに混合することが好ましい。
　本発明に係る金属－炭素複合材の製造方法において、金属粒子の粒子径は、炭素粒子の粒子径の１／１００～１／５の範囲内にあることが好ましい。
　本発明に係る金属－炭素複合材の製造方法において、混合物の成形を、冷間等方加圧成形により行うことが好ましい。
　本発明によれば、加工性が良く、炭素含有量の多い金属－炭素複合材を提供することができる。
図１は、本発明に従う一実施形態における金属－炭素複合材を示す模式的断面図である。 図２は、実施例１で得られたアルミニウム－炭素複合材の光学顕微鏡写真である。 図３は、実施例２で得られたアルミニウム－炭素複合材の光学顕微鏡写真である。 図４は、実験例１で得られた接合体の接合界面の光学顕微鏡写真である。 図５は、実験例２で得られた加工されたアルミニウム－炭素複合材（左）と使用した黒鉛型（右）である。 図６は、実施例３で得られたアルミニウム－炭素複合材（左）と使用した黒鉛型（右）である。
　以下、本発明を実施した好ましい形態の一例について説明する。但し、下記の実施形態は、単なる例示である。本発明は、下記の実施形態に何ら限定されない。
　実施形態等において参照する図面は、模式的に記載されたものであり、図面に描画された物体の寸法の比率などは、現実の物体の寸法の比率などとは異なる場合がある。具体的な物体の寸法比率等は、以下の説明を参酌して判断されるべきである。
　図１は、本発明に従う実施形態における金属－炭素複合材を示す模式的断面図である。図１において、描画の便宜上、金属相３のハッチングは省略している。
　図１に示すように、金属－炭素複合材１は、連続している金属相３と、複数の炭素粒子２とを備える。
　複数の炭素粒子２は、金属相３中に分散している。炭素粒子２は、炭素を主成分とする粒子である。炭素粒子２は、炭素以外の成分を含んでいてもよい。炭素粒子２は、例えば黒鉛粒子により構成することができる。黒鉛粒子としては、例えば天然黒鉛、メソフェーズピッチ系黒鉛、人造黒鉛、キッシュ黒鉛、メソフェーズ小球体の黒鉛化物が好ましく用いられる。炭素粒子２は、１種類の炭素粒子のみを含んでいてもよいし、複数種類の炭素粒子を含んでいてもよい。
　炭素粒子２の粒子径は、５０ｎｍ～５００μｍ程度であることが好ましく、１μｍ～２５０μｍ程度であることがより好ましく、５μｍ～１００μｍ程度であることがさらに好ましい。炭素粒子２の粒子径が小さすぎると、炭素粒子２が凝集しやすい。炭素粒子２が凝集しすぎると、材料の加工性が低下するだけでなく、強度の低下を招く場合がある。炭素粒子２が大きすぎると、金属相３の厚みが不均一になるなど、金属－炭素複合材１の組織が粗雑になり、加工性と強度の低下を招く場合がある。
　金属相３は、炭素と反応して炭化物を形成し難い金属により構成されていることが好ましい。金属相３の構成材料として好まく用いられる金属の具体例としては、例えばＡｌ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｎｉ、Ｂｉ、Ｓｂなどの金属や、これらの金属を少なくとも１つ含む合金が挙げられる。
　金属相３の厚みは、通常１０ｎｍ～１００μｍ程度の範囲であることが好ましく、１μｍ～１０μｍ程度の範囲であることがより好ましい。本発明において、「金属相３の厚み」とは、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡による組織観察によって測定した値である。
　金属－炭素複合材１における炭素の含有率は、５０体積％以上である。金属－炭素複合材１における炭素の含有率は、５０体積％～９９体積％程度であることが好ましく、６０体積％～９５体積％程度であることがより好ましく、７０体積％～９０体積％程度であることがさらに好ましい。なお、本発明において、金属－炭素複合材１における炭素の含有率は、原材料の配合比から算出した値である。
　金属－炭素複合材１の金属相３は、連続した構造を有する。金属相３は、３次元網目構造を有していることが好ましい。金属相３は、複数の炭素粒子２の間に位置している。金属相３により、複数の炭素粒子２が接続されており、一体化されている。すなわち、金属－炭素複合材１は、複数の炭素粒子２を連続した金属相３が取り囲んだ構造を有している。このため、金属－炭素複合材１は、炭素を５０体積％以上含むことができる。なお、金属相３は、連続したひとつの金属相により構成されていてもよいし、孤立した複数の金属相により構成されていてもよい。また、金属－炭素複合材１において、金属相３中に炭素粒子２が塊状となって分散していてもよい。但し、金属－炭素複合材１の塑性加工が可能な程度に、炭素粒子２が金属相３中に分散していることが好ましい。
　金属－炭素複合材１は、優れた加工性を有する。これは、本実施形態の金属－炭素複合材１において、炭素粒子２が金属相３とは独立した粒子として存在することに起因すると考えられる。すなわち、金属－炭素複合材１に外力が加わったときに、金属相３の塑性変形が、炭素粒子２によって妨げられないことによると考えられる。
　金属－炭素複合材１は、高い強度を有する。これは、常温においては、金属の流動性がなく、金属相３が骨材として作用するためであると考えられる。
　金属－炭素複合材１は、炭素を５０体積％以上含む。このため、金属－炭素複合材１は、低比重であり、炭素の特性である自己潤滑性を有する。
　金属－炭素複合材１は、炭素粒子２を含み、金属相３が連続している。このため、金属－炭素複合材１は、優れた導電性や優れた熱伝導率を有する。
　本実施形態の金属－炭素複合材は、上述のような優れた特性を有するため、摺動部材、半導体用やＬＥＤ用等の放熱材、シール材などとして好ましく使用することができる。
　以下、金属－炭素複合材１の製造方法の一例について説明する。
　（混合工程）
　まず、混合工程を行う。混合工程では、炭素粒子２と金属粒子とを混合し、金属粒子が表面に付着した炭素粒子２を含む混合物を得る。
　炭素粒子２としては、上述のものを用いることができる。
　金属粒子は、金属相３を構成する金属からなる粒子である。金属粒子の粒子径は、炭素粒子の粒子径の１／１００～１／５の範囲内であることが好ましい。この場合、炭素粒子２の表面の実質的に全体を金属粒子で覆うことが可能となる。金属粒子の粒子径は、炭素粒子２の粒子径の１／５０～１／１０の範囲内であることがより好ましく、１／４０～１／２０の範囲内であることがさらに好ましい。
　炭素粒子２と金属粒子との混合比は、得ようとする金属－炭素複合材１における炭素の含有率に応じて適宜設定することができる。炭素の含有率が高い金属－炭素複合材１を得たい場合は、金属粒子に対する炭素粒子２の割合を多くすればよい。但し、金属粒子に対する炭素粒子２の割合が多すぎると、金属－炭素複合材１における金属の含有率が低くなりすぎる。よって、金属相３が好適に形成されなくなる場合がある。金属相３を好適に形成する観点からは、炭素粒子２と金属粒子との混合比は、炭素粒子２の表面の全体が実質的に金属粒子で覆われる程度であることが好ましい。
　金属粒子と炭素粒子２との混合は、例えば機械的混合法、スラリー法またはこれらを組み合わせた方法により行うことができる。
　機械的混合法は、金属粒子と炭素粒子２とを機械的に混合する方法である。機械的混合法の具体例としては、例えば自転・公転ミキサーを使って金属粒子と炭素粒子２とを混合する方法が挙げられる。
　炭素粒子２の表面に金属粒子を均一に付着させるためには、炭素粒子２と金属粒子とに加えてバインダーを混合することが好ましい。バインダーは、例えば、公知のバインダーを使用できる。好ましく使用できるバインダーの具体例としては、例えばＰＶＡ（ポリビニルアルコール）、ＰＶＢ(ポリビニルブチラール)などが挙げられる。
　スラリー法は、炭素粒子２と金属粒子とをスラリーにして、炭素粒子２と金属粒子とを混合する方法である。スラリー法の具体例としては、例えばゲルキャスト法、スリップキャスト法などが挙げられる。ゲルキャスト法は、例えば以下のように行うことができる。
　ゲルキャスト法では、金属粒子、液体である溶媒およびバインダーを混合してスラリーとし、このスラリー中に炭素粒子２を添加し、混合した後、乾燥させると固形混合物が得られる。例えば、バインダーとしてアクリアミドとＮ，Ｎ’－メチレンビスアクリルアミドを加えたイソプロパノール有機溶媒に金属粒子と炭素粒子２を加え、自転・公転ミキサーで撹拌することで、スラリーを調整し、そのスラリーを型に入れて乾燥させると、固形混合物が得られる。
　（成形工程）
　次に、混合物を成形して成形体を得る。混合物の成形は、例えば、冷間等方加圧成形（ＣＩＰ成形）などの成形機を用いたプレス成形により行うことができる。
　なお、混合工程における混合と成形工程における成形とを同時に行ってもよい。例えば混合工程において、ゲルキャスト法により炭素粒子２と金属粒子とを混合すると共に所望の形状に成形してもよい。
　成形機において、型として使用される成形型の構成材料は、特に限定されない。例えば、黒鉛からなる成形型が好ましく用いられる。
　（焼成工程）
　次に、成形体を焼成する。これにより、連続している金属相３中に複数の炭素粒子２が分散した構造を有する金属－炭素複合材１を得ることができる。成形体の焼成温度や焼成時間、焼成雰囲気の種類、焼成雰囲気の圧力等は、金属粒子や炭素粒子２の材質や形状、大きさ等に応じて適宜設定することができる。成形体の焼成温度は、例えば、金属粒子を構成する金属の軟化温度～融解温度とすることができる。成形体の焼成時間は、例えば、１分間～１００分間程度とすることができる。焼成雰囲気の種類は、例えば、真空や、窒素、アルゴンなどの不活性ガス雰囲気とすることができる。焼成雰囲気の圧力は、例えば、０．２ＭＰａ～１００ＭＰａ程度とすることができる。
　（可塑加工工程）
　なお、得られた金属－炭素複合材１に対して可塑加工工程をさらに行ってもよい。可塑加工工程は、成形型などに押しつけながら加熱・加圧することにより、金属－炭素複合材１の形状を変化させる工程である。例えば、焼成する成形体の形状は、焼成に適した形状としておき、可塑加工工程において所望の形状に加工することにより、好適に焼成されており、かつ所望の形状を有する金属－炭素複合材１を容易に得ることができる。
　なお、可塑加工工程における加工温度は、金属粒子を構成する金属の軟化温度～融解温度とすることができる。可塑加工工程において金属－炭素複合材１に加える圧力は、例えば、０．２ＭＰａ～１００ＭＰａ程度とすることができる。
　（接合工程）
　金属－炭素複合材１は、炭素粒子２を包囲する金属相３を備えている。すなわち、金属－炭素複合材１の表面の少なくとも一部には、金属相３が露出している。よって、例えば、複数の金属－炭素複合材１を作製した後に、それら複数の金属－炭素複合材１を接触させて加圧しながら加熱することにより容易に接合することができる。従って、大型の金属－炭素複合材１は、金属－炭素複合材を複数作成した後に、それら複数の金属－炭素複合材を接合することにより容易に製造することができる。
　なお、接合時の加熱温度や圧力は、金属相３の種類や接合する金属－炭素複合材の大きさ、接合面積等に応じて適宜設定することができる。接合時の加熱温度は、例えば、金属粒子を構成する金属の軟化温度～融解温度であればよい。接合時に加える圧力は、例えば、０．２ＭＰａ～１００ＭＰａ程度とすることができる。
　本実施形態の金属－炭素複合材１の製造方法では、炭素粒子２に付着させる金属粒子の炭素粒子２に対する割合を調整することにより、金属－炭素複合材１における炭素、金属の含有率を調整することができる。金属粒子は、焼成工程において複数の炭素粒子２を接合できる程度に存在していればよい。このため、成形体における金属粒子の含有率を５０体積％以下とすることができる。従って、炭素の含有率が５０体積％以上である金属－炭素複合材１を得ることができる。
　本実施形態の金属－炭素複合材１の製造方法では、炭素粒子２の表面に金属粒子を付着させた後、炭素粒子２と金属粒子との混合物を成形及び焼成する。このため、得られる金属－炭素複合材１は、複数の炭素粒子２を連続した金属相３が取り囲んだ構造となる。これにより、金属相３中に炭素粒子２が均一に分散した金属－炭素複合材１を得ることができる。特に、金属粒子の粒子径を、炭素粒子２の粒子径の１／１００～１／５の範囲内とし、炭素粒子２の表面の実質的に全体を金属粒子で覆うことにより、金属相３の連続性をより高くすることができる。これにより、加熱時には金属の流動性により可塑性を持たせることができ、また材料全体としての熱伝導性・電気伝導性を良好にすることができる。
　以下、本発明について、具体的な実施例に基づいて、さらに詳細に説明する。本発明は、以下の実施例に何ら限定されるものではない。本発明の要旨を変更しない範囲において適宜変更して実施することが可能である。
（実施例１）
　粒子径が１μｍのアルミニウム粉末（４．０４ｇ）と、アクリルアミド（８ｇ）と、Ｎ，Ｎ’－メチレンビスアクリルアミド（１ｇ）をイソプロパノール（４５ｇ）に溶解したバインダー溶液（４．５ｇ）とを自転・公転ミキシングにより撹拌して混合物を得た。自転・公転ミキシングは、２０００ｒｐｍで６０秒間行った。得られた混合物に、粒子径が２０μｍのメソ黒鉛粒子を１０ｇ加え、自転・公転ミキシングにより、２０００ｒｐｍで１８０秒間撹拌して混合した。次に、混合物を８０℃で８時間乾燥して、乾燥物を得た。乾燥物を冷間等方加圧成形（ＣＩＰ成形）により成形して成形体を得た。ＣＩＰ成形時の圧力は、２００ＭＰａとした。
　次に、得られた成形体を円柱形の黒鉛型に入れ、ホットプレス炉で焼成してアルミニウム－炭素複合材を得た。この焼成工程は、まず、室温から２０℃／分で、７００℃にまで加熱し、７００℃で２０分保持した後、１０～１５℃／分で室温まで約２時間かけて冷却した。得られたアルミニウム－炭素複合材の形状は、高さ１０ｍｍ、直径３０ｍｍの円柱であった。アルミニウム－炭素複合材中の炭素の含有量は、７５体積％であった。
　実施例１で得られたアルミニウム－炭素複合材の光学顕微鏡写真を図２に示す。図２において、色の濃い部分が黒鉛粒子であり、色の薄い部分がアルミニウムである。図２に示す写真から、黒鉛粒子は、アルミニウムに覆われており、アルミニウムは、連続した相を形成していることが分かる。
　次に、実施例１で得られたアルミニウム－炭素複合材の曲げ強度、ショア硬さ、ヤング率、熱伝導率及び電気抵抗率を以下の要領で測定した。結果を、アルミニウム－炭素複合材のかさ密度と共に下記の表１に示す。
　〔強度試験〕
　アルミニウム－炭素複合材を、５ｍｍ×３ｍｍ×２０ｍｍの大きさに切り出し、３点曲げ強度試験により曲げ強度を測定した。スパン長を１５ｍｍ、クロスヘッド速度を０．５ｍｍ／分とした。
　〔ショア硬さ〕
　硬さ試験機ショア式Ｄ型（仲井精機製作所製、型番２０３０９）を用いて、ショア硬さを測定した。１つの試験片に対し５点測定し、測定値の最大値及び最小値を除いた３点の平均値を、ショア硬さとした。具体的には、ＪＩＳ　Ｚ　２２４６に従いショア硬さを測定した。
　〔ヤング率の測定〕
　ヤング率は３点曲げ強度試験の結果を解析することで評価した。
　〔熱伝導率の測定〕
　アルミニウム－炭素複合材を直径１０ｍｍ、厚さ１ｍｍの円板状に加工し、レーザーフラッシュ法で熱伝導率を測定した。
　〔電気抵抗率の測定〕
　アルミニウム－炭素複合材の表面の電気抵抗率を、直流四探針法で測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
（実施例２）
　粒子径が２０μｍのメソ黒鉛粒子の代わりに、粒子径が５０μｍの黒鉛粒子（高純度化学研究所社製人造黒鉛粉末ＣＣＥ０７ＰＢ）を使用したこと以外は、実施例１と同様にしてアルミニウム－炭素複合材を作製した。アルミニウム－炭素複合材中の炭素の含有量は、７５体積％であった。
　実施例２で得られたアルミニウム－炭素複合材の光学顕微鏡写真を図３に示す。図３において、色の濃い部分が黒鉛粒子であり、色の薄い部分がアルミニウムである。図３から、黒鉛粒子は、アルミニウムに覆われており、アルミニウムが連続した相を形成していることが分かる。
　実施例２で作製したアルミニウム－炭素複合材についても、実施例１と同様に、曲げ強度、ショア硬さ、ヤング率、熱伝導率及び電気抵抗率を上記の要領で測定した。結果を、アルミニウム－炭素複合材のかさ密度と共に下記の表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　（実験例１）
　実施例１及び実施例２で得られた２種類のアルミニウム－炭素複合材の接合試験を行った。具体的には、これら２つのアルミニウム－炭素複合材の端面同士を接触させた状態で、４０ＭＰａの圧力を印加しつつ、７００℃で２０分間加熱した。その結果、これら２種類のアルミニウム－炭素複合材は、接合された。実験例１で得られた接合体の接合界面の光学顕微鏡写真を図４に示す。図４に示す写真からも明らかなように、２種類のアルミニウム－炭素複合材の接合面は、隙間なく接合されていることが分かる。
　（実験例２）
　実施例１で得られたアルミニウム－炭素複合材を塑性加工した。具体的には、実施例１で得られたアルミニウム－炭素複合材を、内面に溝を有する黒鉛型に入れ、４０ＭＰａの圧力を印加しつつ、温度７００℃で２０分間加熱することにより塑性加工した。加工された実験例２のアルミニウム－炭素複合材と、使用した黒鉛型の写真を図５に示す。図５に示す写真の左側が加工されたアルミニウム－炭素複合材であり、右側が使用した黒鉛型である。図５に示す写真から、黒鉛形の溝がアルミニウム－炭素複合材に好適に転写されていることが分かる。このことから、アルミニウム－炭素複合材は、塑性加工が可能であることが分かる。
（実施例３）
　焼成時に黒鉛製のＴ凸字型（黒鉛型）を成形体に押しつけながら焼成したこと以外は、実施例１と同様にして、アルミニウム－炭素複合材を作製した。実施例３で使用した黒鉛型と、得られたアルミニウム－炭素複合材の写真を図６に示す。図６に示す写真の左が加工されたアルミニウム－炭素複合材であり、右側が使用した黒鉛型である。
　１…金属－炭素複合材
　２…炭素粒子
　３…金属相

Claims (8)

  1. 　連続している金属相と、
    　前記金属相中に分散している炭素粒子と、
    を備え、
    　炭素の含有率が５０体積％以上である金属－炭素複合材。
  2. 　前記金属相は、Ａｌ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｎｉ、Ｂi、Ｓｂ及びこれらの金属を少なくとも１つ含む合金からなる群から選ばれる少なくとも一種からなる請求項１に記載の金属－炭素複合材。
  3. 　前記金属相の厚みは、１０ｎｍ～１００μｍである請求項１または２に記載の金属－炭素複合材。
  4. 　前記炭素粒子の粒子径は、５０ｎｍ～５００μｍの範囲内にある請求項１～３のいずれか一項に記載の金属－炭素複合材。
  5. 　金属粒子と炭素粒子とを混合し、前記金属粒子が表面に付着した前記炭素粒子を含む混合物を得る混合工程と、
    　前記混合物を成形して成形体を得る工程と、
    　前記成形体を焼成する工程と、
    を備える、金属－炭素複合材の製造方法。
  6. 　前記混合工程において、バインダーをさらに混合する請求項５に記載の金属－炭素複合材の製造方法。
  7. 　前記金属粒子の粒子径は、前記炭素粒子の粒子径の１／１００～１／５の範囲内にある請求項５または６に記載の金属－炭素複合材の製造方法。
  8. 　前記混合物の成形を、冷間等方加圧成形により行う請求項５～７のいずれか一項に記載の金属－炭素複合材の製造方法。
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Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2015227498A (ja) * 2014-06-02 2015-12-17 矢崎総業株式会社 アルミニウム基複合材料及びその製造方法
US9726300B2 (en) * 2014-11-25 2017-08-08 Baker Hughes Incorporated Self-lubricating flexible carbon composite seal

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000087161A (ja) * 1998-09-08 2000-03-28 Zexel Corp 焼結複合材料及びその製造方法
JP2003313076A (ja) * 2002-04-24 2003-11-06 Aisin Seiki Co Ltd 黒鉛質ブラシと、黒鉛質ブラシの製造方法
JP2005048206A (ja) * 2003-07-30 2005-02-24 Toshiba Corp 高強度高電気伝導度アルミニウム合金基複合材料およびその製造方法
JP2005272945A (ja) * 2004-03-25 2005-10-06 National Institute Of Advanced Industrial & Technology 低弾性率アモルファス炭素繊維強化アルミニウム複合材料の製造法
WO2006103798A1 (ja) * 2005-03-29 2006-10-05 Hitachi Metals, Ltd. 高熱伝導性黒鉛粒子分散型複合体及びその製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3953647A (en) * 1973-10-05 1976-04-27 United Technologies Corporation Graphite fiber reinforced metal matrix composite
US4240830A (en) * 1978-11-30 1980-12-23 Westinghouse Electric Corp. Method for making sintered metal-coated graphite for high-current collector brushes
US5453293A (en) * 1991-07-17 1995-09-26 Beane; Alan F. Methods of manufacturing coated particles having desired values of intrinsic properties and methods of applying the coated particles to objects
US5998733A (en) * 1997-10-06 1999-12-07 Northrop Grumman Corporation Graphite aluminum metal matrix composite microelectronic package
JP2001192751A (ja) * 2000-01-14 2001-07-17 Toyota Motor Corp 金属基複合材料およびその製造方法
JP2002080280A (ja) * 2000-06-23 2002-03-19 Sumitomo Electric Ind Ltd 高熱伝導性複合材料及びその製造方法
CA2462451C (en) * 2001-11-09 2009-10-06 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Sintered diamond having high thermal conductivity and method for producing the same and heat sink employing it
JP5113982B2 (ja) * 2004-04-23 2013-01-09 トヨタ自動車株式会社 金属炭化物粒子が分散した炭素複合材料の製造方法
US8501048B2 (en) * 2007-10-18 2013-08-06 Shimane Prefectural Government Metal-graphite composite material having high thermal conductivity and production method therefor

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000087161A (ja) * 1998-09-08 2000-03-28 Zexel Corp 焼結複合材料及びその製造方法
JP2003313076A (ja) * 2002-04-24 2003-11-06 Aisin Seiki Co Ltd 黒鉛質ブラシと、黒鉛質ブラシの製造方法
JP2005048206A (ja) * 2003-07-30 2005-02-24 Toshiba Corp 高強度高電気伝導度アルミニウム合金基複合材料およびその製造方法
JP2005272945A (ja) * 2004-03-25 2005-10-06 National Institute Of Advanced Industrial & Technology 低弾性率アモルファス炭素繊維強化アルミニウム複合材料の製造法
WO2006103798A1 (ja) * 2005-03-29 2006-10-05 Hitachi Metals, Ltd. 高熱伝導性黒鉛粒子分散型複合体及びその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
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