WO2014038459A1 - 金属－炭素複合材、金属－炭素複合材の製造方法及び摺動部材 - Google Patents

金属－炭素複合材、金属－炭素複合材の製造方法及び摺動部材 Download PDF

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WO2014038459A1
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carbon
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carbon composite
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文滋 中村
宮本　欽生
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東洋炭素株式会社
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    • C22C1/1005—Pretreatment of the non-metallic additives
    • C22C1/101—Pretreatment of the non-metallic additives by coating

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 particles have a carbon base material and a ceramic layer.
  • the ceramic layer covers the carbon substrate.
  • 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 ceramic layer of the metal-carbon composite according to the present invention is selected from the group consisting of SiC, AlN, Al 2 O 3 , Si 3 N 4 , B 4 C, TaC, NbC, ZrC, ZnO, SiO 2 and ZrO 2. It is preferable that it is at least one kind.
  • the thickness of the ceramic layer of the metal-carbon composite material according to the present invention is preferably 1 nm to 20 ⁇ m.
  • the carbon content is preferably 50% by volume or more.
  • the metal phase of the metal-carbon composite according to the present invention preferably contains 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 metal phase of the metal-carbon composite material according to the present invention preferably contains 1% by mass to 20% by mass of metal silicon.
  • 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.
  • metal particles and carbon are obtained by coating a carbon base material with ceramics to obtain carbon particles having a carbon base material and a ceramic layer covering the carbon base material.
  • a mixing step is performed in which the particles are mixed to obtain a mixture containing carbon particles having metal particles attached to the surface.
  • the mixture is molded to obtain a molded body. The molded body is fired.
  • 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.
  • the sliding member according to the present invention includes a continuous metal layer and carbon particles dispersed in the metal layer.
  • the carbon content is preferably 10% by volume to 90% by volume.
  • the carbon content is more preferably 50% by volume to 90% by volume.
  • 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 a schematic cross-sectional view of carbon particles.
  • FIG. 3 is an optical micrograph of the metal-carbon composite material obtained in Example 1.
  • FIG. 4 is a photograph obtained by elemental analysis of the cross section of the carbon particles in the metal-carbon composite material obtained in Experimental Example 1 using a scanning electron microscope.
  • FIG. 5 is a graph showing the surface X-ray diffraction results of the metal-carbon composite material obtained in Example 1.
  • FIG. 6 is a graph showing the surface X-ray diffraction results of the metal-carbon composite material obtained in Comparative Example 1.
  • FIG. 7 is a graph showing dynamic friction coefficients of the sliding members and comparative materials in Examples 2 and 3.
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing a metal-carbon composite material in an embodiment according to the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view showing carbon particles contained in the metal-carbon composite material. In FIG. 1, for convenience of drawing, 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.
  • This metal-carbon composite material 1 constitutes a sliding member. That is, the metal-carbon composite material 1 constituting the sliding member includes a continuous metal layer 3 and carbon particles 2 dispersed in the metal layer 3.
  • the plurality of carbon particles 2 are dispersed in the metal phase 3.
  • the carbon particle 2 includes a carbon base material 21 and a ceramic layer 22.
  • the carbon base material has carbon as a main component.
  • the ceramic layer 22 covers the carbon base material 21.
  • the carbon base material 21 may contain components other than carbon.
  • the carbon substrate 21 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 base material 21 may include only one type of carbon particle, or may include a plurality of types of carbon particles.
  • SiC, AlN, Al 2 O 3 , Si 3 N 4 , B 4 C (boron carbide), TaC, NbC, ZrC, ZnO, SiO 2 and ZrO 2 are preferably used as the ceramic for forming the ceramic layer 22. It is done.
  • the ceramic layer 22 may include only one type of ceramic or may include a plurality of types of ceramics.
  • Examples of the method for forming the ceramic layer 22 on the surface of the carbon particles include a CVR method, a gas phase method, a liquid phase method, a mechanical mixing method, or a method combining these. Further, as another method of forming the ceramic-coated powder, there is a method in which the ceramic particles are attached to the surface of the carbon particles by adding carbon particles to the slurry of the ceramic particles to form a ceramic layer.
  • the thickness of the ceramic layer 22 is preferably in the range of 1 nm to 20 ⁇ m, more preferably in the range of 200 nm to 10 ⁇ m, and still more preferably in the range of 500 nm to 5 ⁇ m.
  • 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.
  • 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 metal layer 3 may contain 1% by mass to 20% by mass of metal silicon.
  • 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 preferably 10% by volume or more, and more preferably 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.
  • the metal-carbon composite material 1 includes the continuous metal layer 3 and the carbon particles 2 dispersed in the metal layer 3, the metal phase 3 acts as an aggregate and has high strength. In addition, the metal-carbon composite material 1 has excellent conductivity and excellent thermal conductivity.
  • the metal-carbon composite material 1 is suitably used as a sliding member.
  • the self-lubricating property of the carbon particles 2 contained in the metal-carbon composite material 1 is exhibited during sliding, and the frictional heat generated when the metal phase 3 having a continuous structure slides. And promote the removal of static electricity from the sliding surface. Therefore, it is possible to improve the reduction of the dynamic friction coefficient and the wear resistance especially when sliding for a long time. Further, the strength of the metal-carbon composite material 1 is remarkably improved by the metal phase 3 having a continuous structure, and it is possible to reduce the possibility of partial missing during sliding and breakage due to load.
  • the carbon content in the metal-carbon composite 1 is preferably 10 to 90% by volume.
  • the carbon content is less than 10% by volume, the self-lubricating property of carbon is hardly exhibited, and when the carbon content is more than 90% by volume, the metal phase 3 is difficult to take a continuous structure, as described above. May be difficult to achieve.
  • the carbon content is more preferably 50 to 90% by volume from the viewpoint of expressing the self-lubricating property of carbon.
  • the carbon content in the metal-carbon composite 1 is a value calculated from the mixing ratio of the raw materials.
  • the carbon substrate 21 is coated with ceramics to form carbon particles 2 having the carbon substrate 21 and the ceramic layer 22 that lowers the carbon substrate 21.
  • the ceramic layer 22 can be formed by a vapor phase method, a liquid phase method, a mechanical mixing method, or a combination of these methods, or by adding the carbon substrate 21 to the slurry of ceramic particles.
  • a method of forming ceramic layer 22 by adhering ceramic particles is preferable, and a uniform ceramic layer 22 can be formed around carbon substrate 21 preferably by using the CVR method.
  • a powdery carbon base material 21 and metal oxide powder are placed in a graphite crucible, heated under vacuum and held for a certain period of time, and then the metal in the evaporated metal oxide and the carbon base material 21 The surface of the carbon substrate 21 is converted to ceramics, and the ceramic layer 22 is formed.
  • 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 metal particles may be mixed with metal silicon.
  • the degree of the metal forming the metal phase 3 reacting with the carbon in the carbon particles 2 to form a metal carbide can be reduced.
  • 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 a binder, 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 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 and heating them while applying pressure. Therefore, 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 SiO powder having an average particle size of 300 ⁇ m was used as the metal oxide powder. Artificial graphite particles having an average particle diameter of 20 ⁇ m were used as the carbon substrate.
  • a carbon group made of graphite is prepared by uniformly mixing SiO powder and artificial graphite particles, placing them in a graphite crucible, heating them to 1500 ° C. under a pressure of 20 Pa or less, and heat-treating them for 2 hours. Carbon particles having an average particle diameter of 20 ⁇ m in which a ceramic layer made of SiC was uniformly formed on the material surface were obtained. The content of SiC in the carbon particles was 20% by weight, and the thickness of the ceramic layer was 1 ⁇ m.
  • the binder solution (4.5 g) dissolved in was mixed by rotation / revolution mixing to obtain a mixture.
  • the rotation / revolution mixing was performed at 2000 rpm for 60 seconds.
  • 10 g of the carbon particles were added to the obtained mixture, and the mixture was stirred and mixed at 2000 rpm for 180 seconds by rotation / revolution mixing.
  • 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.
  • the obtained molded body was put into a cylindrical graphite mold and fired in a hot press furnace to obtain a metal-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 metal-carbon composite was a cylinder having a height of 10 mm and a diameter of 30 mm.
  • the carbon content in the metal-carbon composite was 75% by volume.
  • Comparative Example 1 A metal-carbon composite material of Comparative Example 1 was obtained in the same manner as in Example 1 except that carbon particles without a ceramic layer were used and the metal silicon powder was entirely replaced with aluminum powder. The carbon content in the metal-carbon composite was 75% by volume.
  • FIG. 3 shows an optical micrograph of the aluminum-carbon composite material obtained in Example 1.
  • the dark part is carbon particles
  • the light part is aluminum. From the photograph shown in FIG. 3, it can be seen that the carbon particles are covered with aluminum, and the aluminum forms a continuous phase.
  • metal carbide when a metal-carbon composite material is produced by firing or sintering, metal carbide is generated. Some metal carbides react with moisture in the air and change into hydroxides. In this embodiment, the aluminum powder and the carbon base material react to produce Al 4 C 3 . When this Al 4 C 3 reacts with moisture in the air and changes to aluminum hydroxide, there is a risk of causing aged deterioration such as generation of cracks and material collapse.
  • the reaction heat generated by the reaction between aluminum and carbon and aluminum and silicon carbide at 700 ° C. is as shown in the following formulas (1) and (2).
  • FIG. 4 is a photograph obtained by elemental analysis of the cross section of the carbon particle of the metal-carbon composite material according to Example 1 using a scanning electron microscope.
  • the dark parts are Al and C, and the light parts are Si. Since the circular portion surrounded by Si is a carbon substrate, it is clearly shown that SiC completely covers the periphery of the carbon substrate and Al 4 C 3 is hardly generated. .
  • FIG. 5 shows the results of X-ray diffraction on the surface of the metal-carbon composite material of Example 1 and FIG. 6 of Comparative Example 1.
  • FIG. 5 shows that almost no peak derived from Al 4 C 3 is observed, and the production of Al 4 C 3 is remarkably suppressed.
  • FIG. 6 a peak derived from Al 4 C 3 is clearly seen, which indicates that generation of Al 4 C 3 occurs during firing and sintering.
  • Example 2 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. 10 g of mesographite particles having a particle size of 20 ⁇ m was added to the obtained mixture, 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.
  • the obtained molded body was put into a cylindrical graphite mold and fired in a hot press furnace to obtain a metal-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 sliding member was a cylinder having a height of 10 mm and a diameter of 30 mm.
  • the carbon content in the sliding member was 75% by volume.
  • Example 3 A sliding member of Example 3 was obtained in the same manner as Example 2 except that the amount of mesographite particles added was changed to 3.3 g. The carbon content in the sliding member was 25% by volume.
  • the sliding members of Example 2 and Example 3 were cut into a cylindrical shape of ⁇ 4 mm ⁇ height 9 mm.
  • a circular end surface of the sliding member is pressed against an aluminum (material: A1050) disk by applying a predetermined load and rotating the disk so that the sliding member is made of an aluminum material at a speed of 800 mm / sec. I made it slide.
  • the frictional force generated during this test was measured, and the dynamic friction coefficient for each applied load was calculated.
  • a similar test was performed using a graphite material (IG-11 manufactured by Toyo Tanso Co., Ltd.) and an aluminum material (material: A1050). The result is shown in FIG.
  • a material using an aluminum material has a dynamic friction coefficient of 0.7 at an applied load of 0.2 MPa, while the dynamic friction coefficient of other materials remains below 0.3.
  • Example 2 and Example 3 are clearly superior to the aluminum material and have the same dynamic friction coefficient as that of the graphite material.
  • the metal-carbon composite material of Example 3 has a high mechanical strength and a slidability equivalent to that of the graphite material.
  • the metal-carbon composite material of Example 2 has a smaller coefficient of dynamic friction than other members, and the metal-carbon composite material of Example 2 has a higher pressure. It shows that it is excellent in slidability below. Moreover, when the wear amount of Example 2 and Example 3 is compared, the wear amount of Example 2 is remarkably small, and it is considered that Example 2 is superior in terms of wear resistance.
  • the metal phase is Ag and the metal content is 75 to 90% by volume
  • the metal phase is Ag-10Ni and the metal content is 75 to 80% by volume.
  • Those having a metal phase of Cu and a metal content of 90 to 99% by volume can be suitably used as electrical contacts.
  • a metal phase of Cu-4.5Sn-2Pb and a metal content of 85 to 95% by volume can be suitably used as a high-speed bearing.
  • Those having a metal phase of Al—Si and a metal content of 90 to 99% by volume can be suitably used as sliding members, bearings, and pistons.
  • a metal phase having Al-4.5Cu and a metal content of 50 to 95% by volume can be suitably used as a sliding member.
  • a metal phase having Al-4.5Cu and a metal content of 95 to 99% by volume can be suitably used as a bearing.

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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。炭素粒子２は、炭素基材と、炭素基材を被覆しているセラミック層とを有する。

Description

金属－炭素複合材、金属－炭素複合材の製造方法及び摺動部材
　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。炭素粒子は、炭素基材と、セラミック層とを有する。セラミック層は、炭素基材を被覆している。
　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－炭素複合材のセラミック層は、ＳｉＣ、ＡｌＮ、Ａｌ２Ｏ３、Ｓｉ３Ｎ４、Ｂ４Ｃ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、ＺｎＯ、ＳｉＯ２及びＺｒＯ２からなる群より選ばれる少なくとも１種であることが好ましい。
　本発明に係る金属－炭素複合材のセラミック層の厚みは、１ｎｍ～２０μｍであることが好ましい。
　本発明に係る金属－炭素複合材において、炭素の含有率が５０体積％以上であることが好ましい。
　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を含むことが好ましい。
　本発明に係る金属－炭素複合材の金属相は、１質量％～２０質量％の金属シリコンを含むことが好ましい。
　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では、炭素基材をセラミックスにより被覆して、炭素基材と、炭素基材を被覆しているセラミック層とを有する炭素粒子を得る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を行う。混合物を成形して成形体を得る。成形体を焼成する。
　本発明に係る金属－炭素複合材の製造方法では、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。
　本発明に係る摺動部材は、連続している金属層と、金属層中に分散している炭素粒子とを備える。
　本発明に係る摺動部材において、炭素の含有量は、１０体積％～９０体積％であることが好ましい。
　本発明に係る摺動部材において、炭素の含有量は、５０体積％～９０体積％であることがより好ましい。
　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、炭素粒子の模式的断面図である。 図３は、実施例１で得られた金属－炭素複合材の光学顕微鏡写真である。 図４は、実験例１で得られた金属－炭素複合材中の、炭素粒子の断面を、走査型電子顕微鏡により元素分析した写真である。 図５は、実施例１で得られた金属－炭素複合材の、表面のＸ線回折結果を示すグラフである。 図６は、比較例１で得られた金属－炭素複合材の、表面のＸ線回折結果を示すグラフである。 図７は、実施例２，３における摺動部材及び比較材料の、動摩擦係数を示すグラフである。
　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２は金属－炭素複合材に含まれる炭素粒子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。この金属－炭素複合材１は、摺動部材を構成している。すなわち、摺動部材を構成している金属－炭素複合材１は、連続している金属層３と、金属層３中に分散している炭素粒子２とを備えている。
　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、図２に示すように、炭素基材２１とセラミック層２２とを有する。炭素基材は、炭素を主成分としている。セラミック層２２は、炭素基材２１を被覆している。炭素基材２１は、炭素以外の成分を含んでいてもよい。炭素基材２１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。炭素基材２１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。
　セラミック層２２を形成するセラミックスとしては、例えばＳｉＣ、ＡｌＮ、Ａｌ２Ｏ３、Ｓｉ３Ｎ４、Ｂ４Ｃ（炭化ホウ素）、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、ＺｎＯ、ＳｉＯ２及びＺｒＯ２などが好ましく用いられる。セラミック層２２は、１種類のセラミックスのみを含んでいてもよいし、複数種類のセラミックスを含んでいてもよい。
　セラミック層２２を炭素粒子の表面に形成する方法としては、ＣＶＲ法、気相法、液相法、機械的混合法、またはこれらを組み合わせた方法が挙げられる。また、セラミックス被覆粉末を形成する他の方法として、炭素粒子を、セラミックス粒子のスラリー中に添加することにより、炭素粒子の表面にセラミックス粒子を付着させ、セラミック層を形成する方法が挙げられる。
　セラミック層２２の厚みは、１ｎｍ～２０μｍの範囲内であることが好ましく、さらに好ましくは２００ｎｍ～１０μｍの範囲内であり、さらに好ましくは５００ｎｍ～５μｍの範囲内である。
　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。また、金属層３は、１質量％～２０質量％の金属シリコンを含むものであってもよい。
　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、１０体積％以上であることが好ましく、５０体積％以上であることがより好ましい。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。
　金属－炭素複合材１は、連続している金属層３と、金属層３中に分散している炭素粒子２とを備えるため、金属相３が骨材として作用し、高い強度を有する。また、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。
　金属－炭素複合材１は、摺動部材として好適に用いられる。金属－炭素複合材１では、摺動時に、金属－炭素複合材１中に含まれる炭素粒子２の自己潤滑性が発現すると共に、続した構造を有する金属相３が摺動時に発生する摩擦熱や静電気の摺動面からの除去を促進する。よって、とりわけ長時間に亘る摺動時における動摩擦係数の低下や耐摩耗性を向上させることができる。また、連続した構造を有する金属相３により金属－炭素複合材１の強度が著しく向上され、摺動時における部分的な欠落や、荷重による折損の恐れを低減することができる。
　金属－炭素複合材１が摺動部材を構成している場合、金属－炭素複合材１における炭素の含有率は、１０～９０体積％であることが好ましい。炭素の含有率が１０体積％を下回ると、炭素の自己潤滑性が発揮されにくくなり、炭素の含有率が９０体積％を上回ると、金属相３が連続した構造を取りにくくなり、上記のような効果が発現されにくくなる場合がある。また、炭素の含有率は、炭素の自己潤滑性を発現する観点からは、より好ましくは５０～９０体積％である。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。
　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。
　（セラミック層被覆工程）
　まず、炭素基材２１にをセラミックスにより被覆して、炭素基材２１と炭素基材２１を低くしているセラミック層２２とを有する炭素粒子２を形成する。炭素基材２１としては、上述のものを用いることができる。セラミック層２２の形成方法は、気相法、液相法、機械的混合法、またはこれらを組み合わせた方法や、炭素基材２１を、セラミックス粒子のスラリー中に添加することにより、炭素粒子の表面にセラミックス粒子を付着させ、セラミック層２２を形成する方法などが挙げられるが、好ましくはＣＶＲ法を用いることで、炭素基材２１の周囲に、均一なセラミック層２２を形成することが出来る。ＣＶＲ法は、例えば黒鉛るつぼ内に粉体状の炭素基材２１と金属酸化物粉とを入れ、真空下で加熱して一定時間保持すると、蒸発した金属酸化物中の金属と炭素基材２１の表面とが反応し、炭素基材２１の表面がセラミックスに転換されて、セラミック層２２が形成されるものである。
　（混合工程）
　次に、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。
　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。
　金属粒子には、金属相３を形成する金属の他に、金属シリコンを混合してもよい。金属シリコンを混合することで、金属相３を形成する金属が炭素粒子２中の炭素と反応し、炭化金属を形成する度合いを小さくすることができる。
　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）
　金属酸化物粉末として平均粒子径３００μｍのＳｉＯ粉末を用いた。炭素基材として平均粒子径２０μｍの人造黒鉛粒子を用いた。ＳｉＯ粉末と人造黒鉛粒子とを均一に配合した上で黒鉛るつぼ内に配置し、２０Ｐａ以下の気圧下で、加熱温度１５００℃とし、加熱時間２時間にて熱処理することで、黒鉛からなる炭素基材表面に、ＳｉＣからなるセラミック層が均一に形成された平均粒子径２０μｍの炭素粒子を得た。炭素粒子に占めるＳｉＣの含有量は２０重量％、セラミック層の厚みは１μｍであった。
　粒子径が１μｍのアルミニウム粉末（３．５６ｇ）及び粒子径が１μｍの金属シリコン粉末（０．４８ｇ）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。得られた混合物に前記炭素粒子を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金属－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。得られた金属－炭素複合材の形状は、高さ１０ｍｍ、直径３０ｍｍの円柱であった。金属－炭素複合材中の炭素の含有量は、７５体積％であった。
　（比較例１）
　炭素粒子としてセラミック層が形成されていないものを用い、金属シリコン粉末を全てアルミニウム粉末に置き換えた以外は、実施例１と同様にして、比較例１の金属－炭素複合材を得た。金属－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３に示す。図３において、色の濃い部分が炭素粒子であり、色の薄い部分がアルミニウムである。図３に示す写真から、炭素粒子は、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。
　また金属－炭素複合材を焼成や焼結によって作製すると金属カーバイドが生成する。金属カーバイドの中には、空気中の水分と反応して水酸化物に変化するものがあるが、本実施例においては、アルミニウム粉と炭素基材とが反応し、Ａｌ４Ｃ３が生じる。このＡｌ４Ｃ３が空気中の水分と反応して水酸化アルミニウムに変化すると、亀裂の発生、材料の崩壊といった経年劣化を起こす恐れがある。
　７００℃におけるアルミニウムと炭素、アルミニウムと炭化ケイ素との反応により生じる反応熱は、下式（１）（２）の通りである。
　４／３Ａｌ＋Ｃ　→　１／３Ａｌ４Ｃ３　ΔＧ９７３＝－５８ｋＪ／ｍｏｌ・・・（１）
　４／３Ａｌ＋ＳｉＣ　→　１／３Ａｌ４Ｃ３＋Ｓｉ　ΔＧ９７３＝－６ｋＪ／ｍｏｌ・・・（２）
　反応速度は、反応熱の大きさに依存するが、反応熱が小さいほど反応速度が小さくなる。従って、ＳｉＣからなるセラミック層により被覆された金属－炭素複合材の方が、被覆されていない金属－炭素複合材よりＡｌ４Ｃ３を生じにくくでき、上記のような水酸化アルミニウムへの変化による不具合の発生を抑制できると考えられる。
　図４は、実施例１に係る金属－炭素複合材の、炭素粒子の断面を走査型電子顕微鏡により元素分析した写真である。色の濃い部分がＡｌ及びＣであり、色の薄い部分がＳｉである。Ｓｉに囲まれた円形状の部位が炭素基材であることから、ＳｉＣは炭素基材の周囲を完全に覆っており、Ａｌ４Ｃ３が生じにくくされていることが明瞭に示されている。
　図５に実施例１、図６に比較例１の、金属－炭素複合材表面のＸ線回折結果を示す。図５には、Ａｌ４Ｃ３に由来するピークが殆ど見られず、Ａｌ４Ｃ３の生成が顕著に抑制されていることが表されている。対して図６では、Ａｌ４Ｃ３に由来するピークが明確に見られており、焼成や焼結時におけるＡｌ４Ｃ３の生成が生じていることが表されている。
　（実施例２）
　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金属－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。得られた摺動部材の形状は、高さ１０ｍｍ、直径３０ｍｍの円柱であった。摺動部材中の炭素の含有量は、７５体積％であった。
　（実施例３）
　加えるメソ黒鉛粒子の量を３．３ｇとした以外は実施例２と同様にして、実施例３の摺動部材を得た。この摺動部材中の炭素の含有量は、２５体積％であった。
　実施例２及び実施例３の摺動部材を切削加工し、φ４ｍｍ×高さ９ｍｍの円筒形状とした。この摺動部材の円形端面をアルミニウム（材質：Ａ１０５０）製のディスク上に所定の荷重を印加して押し当てると共に、ディスクを回転させることで、摺動部材が８００ｍｍ／ｓｅｃの速度でアルミニウム材料と摺動するようにした。この試験時に発生した摩擦力を測定し、印加した荷重毎の動摩擦係数を算出した。同様の試験を、黒鉛材料（東洋炭素株式会社製ＩＧ－１１）及びアルミニウム材料（材質：Ａ１０５０）にて行った。その結果を図７に示す。
　アルミニウム材料を用いたものが、印加した荷重０．２ＭＰａで動摩擦係数が０．７であるのに対し、他の材料の動摩擦係数は０．３以下に留まっている。印加した荷重が０．１～１．０ＭＰａの範囲では、実施例２及び実施例３がアルミニウム材料に対して明らかに優位にあり、且つ黒鉛材料と同等の動摩擦係数であることから、実施例２及び実施例３の金属－炭素複合材が高い機械的強度を備えつつ、黒鉛材料と同等の摺動性を備えることが表されている。
　また印加した荷重１．２ＭＰａ～３．２ＭＰａの範囲では、実施例２の金属－炭素複合材が他の部材と比較して動摩擦係数が小さくなり、実施例２の金属－炭素複合材が高い圧力下における摺動性に優れることが表されている。また実施例２と実施例３との摩耗量を比較すると、実施例２の摩耗量が顕著に小さくなっており、耐摩耗性という点で実施例２が優位にあると考えられる。
　本発明に係る金属－炭素複合材において、金属相をＡｇとし、金属含有量を７５～９０体積％としたもの、金属相をＡｇ－１０Ｎｉとし、金属含有量を７５～８０体積％としたもの、金属相をＣｕとし、金属含有量を９０～９９体積％としたものは、電気接点として好適に用いることができる。金属相をＣｕ－４．５Ｓｎ－２Ｐｂとし、金属含有量を８５～９５体積％としたものは、高速ベアリングとして好適に用いることができる。金属相をＡｌ－Ｓｉとし、金属含有量を９０～９９体積％としたものは、摺動部材、ベアリング、ピストンとして好適に用いることができる。金属相をＡｌ－４．５Ｃｕとし、金属含有量を５０～９５体積％としたものは、摺動部材として好適に用いることができる。金属相をＡｌ－４．５Ｃｕとし、金属含有量を９５～９９体積％としたものは、ベアリングとして好適に用いることができる。
　１…金属－炭素複合材
　２…炭素粒子
　２１…炭素基材
　２２…セラミック層
　３…金属相

Claims (15)

  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、
    　前記炭素粒子は、炭素基材と、前記炭素基材を被覆しているセラミック層とを有する金属－炭素複合材。
  2. 　前記セラミック層は、ＳｉＣ、ＡｌＮ、Ａｌ２Ｏ３、Ｓｉ３Ｎ４、Ｂ４Ｃ、ＴａＣ、ＮｂＣ、ＺｒＣ、ＺｎＯ、ＳｉＯ２及びＺｒＯ２からなる群より選ばれる少なくとも１種からなる請求項１に記載の金属－炭素複合材。
  3. 　前記セラミック層の厚みは、１ｎｍ～２０μｍである請求項１又は２に記載の金属－炭素複合材。
  4. 　炭素の含有率が５０体積％以上である請求項１～３のいずれか１項に記載の金属－炭素複合材。
  5. 　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を含む請求項１～４のいずれか１項に記載の金属－炭素複合材。
  6. 　前記金属相は、１質量％～２０質量％の金属シリコンを含む請求項１～５のいずれか１項に記載の金属－炭素複合材。
  7. 　前記金属相の厚みは、１０ｎｍ～１００μｍである請求項１～６のいずれか１項に記載の金属－炭素複合材。
  8. 　前記炭素粒子の粒子径は、５０ｎｍ～５００μｍの範囲内にある請求項１～７のいずれか１項に記載の金属－炭素複合材。
  9. 　炭素基材をセラミックスにより被覆して、炭素基材と、前記炭素基材を被覆しているセラミック層とを有する炭素粒子を得る工程と、
    　金属粒子と前記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。
  10. 　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９に記載の金属－炭素複合材の製造方法。
  11. 　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９または１０に記載の金属－炭素複合材の製造方法。
  12. 　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９～１１のいずれか一項に記載の金属－炭素複合材の製造方法。
  13. 　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、を備える摺動部材。
  14. 　炭素の含有率が１０～９０体積％である請求項１３に記載の摺動部材。
  15. 　炭素の含有率が５０～９０体積％である請求項１４に記載の摺動部材。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104975200A (zh) * 2014-04-04 2015-10-14 中国科学院苏州纳米技术与纳米仿生研究所 一种高性能铝/碳复合材料及其制备方法
WO2020203185A1 (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 住友電気工業株式会社 複合材料

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9325012B1 (en) * 2014-09-17 2016-04-26 Baker Hughes Incorporated Carbon composites
US10480288B2 (en) 2014-10-15 2019-11-19 Baker Hughes, A Ge Company, Llc Articles containing carbon composites and methods of manufacture
US9962903B2 (en) 2014-11-13 2018-05-08 Baker Hughes, A Ge Company, Llc Reinforced composites, methods of manufacture, and articles therefrom
US9726300B2 (en) * 2014-11-25 2017-08-08 Baker Hughes Incorporated Self-lubricating flexible carbon composite seal
CN108588471B (zh) * 2018-05-09 2020-01-10 台州学院 含纳米碳化锆陶瓷颗粒铜基电极材料的一步合成方法
CN109503173A (zh) * 2018-11-30 2019-03-22 河南华西耐火材料有限公司 一种高炉冷却壁高强复合材料、制备方法及其在保护冷却壁中的应用
CN112190761B (zh) * 2020-09-28 2022-10-18 湖南碳康生物科技有限公司 一种碳基复合材料人工骨修补材料及其制备方法
CN112195357A (zh) * 2020-09-30 2021-01-08 季华实验室 中子吸收材料及其制备方法
JP2023006510A (ja) * 2021-06-30 2023-01-18 日亜化学工業株式会社 発光モジュール、車両用灯具、及び、放熱部材
JP7197945B1 (ja) 2022-01-14 2022-12-28 アドバンスコンポジット株式会社 金属被覆金属基複合材料及び金属被覆金属基複合材料の製造方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS52822B2 (ja) * 1973-04-06 1977-01-11
JPH06297131A (ja) 1993-04-12 1994-10-25 Mitsubishi Alum Co Ltd 均質なセラミックス粒子分散型複合金属材料の製造法
JPH10140265A (ja) * 1996-11-12 1998-05-26 Zexel Corp 耐摩耗性複合材料
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
JP2003034587A (ja) 2001-07-25 2003-02-07 Ryoka Macs Corp 炭素基複合材料及び塑性加工性改良方法
JP2003138328A (ja) 2001-10-31 2003-05-14 Oiles Ind Co Ltd 黒鉛含有アルミニウム合金の製造方法及び摺動部材
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
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
JP2010067842A (ja) 2008-09-11 2010-03-25 Am Technology:Kk 黒鉛一金属複合体とアルミニウム押出材の組合せからなる放熱体。

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4376803A (en) * 1981-08-26 1983-03-15 The Aerospace Corporation Carbon-reinforced metal-matrix composites
JP2909744B2 (ja) * 1988-06-09 1999-06-23 日新製鋼株式会社 微粉末を被覆する方法と装置
JP3557053B2 (ja) * 1996-09-30 2004-08-25 三洋電機株式会社 冷媒圧縮機
US6503572B1 (en) * 1999-07-23 2003-01-07 M Cubed Technologies, Inc. Silicon carbide composites and methods for making same
US20050181209A1 (en) * 1999-08-20 2005-08-18 Karandikar Prashant G. Nanotube-containing composite bodies, and methods for making same
JP2001240925A (ja) * 2000-02-29 2001-09-04 Daido Metal Co Ltd 銅系摺動材料
DE10320838B4 (de) * 2003-05-08 2014-11-06 Rogers Germany Gmbh Faserverstärktes Metall-Keramik/Glas-Verbundmaterial als Substrat für elektrische Anwendungen, Verfahren zum Herstellen eines derartigen Verbundmaterials sowie Verwendung dieses Verbundmaterials
JP4383254B2 (ja) * 2004-05-28 2009-12-16 オイレス工業株式会社 黒鉛含有アルミニウム合金の製造方法及び摺動部材
US20080078484A1 (en) * 2004-09-23 2008-04-03 Middlesex Silver Co. Limited Copper-Boron Master Alloy And Its Use In Making Silver-Copper Alloys
JP5575472B2 (ja) * 2007-04-26 2014-08-20 株式会社小松製作所 銅合金系摺動材料および銅合金系摺動部材
WO2010027504A1 (en) * 2008-09-08 2010-03-11 Materials And Electrochemical Research (Mer) Corporation Machinable metal/diamond metal matrix composite compound structure and method of making same

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS52822B2 (ja) * 1973-04-06 1977-01-11
JPH06297131A (ja) 1993-04-12 1994-10-25 Mitsubishi Alum Co Ltd 均質なセラミックス粒子分散型複合金属材料の製造法
JPH10140265A (ja) * 1996-11-12 1998-05-26 Zexel Corp 耐摩耗性複合材料
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
JP2003034587A (ja) 2001-07-25 2003-02-07 Ryoka Macs Corp 炭素基複合材料及び塑性加工性改良方法
JP2003138328A (ja) 2001-10-31 2003-05-14 Oiles Ind Co Ltd 黒鉛含有アルミニウム合金の製造方法及び摺動部材
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
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
JP2010067842A (ja) 2008-09-11 2010-03-25 Am Technology:Kk 黒鉛一金属複合体とアルミニウム押出材の組合せからなる放熱体。

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2894138A4

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104975200A (zh) * 2014-04-04 2015-10-14 中国科学院苏州纳米技术与纳米仿生研究所 一种高性能铝/碳复合材料及其制备方法
WO2020203185A1 (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 住友電気工業株式会社 複合材料
JPWO2020203185A1 (ja) * 2019-03-29 2020-10-08
JP7350058B2 (ja) 2019-03-29 2023-09-25 株式会社アライドマテリアル 複合材料

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