WO2018174250A1

WO2018174250A1 - プリプレグおよび繊維強化複合材料

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Publication number: WO2018174250A1
Application number: PCT/JP2018/011715
Authority: WO
Inventors: 行弘原田; 敦野原
Original assignee: 三菱ケミカル株式会社
Priority date: 2017-03-24
Filing date: 2018-03-23
Publication date: 2018-09-27
Also published as: CA3056671C; US10920031B2; EP3604406A4; EP3604406A1; US20200010634A1; CA3056671A1; JP6673474B2; JPWO2018174250A1

Abstract

（Ａ）成分、（Ｂ）成分および（Ｃ）成分を含むプリプレグであって、前記（Ａ）成分が強化繊維基材であり、前記（Ｂ）成分がエポキシ樹脂組成物であり、　前記（Ｃ）成分が、（ｃ１）成分又は（ｃ２）成分であり、前記（ｃ１）成分がポリアミド粒子と熱硬化性ポリイミド粒子とを含み、前記（ｃ２）成分が融点１４０～１７５℃のポリアミドの真球形状の粒子を含む、プリプレグ。

Description

プリプレグおよび繊維強化複合材料

　本発明は、プリプレグおよび繊維強化複合材料に関する。
　本願は、２０１７年３月２４日に、日本に出願された特願２０１７－０５８５０７号、２０１７年３月２４日に、日本に出願された特願２０１７－０５８５０８号、及び２０１８年２月２３日に、日本に出願された特願２０１８－０３０２８９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

　繊維強化複合材料は、軽量、高強度および高剛性であることから、スポーツ・レジャー分野、自動車分野、航空機分野、他の一般産業分野等に幅広く用いられている。最近では、より軽量、高強度および高剛性である繊維強化複合材料が、自動車分野、航空機分野等においてよく用いられている。

　繊維強化複合材料は、強化繊維およびマトリックス樹脂を必須の構成要素とする材料である。繊維強化複合材料は、強化繊維の繊維軸方向の強度および弾性率が極めて高いものの、繊維軸方向に対して直角方向の強度および弾性率が低い、異方性材料である。

　繊維強化複合材料は、例えば強化繊維基材に未硬化の熱硬化性樹脂組成物を含浸させたプリプレグを積層し、加熱成形し、熱硬化性樹脂組成物を硬化させて製造される。繊維強化複合材料を製造する際には、強化繊維の織物を用いたプリプレグを用いたり、一方向に配列した強化繊維を用いたプリプレグの繊維軸方向を異方向に組み合わせて積層したりすることによって、異方性材料である繊維強化複合材料の各方向における物性の制御が行われる。

　しかし、プリプレグを積層して製造された繊維強化複合材料においては、積層されるプリプレグの表面近傍のマトリックス樹脂からなる層間領域における強化繊維の分率が小さく、かつ層間領域の両側の強化繊維の配向が異なる場合があるため、層間領域に応力が集中しやすくなる。そのため、繊維強化複合材料の衝撃後圧縮強度等については、層間領域での破壊が支配的となる。したがって、強化繊維の強度を向上させても、繊維強化複合材料の衝撃後圧縮強度等の抜本的な改良には結びつかないことが知られている。特に熱硬化性樹脂組成物の硬化物をマトリックス樹脂とする場合、熱硬化性樹脂組成物の硬化物は、コスト、生産性、耐熱性といった種々の利点を有する一方で、靱性に乏しいという欠点を有するため、繊維強化複合材料の層間領域の靱性も不十分なものとなる。

　層間領域の靱性が向上した繊維強化複合材料としては、例えば、下記のものが提案されている。
　（１）層間領域に高靱性なポリアミド等の微粒子を配置した繊維強化複合材料（特許文献１、２）。
　（２）層間領域に特定の粒子径分布指数、真球度およびガラス転移温度を有する微粒子を配置し、マトリックス樹脂にエラストマー成分を含ませた特定の繊維強化複合材料（特許文献３）。
　（３）層間領域に高靱性なポリアミドの微粒子を配置し特異なモルホロジーを形成させた繊維強化複合材料、および製造方法。（特許文献４、５）。
　近年、航空機の構造材、風車のブレード等の大型かつ３次元的な曲面形状を有する部材への繊維強化複合材料の適応が進められている。大型部材や３次元的な曲面形状を有する部材に引張や圧縮の応力が負荷された場合、繊維強化複合材料の層間領域に面外方向への引き剥がし応力が発生する。よって、繊維強化複合材料の層間領域において生じた亀裂の進行を抑制するモードＩ層間破壊靱性およびモードＩＩ層間破壊靱性が重要な特性となっている。

　（１）の繊維強化複合材料においては、モードＩＩ層間破壊靱性によって進展する際の層間破壊靱性が高いため、衝撃後圧縮強度が高く、部材表面への落錘衝撃による損傷が抑えられる。しかし、特許文献１の繊維強化複合材料は、成型後の微粒子のモルホロジーや微粒子とマトリックス樹脂組成物との界面性状に関して十分に考慮されておらず、部材の大型化や３次元的な曲面形状のような複雑化に必要なモードＩ層間破壊靱性およびモードＩＩ層間破壊靱性が不十分である。また特許文献２のプリプレグやその繊維強化複合材料の成型方法では、層間領域に配置した微粒子の融点や成型温度により維強化複合材料中の微粒子に関わるモルホロジーを制御している。このため製造条件に制約がかかる。また微粒子とマトリックス樹脂との界面性状に関して十分に考慮されておらず、繊維強化複合材料の層間領域に面外方向への引き剥がし応力により生じた亀裂は微粒子とマトリックス樹脂との界面を進行するため微粒子配置の効果が十分に得ることが出来ず、さらに前記亀裂は微粒子とマトリックス樹脂組成物との界面を進行する際に強化繊維とマトリックス樹脂との界面へ転移していってしまう。
　（２）の繊維強化複合材料は、衝撃後圧縮強度の向上に有効なモードＩＩ層間破壊靱性および大型化や３次元的な曲面形状のような複雑化に必要なモードＩ層間破壊靱性が高い。しかし、成型後の微粒子のモルホロジーや微粒子とマトリックス樹脂組成物との界面性状に関して十分に考慮されておらず、繊維強化複合材料の製造条件によっては特許文献２と同様に繊維強化複合材料の層間領域に面外方向への引き剥がし応力により生じた亀裂が層間領域に安定して留まることが出来ないため、微粒子配置の効果が十分に得ることが出来ない。
　（３）の特許文献には、層間領域に高靱性なポリアミドの微粒子を配置し特異なモルホロジーを形成させることで、モードＩ層間破壊靱性およびモードＩＩ層間破壊靱性に優れた繊維強化複合材料を製造できる方法が開示されている。しかし、硬化温度や昇温速度等の製造条件に制約がかかり、前記特異なモルホロジーを形成させることができなければ、十分なモードＩ層間破壊靱性およびモードＩＩ層間破壊靱性は発現しない。

特開昭６３－１６２７３２号公報特開２００９－２８６８９５号公報国際公開第２０１２／１０２２０１号公報特願２０１７－２０６６１５号公報特開２０１６－１９９６８２号公報

　本発明は、硬化温度や昇温速度等の製造条件に関わらず、安定してモードＩ層間破壊靱性およびモードＩＩ層間破壊靱性に優れたプリプレグおよび繊維強化複合材料を提供することを目的とする。

　本発明は以下の態様を有する。
［１］　（Ａ）成分、（Ｂ）成分および（Ｃ）成分を含むプリプレグであって、
　前記（Ａ）が強化繊維基材であり、
　前記（Ｂ）がエポキシ樹脂組成物であり、
　前記（Ｃ）成分が（ｃ１）成分または（ｃ２）成分であり、
　前記（ｃ１）成分がポリアミド粒子と熱硬化性ポリイミド粒子とを含み、
　前記（ｃ２）成分が融点１４０～１７５℃のポリアミドの真球形状の粒子を含む、プリプレグ。
［２］　前記（Ｃ）成分が前記（ｃ１）成分である、［１］に記載のプリプレグ。
［３］　前記（Ｃ）成分が前記（ｃ１）成分であり、
　［ポリアミド粒子］：［熱硬化性ポリイミド粒子］で表される質量比が６０：４０～９５：５である、［１］または［２］に記載のプリプレグ。
［４］　前記（Ｃ）成分が前記（ｃ１）成分であり、
　前記（ｃ１）成分中のポリアミド粒子の融点が１４０℃～１７５℃である、［１］から［３］のいずれか一項に記載のプリプレグ。
［５］　前記（Ｃ）成分が前記（ｃ１）成分であり、
　前記（ｃ１）中のポリアミド粒子が結晶性共重合ナイロン粒子である、［１］から［４］のいずれか一項に記載のプリプレグ。
［６］　前記（Ｃ）成分が前記（ｃ１）成分であり、
　前記（ｃ１）中のポリアミド粒子が、ナイロン１２とナイロン６との共重合体からなる真球形状の粒子である、［１］から［４］のいずれか一項に記載のプリプレグ。
［７］　前記（Ｃ）成分が前記（ｃ２）成分である、［１］に記載のプリプレグ。
［８］　前記融点１４０～１７５℃のポリアミドの真球形状の粒子が、結晶性共重合ナイロン粒子である、［７］に記載のプリプレグ。
［９］　前記融点１４０～１７５℃のポリアミドの真球形状の粒子が、ナイロン１２とナイロン６との共重合体からなる真球形状の粒子である、［７］に記載のプリプレグ。
［１０］　前記（Ｃ）成分が前記（ｃ２）成分であり、
　前記（ｃ２）が、更に熱硬化性ポリイミド粒子を含む、［１］、および［７］から［９］のいずれかに記載のプリプレグ。
［１１］
　前記（Ｃ）成分が前記（ｃ２）成分であり、
　前記（ｃ２）が、更に熱硬化性ポリイミド粒子を含み、
　前記熱硬化性ポリイミド粒子が、下記一般式（１）または下記一般式（２）の化学構造を含む、［１］、および［７］～［１０］のいずれか一項に記載のプリプレグ。

（式（１）中、Ｒは２価の連結基を表す。）

［１２］　前記（Ｃ）成分の７０質量％以上が前記（Ａ）成分の表層に存在する、［１］から［１１］のいずれか一項に記載のプリプレグ。
［１３］　前記（Ａ）成分が強化繊維を含み、前記強化繊維が炭素繊維である、［１］から［１２］のいずれか一項に記載のプリプレグ。
［１４］　前記（Ｂ）成分が、エポキシ樹脂、及び芳香族ポリアミンを含有し、
　前記エポキシ樹脂が、ナフタレン骨格を有するエポキシ樹脂を含有し、
　前記ナフタレン骨格を有するエポキシ樹脂の含有量が、前記エポキシ樹脂の総質量に対し、６０～１００質量％である、［１］から［１３］のいずれか一項に記載のプリプレグ。
［１５］　前記（Ｃ）成分の含有量が、前記（Ｂ）成分１００質量部に対し５～２５質量部である、［１］～［１４］のいずれか一項に記載のプリプレグ。
［１６］　［１］から［１５］のいずれか一項に記載のプリプレグを２枚以上積層し、前記（Ｂ）成分の硬化温度以上で加熱してなる繊維強化複合材料。
［１７］　（Ａ）成分、（Ｂ’）成分および（Ｃ）成分を含む繊維強化複合材料であって、
　前記（Ａ）成分が強化繊維基材であり、
　前記（Ｂ’）成分がエポキシ樹脂組成物の硬化物であり、
　前記（Ｃ）成分が（ｃ１）成分又は（ｃ２）成分であり、
　前記（ｃ１）成分がポリアミド粒子と熱硬化性ポリイミド粒子とを含み、
　前記（ｃ２）成分が融点１４０～１７５℃のポリアミドの真球形状の粒子を含み、
　前記（Ａ）成分が複数枚積層されており、かつ前記（Ｃ）成分が前記（Ａ）成分の層間に存在する、繊維強化複合材料。

［１８］　前記（Ｂ）成分が、エポキシ樹脂を含有し、
　前記エポキシ樹脂が、オキサゾリドン環骨格を有するエポキシ樹脂を含有する、［１］から［１５］のいずれか一項に記載のプリプレグ。
［１９］　前記オキサゾリドン環骨格を有するエポキシ樹脂の割合は、前記（Ｂ）成分中の前記エポキシ樹脂１００質量％に対し、１０～４０質量％である、［１８］に記載のプリプレグ。
［２０］　前記（Ｂ）成分が、芳香族ポリアミンを含有し、
　前記芳香族ポリアミンが４，４’－ジアミノジフェニルスルホンである、［１］から［１５］、［１８］、及び［１９］のいずれか一項に記載のプリプレグ。
［２１］　前記（Ｂ）成分が、エポキシ樹脂を含有し、
　前記エポキシ樹脂が、ビスフェノールＡ型エポキシ樹脂、ビスフェノールＦ型エポキシ樹脂、及び３官能以上のエポキシ樹脂からなる群から選択される少なくとも１種のエポキシ樹脂を含む、［１］から［１５］、および［１８］から［２０］に記載のプリプレグ。

　本発明によれば、硬化温度や昇温速度等の製造条件に関わらず、安定してモードＩ層間破壊靱性およびモードＩＩ層間破壊靱性に優れたプリプレグおよび繊維強化複合材料を提供することができる。

ＤＣＢ試験における繊維強化複合材料の破面ＳＥＭ像（（Ｃ）成分の界面が露出している様相）である。ＤＣＢ試験における繊維強化複合材料の破面ＳＥＭ像（（Ｃ）成分の界面が露出していない様相）である。実施例で用いた評価用成型板の平面図である。

　以下に、本発明の一実施形態に係る繊維強化複合材料、およびその製造方法についてより詳細に説明する。
　本発明のプリプレグは、下記（Ａ）成分、（Ｂ）成分および（Ｃ）成分を含むプリプレグである。
　（Ａ）成分：強化繊維基材
　（Ｂ）成分：エポキシ樹脂組成物
　（Ｃ）成分：（ｃ１）成分又は（ｃ２）成分であり、前記（ｃ１）成分がポリアミド粒子と熱硬化性ポリイミド粒子を含み、前記（ｃ２）成分が融点１４０～１７５℃のポリアミドの真球形状の粒子を含む。
　また、本発明の繊維強化複合材料は、上記（Ａ）成分、（Ｂ’）成分の硬化物および（Ｃ）成分を含む繊維強化複合材料であって、（Ａ）成分が複数枚積層されており、かつ（Ｃ）成分が（Ａ）成分の表層に存在する、繊維強化複合材料である。
　更に本発明の繊維強化複合材料は、上記のプリプレグの２枚以上が積層された積層体の硬化物である。

　＜定義＞
　本発明および本発明に関する説明において使用する用語は、以下の通りである。
　「結晶性ポリアミド樹脂」とは、示差走査熱量測定（以下、ＤＳＣと記載する。）において融点が現れる樹脂のことを意味する。
　「非晶性ポリアミド樹脂」とは、ＤＳＣにおいて融点が現れない樹脂のことを意味する。
・「層間」とはプリプレグを積層して製造された繊維強化複合材料において、積層されるプリプレグとプリプレグとの境界近傍の強化繊維の分率が小さくなっている領域を意味する。
　「真球形状の粒子」とは、真球状の粒子とは、走査型電子顕微鏡（日本電子社製、ＪＳＭ－６３９０）を用い、無作為に選ばれた１０個の粒子について短径および長径を測定し、当該１０個の粒子の長径に対する短径の比（短径／長径）の平均値が０．９５以上である粒子のことを指す。
　「融点」は、以下のように得られた結晶性樹脂のＤＳＣ曲線の融解ピーク温度である。結晶性樹脂を、室温から、推測される融点よりも約３０℃高い温度まで、１０℃／分で加熱し、推測される融点よりも約３０℃高い温度にて１０分間保った。次に結晶性樹脂を、推測される融点よりも約５０℃低い温度まで１０℃／分で冷却した。そして結晶性樹脂を、推測される融点よりも約３０℃高い温度まで１０℃／分で加熱した。
　「ガラス転移温度」は、以下の通り非結晶性樹脂のＤＳＣ測定から求めた中間点ガラス転移温度である。非晶性樹脂を、室温から、推測されるガラス転移温度よりも約３０℃高い温度まで、１０℃／分で加熱し、推測されるガラス転移温度よりも約３０℃高い温度にて１０分間保った。非晶性樹脂を、推測されるガラス転移温度よりも約５０℃低い温度まで急冷した非晶性樹脂を、推測されるガラス転移温度よりも約３０℃高い温度まで２０℃／分で加熱した。得られたＤＳＣ曲線のガラス転移温度に伴うベースラインの転移箇所において、低温側のベースラインを延長した直線と高温側のベースラインを延長した直線とから縦軸方向に等距離にある直線とベースラインの転移部分の曲線が交わる点をガラス転移温度とした。
　「平均粒子径」は、粒子径分布測定によって得られた体積基準による累積分布において累積頻度５０％にあたる粒子径（Ｄ５０）のことを意味する。
　「エポキシ樹脂」とは、分子内に２つ以上のエポキシ基を有する化合物のことを意味する。
　「層間破壊靱性」とは、単位面積辺りの層間剥離亀裂を生じる際に必要なエネルギーの限界値のことを意味する。
　「ＧＩＣ」とは、亀裂進展初期のモードＩ層間破壊靱性値のことを意味する。
　「ＧＩＩＣ」とは、亀裂進展初期のモードＩＩ層間破壊靱性値のことを意味する。
　「モードＩ」とは、亀裂開口変位の方向が各々亀裂面に対して垂直な（開口形）変形モードのことを意味する。
　「モードＩＩ」とは、亀裂開口変位の方向が亀裂面に平行で、亀裂前縁に垂直な（縦せん断形）変形モードのことを意味する。
　「亀裂開口変位」とは、亀裂上下面の相対的変位をいう。

　＜繊維強化複合材料＞
　本発明の一実施形態に係る繊維強化複合材料は、特定の条件を満たす２つ以上のプリプレグを積層して硬化させてなる繊維強化複合材料である。

　＜プリプレグ＞
　プリプレグは、（Ａ）成分、（Ｂ）成分、および（Ｃ）成分を含む。

　（（Ａ）成分）
　（Ａ）成分は、強化繊維基材であり、シート状であることが好ましい。強化繊維基材は、強化繊維が単一方向に配列したものであってもよく、ランダム方向に配列したものであってもよい。
　（Ａ）成分の形態としては強化繊維の織物、および不織布、並びに強化繊維の長繊維が一方向に引き揃えられたシート等が挙げられる。
　（Ａ）成分は、比強度や比弾性率が高い繊維強化複合材料を成形することができるという観点からは、長繊維が単一方向に引き揃えられた強化繊維の束からなるシートであることが好ましく、取り扱いが容易であるという観点からは、強化繊維の織物であることが好ましい。

　強化繊維は、長繊維であってもよく、前記長繊維はストランド状であってもよい。また、強化繊維は、粉砕されていてもよく（ミルド）、長繊維、またはそのストランドが切断されたものであってもよい（チョップド）。
　強化繊維の材質としては、ガラス繊維、炭素繊維（黒鉛繊維を包含する。）、アラミド繊維、およびボロン繊維等が挙げられる。強化繊維基材は、繊維強化複合材料の機械的物性および軽量化の観点から、炭素繊維基材が好ましい。

　炭素繊維のＡＳＴＭ　Ｄ４０１８に準拠した引張強度は、３５００ＭＰａ以上であることが好ましく、５０００ＭＰａ以上であることがより好ましく、６０００ＭＰａ以上であることがさらに好ましい。引張弾性率は１５０ＧＰａ以上であることが好ましく、２００ＧＰａ以上であることがより好ましく、２５０ＧＰａ以上であることがさらに好ましい。

　例えば、航空機の構造材として、一実施形態に係る繊維強化複合材料を用いる場合、前記繊維強化複合材料に用いられる炭素繊維は、ストランド強度が高いものであることが好ましく、炭素繊維のＡＳＴＭ　Ｄ４０１８に準拠したストランド強度は、６０００ＭＰａ以上であることが好ましい。

　炭素繊維の繊維径は、３μｍ以上であることが好ましく、１２μｍ以下であることが好ましい。炭素繊維の繊維径が３μｍ以上であれば、炭素繊維を加工するための、例えば、コーム、ロール等のプロセスにおいて、炭素繊維が横移動して炭素繊維同士が擦れたり、炭素繊維とロール表面等とが擦れたりするときに、炭素繊維が切断したり、毛羽だまりが生じたりしにくい。このため、安定した強度の繊維強化複合材料を好適に製造することができる。また、炭素繊維の繊維径が１２μｍ以下であれば、通常の方法で炭素繊維を製造することができる。つまり、炭素繊維の繊維径は、３～１２μｍであることが好ましい。
　炭素繊維束における炭素繊維の本数は、１，０００～７０，０００本が好ましい。

　（（Ｂ）成分）
　（Ｂ）成分は、エポキシ樹脂組成物である。
　（Ｂ）成分は、エポキシ樹脂およびエポキシ樹脂の硬化剤を含むことが好ましい。（Ｂ）成分は、必要に応じてエポキシ樹脂および硬化剤以外の他の成分を含んでもよい。

　エポキシ樹脂：
　エポキシ樹脂としては、通常、分子内に２つ以上のエポキシ基を有する２官能以上のエポキシ樹脂が用いられる。エポキシ樹脂としては、（Ｂ）成分の硬化物の耐熱性、剛性を維持したまま、靱性を向上できる点からは、オキサゾリドン環骨格を有するエポキシ樹脂が好ましい。

　エポキシ樹脂としては、比較低粘度であり、かつ（Ｂ）成分の硬化物の耐熱性、靱性等の特性に悪影響を与えない点からは、２５℃で液状のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂および２５℃で液状のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂のいずれか一方または両方が好ましい。

　エポキシ樹脂としては、（Ｂ）成分の硬化物に靱性を付与する点からは、２５℃で固形のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂および２５℃で固形のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂のいずれか一方または両方が好ましい。

　エポキシ樹脂としては、（Ｂ）成分の硬化物の耐熱性の向上の点からは、分子内に３つ以上のエポキシ基を有する３官能以上のエポキシ樹脂が好ましい。

　オキサゾリドン環骨格を有するエポキシ樹脂：
　オキサゾリドン環骨格を有するエポキシ樹脂は、ウレタン変性エポキシ樹脂またはイソシアネート変性エポキシ樹脂とも呼ばれる。オキサゾリドン環骨格を有するエポキシ樹脂の市販品としては、ＤＩＣ社製のＥＰＩＣＬＯＮ（登録商標）ＴＳＲ－４００、新日鉄住金化学社製のエポトート（登録商標）ＹＤ－９５２、ＤＯＷ社製のＤ．Ｅ．Ｒ．（登録商標）８５８、旭化成イーマテリアルズ社製のＬＳＡ３３０１等が挙げられる。

　オキサゾリドン環骨格を有するエポキシ樹脂の割合は、（Ｂ）成分中の全エポキシ樹脂１００質量％に対し、５～７０質量％が好ましく、１０～６０質量％がより好ましい。オキサゾリドン環骨格を有するエポキシ樹脂の割合が前記範囲の下限値以上であれば、（Ｂ）成分の硬化物の耐熱性、剛性を十分に維持したまま、靱性を十分に向上できる。オキサゾリドン環骨格を有するエポキシ樹脂の割合が前記範囲の上限値以下であれば、（Ｂ）成分の粘度が高くなりすぎないため、（Ｂ）成分の取扱性がよく、プリプレグの作製が容易であり、プリプレグのタック性およびドレープ性がよくなる。

　ビスフェノールＡ型エポキシ樹脂およびビスフェノールＦ型エポキシ樹脂：
　固形であるオキサゾリドン環骨格を有するエポキシ樹脂を用いた場合、（Ｂ）成分の粘度が高くなるため、２５℃で液状のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂および２５℃で液状のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂のいずれか一方または両方と併用することが好ましい。

　２５℃で液状のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂は、２５℃で液状のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂に比べやや耐熱性が劣るものの、液状のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂よりも低粘度であり、かつ（Ｂ）成分の硬化物に比較的高い弾性率を付与できる点か
ら好ましい。

　２５℃で液状のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂の市販品としては、三菱ケミカル社製のｊＥＲ（登録商標）８２８、ＤＯＷ社製のＤ．Ｅ．Ｒ．（登録商標）３３１、新日鉄住金化学社製のエポトート（登録商標）ＹＤ－１２８、ＤＩＣ社製のＥＰＩＣＬＯＮ（登録商標）８５０等が挙げられる。

　２５℃で液状のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂の市販品としては、三菱ケミカル社製のｊＥＲ（登録商標）８０７、ＤＯＷ社製のＤ．Ｅ．Ｒ．（登録商標）３５４、新日鉄住金化学社製のエポトート（登録商標）ＹＤ－１７０、ＤＩＣ社製のＥＰＩＣＬＯＮ（登録商標）８３０等が挙げられる。

　２５℃で液状のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂および２５℃で液状のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂の合計の割合は、（Ｂ）成分中の全エポキシ樹脂１００質量％に対し、１０～８０質量％が好ましく、２０～６０質量％がより好ましい。２５℃で液状のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂および２５℃で液状のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂の合計の割合が前記範囲の下限値以上であれば、（Ｂ）成分を適当な粘度とすることができ、（Ｂ）成分の取扱性を向上させたり、（Ａ）成分への含浸を容易にしたりすることができる。２５℃で液状のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂および２５℃で液状のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂の合計の割合が前記範囲の上限値以下であれば、（Ｂ）成分の粘度が過度に低くなることを抑制でき、（Ｂ）成分を（Ａ）成分へ含浸させて作製されたプリプレグを加熱して硬化させる際に多量の（Ｂ）成分が系外に流れ出ることを抑制することができ、繊維強化複合材料の形状や機械特性に悪影響を及ぼす可能性を防ぐことができる。

　２５℃で固形のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂および２５℃で固形のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂は、２５℃で液状のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂および２５℃で液状のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂に比べ、耐熱性がやや低下するものの、（Ｂ）成分の粘度調整や（Ｂ）成分の硬化物に靱性を付与することができる。

　２５℃で固形のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂は、２５℃で固形のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂に比べやや耐熱性が劣るものの、（Ｂ）成分の硬化物に比較的高い弾性率を付与できる点から好ましい。

　２５℃で固形のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂の市販品としては、三菱ケミカル社製のｊＥＲ（登録商標）１００１、ｊＥＲ（登録商標）１００２、ｊＥＲ（登録商標）１００３、ｊＥＲ（登録商標）１００４、新日鉄住金化学社製のエポトート（登録商標）ＹＤ－９０３、ＤＩＣ社製のＥＰＩＣＬＯＮ（登録商標）１０５０、ＥＰＩＣＬＯＮ（登録商標）２０５０、ＥＰＩＣＬＯＮ（登録商標）３０５０、ＥＰＩＣＬＯＮ（登録商標）４０５０等が挙げられる。

　２５℃で固形のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂の市販品としては、三菱ケミカル社製のｊＥＲ（登録商標）４００４Ｐ、ｊＥＲ（登録商標）４００５Ｐ、ｊＥＲ（登録商標）４００７Ｐ、ｊＥＲ（登録商標）４０１０Ｐ、新日鉄住金化学社製のエポトート（登録商標）ＹＤ－２００１、エポトート（登録商標）ＹＤ－２００４等が挙げられる。

　２５℃で固形のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂および２５℃で固形のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂の合計の割合は、（Ｂ）成分中の全エポキシ樹脂１００質量％に対し、１～６０質量％が好ましく、５～４０質量％がより好ましい。２５℃で固形のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂および２５℃で固形のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂の合計の割合が前記範囲の下限値以上であれば、（Ｂ）成分の硬化物に靱性を十分に付与できる。２５℃で固形のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂および２５℃で固形のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂の合計の割合が前記範囲の上限値以下であれば、（Ｂ）成分の粘度が過度に高くなることを抑制することができ、（Ｂ）成分の取扱性の悪化や（Ａ）成分への含浸が困難となることを抑制することができる。

　３官能以上のエポキシ樹脂：
　３官能のエポキシ樹脂としては、トリアジン骨格含有エポキシ樹脂、アミノフェノール型エポキシ樹脂、アミノクレゾール型エポキシ樹脂等が挙げられる。

　４官能以上のエポキシ樹脂としては、ジアミノジフェニルメタン型エポキシ樹脂、クレゾールノボラック型エポキシ樹脂、フェノールノボラック型エポキシ樹脂、芳香族グリシジルアミン型エポキシ樹脂等が挙げられる。

　３官能以上のエポキシ樹脂の割合は、（Ｂ）成分中の全エポキシ樹脂１００質量％に対し、５０質量％未満であることが好ましく、５～４０質量％であることがより好ましい。３官能以上のエポキシ樹脂の割合が前記範囲であれば、（Ｂ）成分の反応性を適切な範囲とすることができ、かつ硬化したマトリックス樹脂組物の耐熱性を向上させることもできる。（Ｂ）成分の反応性が適切な範囲であると、後述の（Ｃ）成分、特に（Ｃ）成分と（Ｂ）成分との界面の接着が弱くなりすぎることを防ぎ、（Ｃ）成分配合による繊維強化複合材料への優れた層間破壊靱性を付与効果が十分に発現できる。またさらに３官能以上のエポキシ樹脂の割合が前記範囲であれば、（Ｂ）成分の硬化物の架橋密度が過度に高くなることを抑制でき、（Ｂ）成分の硬化物の靭性が著しく低下することも抑制できる。

　３官能のエポキシ樹脂の市販品としては、三菱ケミカル社製のｊＥＲ（登録商標）６３０、ＨＵＮＴＳＭＡＮ製のＡｒａｌｄｉｔｅ（登録商標）ＭＹ０５００、ＭＹ０５１０、ＭＹ０６００、ＭＹ０６１０、日産化学社製のＴＥＰＩＣ（登録商標）－Ｇ、－Ｓ、－ＳＰ、－ＶＬ等が挙げられる。また４官能以上のエポキシ樹脂の市販品としては、三菱化学社製のｊＥＲ（登録商標）６０４、１５２、１５４、ＨＵＮＴＳＭＡＮ製のＡｒａｌｄｉｔｅ（登録商標）ＭＹ７２０、新日鐵住金化学製のＹＨ４３４Ｌ、ＹＤＰＮ－６３８、ＹＤＣＮ－７００－７、ＤＩＣ社製のＥＰＩＣＬＯＮ（登録商標）Ｎ－７４０、Ｎ－７７０、Ｎ－７７５等が挙げられる。
　中でもアミノフェノール型エポキシ樹脂である三菱ケミカル社製のｊＥＲ（登録商標）６３０、ＨＵＮＴＳＭＡＮ製のＡｒａｌｄｉｔｅ（登録商標）ＭＹ０５００、ＭＹ０５１０、ＭＹ０６００、ＭＹ０６１０やジアミノジフェニルメタン型エポキシ樹脂である三菱化学社製のｊＥＲ（登録商標）６０４、ＨＵＮＴＳＭＡＮ製のＡｒａｌｄｉｔｅ（登録商標）ＭＹ７２０、新日鐵住金化学製のＹＨ４３４Ｌは、配合することでマトリックス樹脂組成物の粘度を大きく上げることなく、硬化したマトリックス樹脂の耐熱性や弾性率を上げることができるため好ましく、さらにジアミノジフェニルメタン型エポキシ樹脂は上記の点に加え、硬化したマトリックス樹脂の吸水率を過度に上げることが無いためより好ましい。

　他のエポキシ樹脂：
　（Ｂ）成分は、必要に応じて、ビスフェノールＳ型、ナフタレン型、ジシクロペンタジエン型、レゾルシン型、ヒドロキノン型、ビスフェノキシエタノールフルオレン型、ビスフェノールフルオレン型、ビスクレゾールフルオレン型エポキシ樹脂等の他のエポキシ樹脂を含んでいてもよい。

　硬化剤：
　硬化剤は、エポキシ樹脂を硬化させ得るものであればよい。

　硬化剤としては、アミン、酸無水物（カルボン酸無水物）、フェノール（ノボラック樹脂等）、メルカプタン、ルイス酸アミン錯体、オニウム塩、イミダゾール等が挙げられる。エポキシ樹脂硬化剤としては、（Ｂ）成分の硬化物の耐熱性および靱性に優れる点から、芳香族ポリアミンが好ましく、ジアミノジフェニルスルホンがより好ましい。

　硬化剤の添加量は、硬化剤の種類によって異なる。硬化剤がジアミノジフェニルスルホンである場合、ジアミノジフェニルスルホンの添加量は、エポキシ樹脂のエポキシ基１当量に対してジアミノジフェニルスルホンの活性水素当量数が０．９～１．５倍となる量が好ましく、１．１～１．３倍となる量がより好ましい。ジアミノジフェニルスルホンの添加量が前記範囲内であれば、（Ｂ）成分の硬化物の耐熱性および靱性がさらに優れる。

　３，３’－ジアミノジフェニルスルホンは、４，４’－ジアミノジフェニルスルホンと比較して、より高弾性の硬化物を得ることができるが、硬化物の耐熱性の面は劣ったり、後述の（Ｃ）成分、特に（Ｃ）成分と（Ｂ）成分との界面の接着が弱くなり、繊維強化複合材料の層間破壊靱性が低下したりする場合もある。４，４’－ジアミノジフェニルスルホンは、３，３’－ジアミノジフェニルスルホンと比較して、得られる硬化物の弾性が劣るが、硬化物の耐熱性に優れ、かつ後述の（Ｃ）成分、特に（Ｃ）成分と（Ｂ）成分との界面の接着が弱くなりにくく、繊維強化複合材料の層間破壊靱性をより高く発現できる場合がある。よって、繊維強化複合材料の圧縮特性が求められる用途においては３，３’－ジアミノジフェニルスルホンがより好ましく、繊維強化複合材料の耐熱性や層間破壊靱性が求められる用途においては４，４’－ジアミノジフェニルスルホンがより好ましい。また用途によっては、３，３’－ジアミノジフェニルスルホンと４，４’－ジアミノジフェニルスルホンとを共に使用することも可能である。

　他の成分：
　（Ｂ）成分に含まれ得る他の成分としては、公知の各種添加剤が挙げられる。

　添加剤としては、熱可塑性エラストマー、エラストマー微粒子（（Ｃ）成分を除く。）、コアシェル型エラストマー微粒子、アクリル樹脂等から構成されるブロック共重合体、分子中に１つのエポキシ基を有する化合物、希釈剤、無機粒子（シリカ等）、炭素質成分（カーボンナノチューブ等）、難燃剤（リン化合物等）、脱泡剤等が挙げられる。添加剤としては、（Ｂ）成分の硬化物の耐熱性を低下させることなく靱性を向上させる点から、コアシェル型エラストマー微粒子やアクリル樹脂等から構成されるブロック共重合体が好ましい。

　コアシェル型エラストマー微粒子の市販品としては、三菱レイヨン社製のメタブレン（登録商標）、アイカ工業社製のスタフィロイド、ダウケミカル社製のパラロイド（登録商標）等が挙げられる。

　コアシェル型エラストマー微粒子は、エポキシ樹脂にあらかじめ分散されていてもよい。コアシェル型エラストマー微粒子分散エポキシ樹脂の市販品としては、カネカ社製のカネエース（登録商標）、日本触媒社製のアクリセット（登録商標）ＢＰシリーズ等が挙げられる。コアシェル型エラストマー微粒子分散エポキシ樹脂は、（Ｂ）成分の調製を容易にするだけでなく、（Ｂ）成分中のコアシェル型エラストマー微粒子の分散状態を良好にすることができる点から、好ましく用いられる。

　アクリル樹脂等から構成されるブロック共重合体の市販品としては、Ａｒｋｅｍａ社製のＮａｎｏｓｔｒｅｎｇｔｈ（登録商標）シリーズ、例えばＮａｎｏｓｔｒｅｎｇｔｈ（登録商標）Ｍ５２Ｎ、Ｎａｎｏｓｔｒｅｎｇｔｈ（登録商標）Ｍ２２Ｎが挙げられる。
　（Ｂ）成分としては、エポキシ樹脂を含み、前記エポキシ樹脂１００質量％に対し、６０～１００質量％がナフタレン骨格を有するエポキシ樹脂であり、さらに硬化剤として芳香族ポリアミンを含むエポキシ樹脂組成物も挙げられる。この（Ｂ）成分は、必要に応じてエポキシ樹脂および硬化剤以外の他の成分を含んでもよい。以下、（Ｂ）成分が、エポキシ樹脂を含み、エポキシ樹脂１００質量％に対し６０～１００質量％がナフタレン骨格を有するエポキシ樹脂であり、さらに硬化剤として芳香族ポリアミンを含むエポキシ樹脂組成物である場合について説明する。

　ナフタレン骨格を有するエポキシ樹脂：
　エポキシ樹脂とは、通常、分子内に２つ以上のエポキシ基を有する２官能以上のエポキシ樹脂であり、ナフタレン骨格を有するエポキシ樹脂とは分子内にナフタレン環を有し、かつ２つ以上のエポキシ基を有する２官能以上のエポキシ樹脂である。通常のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂やビスフェノールＦ型エポキシ樹脂と比較してナフタレン骨格を有するエポキシ樹脂はその剛直な骨格のため、硬化物に良好な耐熱性を付与することができる。

　ナフタレン骨格を有する２官能のエポキシ樹脂：
　ナフタレン骨格を有する２官能のエポキシ樹脂とは、分子内にナフタレン環を有し、かつ２つのエポキシ基を有する２官能のエポキシ樹脂である。ナフタレン骨格を有する２官能のエポキシ樹脂は前述のとおり、その剛直な骨格のため硬化後のマトリックス樹脂に良好な耐熱性を付与することができる。通常、硬化物の耐熱性付与に使用される多官能エポキシ樹脂と異なり、硬化物の架橋密度を上げないため、硬化後のマトリックス樹脂の靭性が低下してしまったり、強化繊維とマトリックス樹脂との界面の密着性が低下してしまったりして、上述の微粒子配置の効果が十分に得ることが出来ないことを防ぐことができる。またさらに多量の多官能エポキシを使用すると硬化後のマトリックス樹脂の吸水量が多くなる傾向があるが、ナフタレン骨格を有する２官能のエポキシ樹脂は硬化後のマトリックス樹脂の吸水量を多くすることも防ぐことができる。ナフタレン骨格を有する２官能のエポキシ樹脂の市販品としては、ＤＩＣ社製のＥＰＩＣＬＯＮ（登録商標）ＨＰ－４０３２Ｄ、ＨＰ－４０３２ＳＳ等が挙げられる。
　ナフタレン骨格を有する２官能のエポキシ樹脂の割合は、（Ｂ）成分中の全エポキシ樹脂１００質量％に対し、５０～１００質量％が好ましく、５５～９０質量％がより好ましく、６０～８５質量％がより一層好ましい。ナフタレン骨格を有する２官能のエポキシ樹脂の割合が前記範囲の下限値以上であれば、（Ｂ）成分の硬化物の靱性、強化繊維とマトリックス樹脂との界面の密着性、吸水量を維持したまま、硬化物の耐熱性を十分に向上できる。またナフタレン骨格を有する２官能のエポキシ樹脂は通常、液状であるため固形のエポキシ樹脂やポリエーテルスルホンのようなエポキシ樹脂に可溶な熱可塑性樹脂を一緒に使用することで、（Ｂ）成分の取扱性がよくなり、プリプレグの作製が容易になったり、プリプレグのタック性およびドレープ性がよくなったりする。

　ナフタレン骨格を有する３～４官能のエポキシ樹脂：
　ナフタレン骨格を有する３～４官能のエポキシ樹脂とは、分子内にナフタレン骨格を有し、かつ３～４個のエポキシ基を有する３～４官能のエポキシ樹脂である。ナフタレン骨格を有する３～４官能のエポキシ樹脂は前述のとおり、その剛直な骨格のため硬化後のマトリックス樹脂に良好な耐熱性を付与することができ、さらに硬化物の架橋密度を上げることでも硬化後のマトリックス樹脂に良好な耐熱性を付与することができる。ナフタレン骨格を有する３～４官能のエポキシ樹脂の市販品としては、ＤＩＣ株式会社製のＥＰＩＣＬＯＮ（登録商標）ＨＰ－４７００、ＨＰ－４７１０、ＨＰ－４７７０、日本化薬株式会社製のＮＣ－７０００Ｌ、ＮＣ－７３００Ｌ等が挙げられる。
　ナフタレン骨格を有する３～４官能のエポキシ樹脂の割合は、（Ｂ）成分中の全エポキシ樹脂１００質量％に対し、５～５０質量％が好ましく、１０～４０質量％がより好ましく、１５～３５質量％がより一層好ましい。ナフタレン骨格を有する３～４官能のエポキシ樹脂の割合が前記範囲の下限値以上であれば、（Ｂ）成分の硬化物の耐熱性を十分に向上できる。一方で上限値以下であれば（Ｂ）成分の硬化物の靱性、強化繊維とマトリックス樹脂との界面の密着性、吸水量を十分に維持でき、さらに（Ｂ）成分の粘度が高くなりすぎないため、（Ｂ）成分の取扱性がよく、プリプレグの作製が容易であり、プリプレグのタック性およびドレープ性がよくなる。

　他のエポキシ樹脂：
　（Ｂ）成分は、ナフタレン骨格を有するエポキシ樹脂に加えて、必要に応じて、オキサゾリドン環骨格を有するエポキシ樹脂、ビスフェノールＡ型エポキシ樹脂、ビスフェノールＦ型エポキシ樹脂、ビスフェノールＳ型、トリアジン骨格含有エポキシ樹脂、アミノフェノール型エポキシ樹脂、アミノクレゾール型エポキシ樹脂、クレゾールノボラック型エポキシ樹脂、フェノールノボラック型エポキシ樹脂、芳香族グリシジルアミン型エポキシ樹脂、ジシクロペンタジエン型、レゾルシン型、ヒドロキノン型、ビスフェノキシエタノールフルオレン型、ビスフェノールフルオレン型、ビスクレゾールフルオレン型エポキシ樹脂等の他のエポキシ樹脂を含んでいてもよい。

　オキサゾリドン環骨格を有するエポキシ樹脂の割合は、（Ｂ）成分中の全エポキシ樹脂１００質量％に対し、１０～４０質量％が好ましく、１０～３５質量％がより好ましく、１５～３０質量％がさらに好ましい。オキサゾリドン環骨格を有するエポキシ樹脂の割合が前記範囲の下限値以上であれば、（Ｂ）成分の硬化物の耐熱性、剛性を十分に維持したまま、靱性や強化繊維とマトリックス樹脂との界面の密着性を向上できる。オキサゾリドン環骨格を有するエポキシ樹脂の割合が前記範囲の上限値以下であれば、（Ｂ）成分の粘度が高くなりすぎないため、（Ｂ）成分の取扱性がよく、プリプレグの作製が容易であり、プリプレグのタック性およびドレープ性がよくなる。

　比較低粘度であり、かつ（Ｂ）成分の硬化物の耐熱性、靱性等の特性に悪影響を与えない点からは、２５℃で液状のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂および２５℃で液状のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂は（Ｂ）成分の粘度調整に効果的に使用可能である。２５℃で液状のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂の市販品としては、三菱ケミカル社製のｊＥＲ（登録商標）８２８、ＤＯＷ社製のＤ．Ｅ．Ｒ．（登録商標）３３１、新日鉄住金化学社製のエポトート（登録商標）ＹＤ－１２８、ＤＩＣ社製のＥＰＩＣＬＯＮ（登録商標）８５０等が挙げられる。２５℃で液状のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂の市販品としては、三菱ケミカル社製のｊＥＲ（登録商標）８０７、ＤＯＷ社製のＤ．Ｅ．Ｒ．（登録商標）３５４、新日鉄住金化学社製のエポトート（登録商標）ＹＤ－１７０、ＤＩＣ社製のＥＰＩＣＬＯＮ（登録商標）８３０等が挙げられる。
　２５℃で固形のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂および２５℃で固形のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂は、２５℃で液状のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂および２５℃で液状のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂に比べ、耐熱性がやや低下するものの、（Ｂ）成分の粘度調整や（Ｂ）成分の硬化物に靱性を付与することができる。

　２５℃で固形のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂の市販品としては、三菱ケミカル社製のｊＥＲ（登録商標）１００１、ｊＥＲ（登録商標）１００２、ｊＥＲ（登録商標）１００３、ｊＥＲ（登録商標）１００４、新日鉄住金化学社製のエポトート（登録商標）ＹＤ－９０３、ＤＩＣ社製のＥＰＩＣＬＯＮ（登録商標）１０５０、ＥＰＩＣＬＯＮ（登録商標）２０５０、ＥＰＩＣＬＯＮ（登録商標）３０５０、ＥＰＩＣＬＯＮ（登録商標）４０５０等が挙げられる。
　２５℃で固形のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂は、２５℃で固形のビスフェノールＡ型エポキシ樹脂に比べやや耐熱性が劣るものの、（Ｂ）成分の硬化物に比較的高い弾性率を付与できる点から好ましい。２５℃で固形のビスフェノールＦ型エポキシ樹脂の市販品としては、三菱ケミカル社製のｊＥＲ（登録商標）４００４Ｐ、ｊＥＲ（登録商標）４００５Ｐ、ｊＥＲ（登録商標）４００７Ｐ、ｊＥＲ（登録商標）４０１０Ｐ、新日鉄住金化学社製のエポトート（登録商標）ＹＤ－２００１、エポトート（登録商標）ＹＤ－２００４等が挙げられる。
　より一層、（Ｂ）成分の硬化物の耐熱性を向上させるためにトリアジン骨格含有エポキシ樹脂、アミノフェノール型エポキシ樹脂、アミノクレゾール型エポキシ樹脂、クレゾールノボラック型エポキシ樹脂、フェノールノボラック型エポキシ樹脂、芳香族グリシジルアミン型エポキシ樹脂等の多官能エポキシ樹脂を含んでもよい。

　芳香族ポリアミン：
　（Ｂ）成分は、硬化剤として芳香族ポリアミンを含むことが好ましい。芳香族ポリアミンを硬化剤として使用することで良好な耐熱性の硬化物を得ることができる。
　芳香族ポリアミンとしては、硬化剤としては、ジアミノジフェニルメタン、ジアミノジフェニルスルホン、メタキシレンジアミン、メタフェニレンジアミンおよびこれらのアルキル置換体等の誘導体や異性体などがある。中でも（Ｂ）成分の硬化物により良好な耐熱性および靭性を付与できる点からジアミノジフェニルスルホンが好ましい。
　硬化剤の添加量は、硬化剤の種類によって異なる。硬化剤がジアミノジフェニルスルホンである場合、ジアミノジフェニルスルホンの添加量は、エポキシ樹脂のエポキシ基１当量に対してジアミノジフェニルスルホンの活性水素当量数が０．９～１．５倍となる量が好ましく、１．０５～１．４倍となる量がより好ましく１．１～１．３倍となる量がより一層好ましい。ジアミノジフェニルスルホンの添加量が前記範囲内であれば、（Ｂ）成分の硬化物の耐熱性および靱性がさらに優れる。
　３，３’－ジアミノジフェニルスルホンは、４，４’－ジアミノジフェニルスルホンと比較して、より高弾性の硬化物を得ることができるが、硬化物の耐熱性の面は劣ったり、後述の（Ｃ）成分、特に（Ｃ）成分と（Ｂ）成分との界面の接着が弱くなり、繊維強化複合材料の層間破壊靱性が低下したりする場合もある。４，４’－ジアミノジフェニルスルホンは、３，３’－ジアミノジフェニルスルホンと比較して、得られる硬化物の弾性が劣るが、硬化物の耐熱性に優れ、かつ後述の（Ｃ）成分、特に（Ｃ）成分と（Ｂ）成分との界面の接着が弱くなりにくく、繊維強化複合材料の層間破壊靱性をより高く発現できる場合がある。よって、繊維強化複合材料の圧縮特性が求められる用途においては３，３’－ジアミノジフェニルスルホンがより好ましく、繊維強化複合材料の耐熱性や層間破壊靱性が求められる用途においては４，４’－ジアミノジフェニルスルホンがより好ましい。また用途によっては、３，３’－ジアミノジフェニルスルホンと４，４’－ジアミノジフェニルスルホンとを共に使用することも可能である。３，３’－ジアミノジフェニルスルホンの市販品としては三井化学ファイン株式会社の３，３’－ＤＡＳが挙げられ、４，４’－ジアミノジフェニルスルホンの市販品としては和歌山精化工業株式会社のセイカキュアＳが挙げられる。

　他の成分：
　（Ｂ）成分に含まれ得る他の成分としては、公知の各種添加剤が挙げられる。
　添加剤としては、ポリエーテルスルホン等のエポキシ樹脂に可溶な熱可塑性樹脂、エラストマー微粒子（（Ｃ）成分を除く。）、コアシェル型エラストマー微粒子、アクリル樹脂等から構成されるブロック共重合体、分子中に１つのエポキシ基を有する化合物、希釈剤、無機粒子（シリカ等）、炭素質成分（カーボンナノチューブ等）、難燃剤（リン化合物等）、脱泡剤等が挙げられる。添加剤としては、（Ｂ）成分の硬化物の耐熱性を低下させることなく靱性を向上させる点から、コアシェル型エラストマー微粒子やアクリル樹脂等から構成されるブロック共重合体が好ましい。
　コアシェル型エラストマー微粒子の市販品としては、三菱レイヨン社製のメタブレン（登録商標）、アイカ工業社製のスタフィロイド、ダウケミカル社製のパラロイド（登録商標）等が挙げられる。
　コアシェル型エラストマー微粒子は、エポキシ樹脂にあらかじめ分散されていてもよい。コアシェル型エラストマー微粒子分散エポキシ樹脂の市販品としては、カネカ社製のカネエース（登録商標）、日本触媒社製のアクリセット（登録商標）ＢＰシリーズ等が挙げられる。コアシェル型エラストマー微粒子分散エポキシ樹脂は、（Ｂ）成分の調製を容易にするだけでなく、（Ｂ）成分中のコアシェル型エラストマー微粒子の分散状態を良好にすることができる点から、好ましく用いられる。
　アクリル樹脂等から構成されるブロック共重合体の市販品としては、Ａｒｋｅｍａ社製のＮａｎｏｓｔｒｅｎｇｔｈ（登録商標）シリーズ、例えばＮａｎｏｓｔｒｅｎｇｔｈ（登録商標）Ｍ５２Ｎ、Ｎａｎｏｓｔｒｅｎｇｔｈ（登録商標）Ｍ２２Ｎが挙げられる。

　（Ｂ）成分の調製方法：
　（Ｂ）成分は、様々な公知の方法で調製できる。（Ｂ）成分の調製方法としては、例えば、各成分をプラネタリーミキサーやニーダーにて加熱、混練する方法が挙げられる。

　硬化剤としてジアミノジフェニルスルホン等の粒子状の硬化剤を用いる場合、粒子状の硬化剤が凝集して分散不良となる可能性があるため、粒子状の硬化剤を液状のエポキシ樹脂に予備混練してマスターバッチ化することが好ましい。予備混練には、三本ロールミル、ボールミル等の混練装置を用いることが好ましい。粒子状の硬化剤をあらかじめマスターバッチ化することによって、分散不良による（Ｂ）成分の硬化物における物性ムラや硬化不良、（Ｂ）成分の（Ａ）成分への含浸不良が抑えられる。

　（（Ｃ）成分）
　（Ｃ）成分は、（ｃ１）成分又は（ｃ２）成分であり、（ｃ１）成分が、ポリアミド粒子と熱硬化性ポリイミド粒子を含み、（ｃ２）成分が融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子を含む。

　（（ｃ１）成分のポリアミド粒子と熱硬化性ポリイミド粒子）
　（（ｃ１）成分のポリアミド粒子）
　（ｃ１）成分のポリアミド粒子は、繊維強化複合材料により優れた層間破壊靱性を付与するものである。（ｃ１）成分のポリアミド粒子を構成するポリアミド樹脂は、繰り返し構造中にアミド結合を有していれば、特に限定されない。前記ポリアミド樹脂は１種のポリアミド樹脂からなるポリアミド樹脂粒子でも、２種以上のポリアミド樹脂からなるポリアミド樹脂粒子でもよい。２種以上のポリアミド樹脂からなるポリアミド樹脂粒子である場合は、各ポリアミド樹脂が粒子中で均一に存在していても、層構造のように不均一に存在していてもよい。ポリアミド樹脂は例えばラクタム類の開環重合、ジアミンとジカルボン酸の重縮合、アミノカルボン酸の重縮合等の方法により得ることができる。前記ポリアミド樹脂の具体的な例としてはナイロン６、ナイロン４６、ナイロン６６、ナイロン１１、ナイロン１２、ナイロン６１０、ナイロン６１２、ナイロン６Ｔ、ナイロン６Ｉ、ナイロン９Ｔ、ナイロンＭ５Ｔ、またダイセル・エボニック社のトロガミド（登録商標）Ｔ５０００、トロガミド（登録商標）ＣＸ７３２３のように芳香族環や脂環を含むポリアミド樹脂等が挙げられる。
　また結晶性ポリアミド樹脂、非晶性ポリアミド樹脂、いずれも好ましく使用することができ、結晶性ポリアミド樹脂、非晶性ポリアミド樹脂をいずれか単独で使用しても、混合して使用してもよい。
　（ｃ１）のポリアミド粒子としては、結晶性共重合ナイロン粒子が好ましく、ナイロン１２とナイロン６との共重合体からなる真球形状の粒子がより好ましい。
　ポリアミド樹脂の市販品としては、ダイセル・エボニック社製のＶＥＳＴＯＳＩＮＴシリーズ（ＶＥＳＴＯＳＩＮＴ（登録商標）２１５８、ＶＥＳＴＯＳＩＮＴ（登録商標）２１５９等）、エムスケミー社製のグリルアミド（登録商標）ＴＲ９０ＮＺ、グリルアミド（登録商標）ＴＲ５５、ダイセル・エボニック社製のＴＯＲＯＧＡＭＩＤ（登録商標）ＣＸ７３２３、ＴＯＲＯＧＡＭＩＤ（登録商標）Ｔ５０００等が挙げられる。
　ポリアミド粒子の融点は、１４０℃～１７５℃が好ましく、１５５～１７０℃がより好ましい。
　ポリアミド粒子の融点が上記範囲内であると、プリプレグを硬化する過程でマトリックス樹脂とポリアミド粒子との界面を十分に強くすることができ、高い層間破壊靭性を持つ繊維強化複合材料とすることができる。

　（（ｃ１）成分のポリアミド粒子の平均粒子径）
　（ｃ１）成分のポリアミド粒子の平均粒子径は、２～５０μｍが好ましく、５～３５μｍがより好ましい。前記ポリアミド粒子の平均粒子径が前記範囲の下限値以上であれば、プリプレグを製造する際に、前記ポリアミド粒子が（Ａ）成分に入り込みにくくなる。そのため、後述の全ての（Ｃ）成分の７０質量％以上が（Ａ）成分の表層に存在する条件を満たすプリプレグを得やすく、結果として繊維強化複合材料にさらに優れた層間破壊靱性を付与できる。なお表層に存在する（Ｃ）成分は後述の偏在化率を持って判断できる。また、（Ｂ）成分と（Ｃ）成分とを混合した際の粘度の増加を抑制できる。前記ポリアミド粒子の平均粒子径が前記範囲の上限値以下であれば、繊維強化複合材料において（Ｃ）成分が（Ａ）成分の強化繊維の真直性を害することを抑制できるため、繊維強化複合材料の機械特性の低下を抑えることができたり、面外方向への引き剥がし応力により繊維強化複合材料の層間領域生じた亀裂を層間領域に留めることができたりする。また、プリプレグの製造において、（Ｂ）成分と（Ｃ）成分との混合物を離型紙の表面に均一な厚さで塗工する際に、ロールコーター、ダイコーター等の設備で目詰まりを起こすことが抑えられる。

　（（ｃ１）成分の熱硬化性ポリイミド粒子）
　（ｃ１）成分の熱硬化性ポリイミド粒子を構成するポリイミド樹脂は、繰り返し構造中にイミド結合を有す高分子化合物である。ポリイミド樹脂の中で、主鎖の分子量が比較的小さく、かつ反応性末端基を有すものが熱硬化性ポリイミド樹脂である。反応性末端基を有すため、繊維強化複合材料中で熱硬化性ポリイミド粒子とマトリックス樹脂との界面性状を強固にすることができ、後述の前記熱硬化性ポリイミド粒子の効果を十分に発現させることができる。分子量が比較的大きく、かつほぼ反応性末端基を有さない熱可塑性ポリイミド樹脂はマトリックス樹脂との界面性状を強固にすることができず、さらに熱硬化性ポリイミドと比較的して靭性に優れるため、後述の熱硬化性ポリイミド粒子の効果を十分に発現させることができない。
　熱硬化性ポリイミド粒子の構成樹脂として好ましく使用できる熱硬化性ポリイミド樹脂は、一般式（１）の化学構造を含む熱硬化性ポリイミド樹脂であり、さらに具体的にはベンゾフェノンテトラカルボン酸二無水物（ＢＴＤＡ）、４，４’－メチレンジアニリン（ＭＤＡ）、および２，４－トルエンジアミン（ＴＤＡ）から調製され、９０～９２パーセントの芳香族炭素を含む非フタルイミド炭素含有量を有する熱硬化性ポリイミド樹脂である。市販の前記熱硬化性ポリイミド樹脂の粒子としては、ＨＰ　Ｐｏｌｙｍｅｒ社製のＰ８４（登録商標）Ｐｏｌｙｉｍｉｄｅがある。

（式（１）中のＲは２価の連結基を表す。）

　２価の連結基としては、－Ｐｈ－、－Ｐｈ－ＣＨ_２－Ｐｈ－等が挙げられる。ここで－Ｐｈ－はフェニレン基を表す。

　また一般式（２）の化学構造を含む熱硬化性ポリイミド樹脂であり、さらに具体的にはピロメリット酸二無水物と４，４’－ジアミノジフェニルエーテルから調製される熱硬化性ポリイミド樹脂も（ｃ１）成分の熱硬化性ポリイミド粒子として好ましく使用できる。市販の前記熱硬化性ポリイミド樹脂の粒子としては、山曹ミクロン社製のポリイミドパウダーＰＩＰシリーズ、ＰＩＰ－３、ＰＩＰ－２５が挙げられる。

　（ｃ１）成分の熱硬化性ポリイミド粒子を構成するポリイミド樹脂として好ましく使用できない熱可塑性ポリイミド樹脂の市販品としては、Ｈｕｎｔｓｍａｎ社製のＭａｔｒｉｍｉｄ（登録商標）５２１８がある。

　（（ｃ１）成分の熱硬化性ポリイミド粒子の平均粒子径）
　（ｃ１）成分の熱硬化性ポリイミド粒子の平均粒子径は、２～５０μｍが好ましく、５～３５μｍがより好ましい。前記熱硬化性ポリイミド粒子の平均粒子径が前記範囲の下限値以上であれば、プリプレグを製造する際に、（Ｃ）成分が（Ａ）成分に入り込みにくくなる。そのため、前述の全ての（Ｃ）成分の７０質量％以上が（Ａ）成分の表層に存在する条件を満たすプリプレグを得やすく、結果として繊維強化複合材料にさらに優れた層間破壊靱性を付与できる。また、（Ｂ）成分と（Ｃ）成分とを混合した際の粘度の増加を抑制できる。そして、さらに凝集して分散不良となることを防ぐこともできる。
　前記熱硬化性ポリイミド粒子の平均粒子径が前記範囲の上限値以下であれば、繊維強化複合材料において（Ｃ）成分が（Ａ）成分の強化繊維の真直性を害することを抑制できるため、繊維強化複合材料の機械特性の低下を抑えることができたり、面外方向への引き剥がし応力により繊維強化複合材料の層間領域生じた亀裂を層間領域に留めることができたりする。また、プリプレグの製造において、（Ｂ）成分と（Ｃ）成分との混合物を離型紙の表面に均一な厚さで塗工する際に、ロールコーター、ダイコーター等の設備で目詰まりを起こすことが抑えられる。
　（ｃ１）成分の熱硬化性ポリイミド粒子の平均粒子径は、（ｃ１）成分のポリアミド粒子の平均粒子径の０．５～１０倍の範囲であることが好ましい。（ｃ１）成分の熱硬化性ポリイミド粒子の平均粒子径が（ｃ１）成分のポリアミド粒子の平均粒子径の０．５倍より大きくすると後述の（ｃ１）成分のポリアミド粒子と（ｃ１成分）の熱硬化性ポリイミド粒子の併用の効果が十分に発現することができる。また（ｃ１）成分の熱硬化性ポリイミド粒子の平均粒子径が（ｃ１）成分のポリアミド粒子の平均粒子径の１０倍以下にすると層間領域の厚みがより均一、すなわち（Ａ）成分の強化繊維の真直性を害することを抑制できるため、繊維強化複合材料の機械特性の低下を抑えることができたり、面外方向への引き剥がし応力により繊維強化複合材料の層間領域生じた亀裂を層間領域に留めることができたりする。

　（（ｃ１）成分のポリアミド粒子と（ｃ１）成分の熱硬化性ポリイミド粒子の併用の効果）
　一般的に熱硬化性ポリイミド樹脂は比較的靭性に乏しく、単独の使用では繊維強化複合材料により優れた層間破壊靱性を付与することはできない。一方で面外方向への引き剥がし応力により繊維強化複合材料の層間領域に生じた亀裂はより靭性に乏しい部分、例えばマトリックス樹脂と強化繊維束の界面を選択的に進行する性質がある。そのため、従来の高靭性のマトリックス樹脂や微粒子を層間領域に配置した場合、前記層間領域に生じた亀裂は進行に伴い徐々により靭性の乏しいマトリックス樹脂と強化繊維束の界面へ転移してゆき、最終的には層間領域から強化繊維層へ完全に転移してしまっており、安定して優れた層間破壊靱性を付与することはできなかった。しかし靭性に乏しい熱硬化性ポリイミド粒子を繊維強化複合材料の層間領域に配置した場合、前記層間領域に生じた亀裂は安定して層間領域を進行する（ｃ１）成分のポリアミド粒子と（ｃ１）成分の熱硬化性ポリイミド粒子を併用することで、層間領域に生じた亀裂を安定して層間領域を進行させ、さらに（ｃ１）成分のポリアミド粒子添加による層間破壊靱性付与することができるため、繊維強化複合材料の層間領域のモルホロジーや（ｃ１）成分のポリアミド粒子とマトリックス樹脂組成物との界面性状に関わらず安定して得ることができる。

　（（ｃ１）成分のポリアミド粒子と（ｃ１）成分の熱硬化性ポリイミド粒子の含有量）
　（ｃ１）成分のポリアミド粒子と（ｃ１）成分の熱硬化性ポリイミド粒子の含有量の合計は（Ｂ）成分１００質量部に対し５～２５質量部であり、さらに１０～２５質量部が好ましく、１２～２５質量部がより好ましく、１５～２０質量部がより一層好ましい。（ｃ１）成分のポリアミド粒子と（ｃ１）成分の熱硬化性ポリイミド粒子の含有量の合計が前記範囲の下限値以上であれば、層間領域に偏在する（ｃ１）成分のポリアミド粒子と（ｃ１）成分の熱硬化性ポリイミド粒子の量が多くなり、上述の理由から繊維強化複合材料に優れた層間破壊靱性を安定して付与できる。（ｃ１）成分のポリアミド粒子の含有量が前記範囲の上限値以下であれば、プリプレグが含む（Ｂ）成分、（ｃ１）成分のポリアミド粒子および（ｃ１）成分の熱硬化性ポリイミド粒子からなるマトリックス樹脂中に占める（Ｂ）成分が低くなりすぎることを抑制することができる。すなわち（Ｂ）成分不足に起因する繊維強化複合材料の機械特性低下を防ぐことができたり、マトリックス樹脂組成物の粘度が高くなりすぎることを抑制し、プリプレグを作製する際に（Ａ）成分にマトリックス樹脂組成物を十分に含浸させることができたりする。

　（（ｃ１）成分中の熱硬化性ポリイミド粒子の割合）
　（ｃ１）成分中の熱硬化性ポリイミド粒子の割合は、１０～４０質量％が好ましい。熱硬化性ポリイミド粒子の割合が前記範囲の下限値以上であれば、熱硬化性ポリイミド粒子の効果を十分に得ることができ、上述の理由から繊維強化複合材料に優れた層間破壊靱性を安定して付与できる。熱硬化性ポリイミド粒子の割合が前記範囲の上限値以下であれば、靭性の乏しい熱硬化性ポリイミド粒子が繊維強化複合材料の層間破壊靱性に与える悪影響が大きくなることを抑えることが出来る。

　より好ましい構熱硬化性ポリイミド粒子の割合は、構成要素の組み合わせに大きく依存する。例えば、（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面がより弱い場合、層間領域に生じた亀裂はより（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面へ進行しやすくなるため、（ｃ１）成分中の熱硬化性ポリイミド粒子の割合は、（ｃ１）成分の総質量に対し、２０～４０質量％とより多くすることが好ましい。一方で（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面がより強い場合、層間領域に生じた亀裂はより（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面へ進行しにくくなるため、（ｃ１）成分中の熱硬化性ポリイミド粒子の割合は、（ｃ１）成分の総質量に対し、１０～２５質量％とより少なくすることが好ましい。また（Ｂ）成分と（Ｃ）成分の界面がより弱い場合、層間領域に生じた亀裂はより（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面へ進行しやすくなるため、（ｃ１）成分中の熱硬化性ポリイミド粒子の割合は、（ｃ１）成分の総質量に対し、２０～４０質量％とより多くすることが好ましい。一方で（Ｂ）成分と（Ｃ）成分の界面がより強い場合、層間領域に生じた亀裂はより（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面へ進行しにくくなるため、（ｃ１）成分中の熱硬化性ポリイミド粒子の割合は、（ｃ１）成分の総質量に対し、１０～２５質量％とより少なくすることが好ましい。弱い（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面であり、かつ弱い（Ｂ）成分と（Ｃ）成分の界面である場合、（ｃ１）成分中の熱硬化性ポリイミド粒子の割合は、（ｃ１）成分の総質量に対し、２５～４０質量％とさらに多くすることが好ましい。強い（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面であり、かつ強い（Ｂ）成分と（Ｃ）成分の界面である場合、（ｃ１）成分中の熱硬化性ポリイミド粒子の割合は、（ｃ１）成分の総質量に対し、１０～２０質量％とさらに少なくすることが好ましい。　ここで（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面が弱いとは、ＡＳＴＭ　Ｄ７９０に準拠して実施の一方向（強化繊維が全て同じ方向に配向する）繊維強化複合材料の９０°曲げ試験の強度が１２５ＭＰａ未満であることをいう。
　（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面が強いとは、ＡＳＴＭ　Ｄ７９０に準拠して実施の一方向（強化繊維が全て同じ方向に配向する）繊維強化複合材料の９０°曲げ試験の強度が１２５ＭＰａ以上であることをいう。
　（Ｂ）成分と（Ｃ）成分の界面が弱いとは、ＡＳＴＭ　Ｄ５５２８に準拠して実施の繊維強化複合材料のＤＣＢ（Ｄｏｕｂｌｅ　Ｃａｎｔｉｌｅｖｅｒ　Ｂｅａｍ）試験の破面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を使用して観察して、図１に示すように（Ｃ）成分３０の界面が露出している状態である。
　（Ｂ）成分と（Ｃ）成分の界面が強いとは、ＡＳＴＭ　Ｄ５５２８に準拠して実施の繊維強化複合材料のＤＣＢ（Ｄｏｕｂｌｅ　Ｃａｎｔｉｌｅｖｅｒ　Ｂｅａｍ）試験の破面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を使用して観察して、図２に示すように（Ｃ）成分の界面が露出していない状態である。

　（ｃ２）成分の融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子
　ポリアミド粒子とは粒子形状のポリアミド樹脂のことであり、繊維強化複合材料により優れた層間破壊靱性を付与できる。ポリアミド樹脂とは、繰り返し構造中にアミド結合を有している化合物である。前記ポリアミド樹脂は１種のポリアミド樹脂からなるポリアミド樹脂でも、２種以上のポリアミド樹脂からなるポリアミド樹脂でもよい。２種以上のポリアミド樹脂からなるポリアミド樹脂粒子である場合は、各ポリアミド樹脂が粒子中で均一に存在していても、層構造のように不均一に存在していてもよい。ポリアミド樹脂は例えばラクタム類の開環重合、ジアミンとジカルボン酸の重縮合、アミノカルボン酸の重縮合等の方法により得ることができる。前記ポリアミド樹脂の具体的な例としてはナイロン６、ナイロン４６、ナイロン６６、ナイロン１１、ナイロン１２、ナイロン６１０、ナイロン６１２、ナイロン６Ｔ、ナイロン６Ｉ、ナイロン９Ｔ、ナイロンＭ５Ｔ、またダイセル・エボニック社のトロガミド（登録商標）Ｔ５０００、トロガミド（登録商標）ＣＸ７３２３のように芳香族環や脂環を含むポリアミド樹脂等が挙げられる。　ポリアミド樹脂の市販品としては、ダイセル・エボニック社製のＶＥＳＴＯＳＩＮＴシリーズ（ＶＥＳＴＯＳＩＮＴ（登録商標）２１５８、ＶＥＳＴＯＳＩＮＴ（登録商標）２１５９等）、エムスケミー社製のグリルアミド（登録商標）ＴＲ９０ＮＺ、グリルアミド（登録商標）ＴＲ５５、ダイセル・エボニック社製のＴＯＲＯＧＡＭＩＤ（登録商標）ＣＸ７３２３、ＴＯＲＯＧＡＭＩＤ（登録商標）Ｔ５０００等が挙げられる。

　ただし（ｃ２）成分は、融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子を含むため、（ｃ２）成分のポリアミド樹脂は結晶性ポリアミド樹脂が好ましく用いられる。結晶性ポリアミド樹脂の具体的な例としてはナイロン６、ナイロン４６、ナイロン６６、ナイロン１１、ナイロン１２、ナイロン６１０、ナイロン６１２、ナイロン６Ｔ、ナイロン６Ｉ、ナイロン９Ｔ、ナイロンＭ５Ｔがあるが、ホモポリマーは、その高い結晶性のためほとんどが融点１４０～１７５℃の範囲とならないため、（Ｃ）成分のポリアミド樹脂は結晶性阻害のためより融点を低くできる共重合体であることが好ましい。中でも結晶性共重合ナイロン粒子であることが好ましく、ナイロン１２とナイロン６との共重合体からなる真球形状の粒子であることがより好ましい。ナイロン１２を主としたナイロン１２とナイロン６との共重合体は、高靭性かつ低吸湿であり、さらにその融点はナイロン１２の融点よりも低くなり、より広範囲の成型条件において繊維強化複合材料へ好適に靭性付与が可能であるため好ましい。前記ナイロン１２とナイロン６との共重合体における、ナイロン１２とナイロン６のモル比は、ナイロン１２：ナイロン６が９．８：０．２～６．５：３．５が好ましく、９．５：０．５～７：３がより好ましい。前記ナイロン１２とナイロン６との共重合体においてナイロン１２が９０モル％よりも多くなるとナイロン１２の融点と比較して融点が十分に低下しないため、広範囲の成型条件において繊維強化複合材料へ好適に靭性付与ができない可能性がある。一方でナイロン１２が６０モル％よりも少なくなるとナイロン１２よりも融点が高いナイロン６の影響が大きくなり前記ナイロン１２とナイロン６との共重合体の融点は高くなってしまうため、広範囲の成型条件において繊維強化複合材料へ好適に靭性付与ができない可能性がある。好適に使用可能なナイロン１２とナイロン６との共重合体の真球粒子の市販品としては、住化エンバイロメンタル社製のＭＷ－３３０がある。

　（（ｃ２）成分の融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子の形状）
　融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子の形状は真球状である。具体的に真球状の粒子とは、走査型電子顕微鏡（日本電子社製、ＪＳＭ－６３９０）を用い、無作為に選ばれた１０個の粒子について短径および長径を測定し、前記１０個の粒子の長径に対する短径の比（短径／長径）の平均値が０．９以上である粒子のことを指す。

　（（ｃ２）成分の融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子の平均粒子径）
　融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子の平均粒子径は、２～５０μｍが好ましく、５～３５μｍがより好ましく、６～２５μｍがより一層好ましい。前記真球形状のポリアミド粒子の平均粒子径が前記範囲の下限値以上であれば、プリプレグを製造する際に、（Ｃ）成分が（Ａ）成分に入り込みにくくなる。そのため、後述の全ての（Ｃ）成分の７０質量％以上が（Ａ）成分の表層に存在する条件を満たすプリプレグを得やすく、結果として繊維強化複合材料にさらに優れた層間破壊靱性を付与できる。また、（Ｂ）成分と（Ｃ）成分とを混合した際の粘度の増加を抑制できる。前記真球形状のポリアミド粒子の平均粒子径が前記範囲の上限値以下であれば、繊維強化複合材料において（Ｃ）成分が（Ａ）成分の強化繊維の真直性を害することを抑制できるため、繊維強化複合材料の機械特性の低下を抑えることができたり、面外方向への引き剥がし応力により繊維強化複合材料の層間領域生じた亀裂を層間領域に留めることができたりする。また、プリプレグの製造において、（Ｂ）成分と（Ｃ）成分との混合物を離型紙の表面に均一な厚さで塗工する際に、ロールコーター、ダイコーター等の設備で目詰まりを起こすことが抑えられる。
　なお、本発明の（ｃ２）は、更に熱硬化性ポリイミド粒子を含むことが好ましい。

　（（ｃ２）成分に含めることができる熱硬化性ポリイミド粒子）
　（ｃ２）成分に含めることができる熱硬化性ポリイミド粒子とは、（ｃ２）成分の融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子とともに（Ｃ）成分として併用することができる熱硬化性ポリイミド粒子を意味する。（ｃ２）成分に含めることができる熱硬化性ポリイミド粒子は、熱硬化性ポリイミド粒子である。ポリイミド樹脂とは繰り返し構造中にイミド結合を有す高分子化合物である。ポリイミド樹脂の中で、主鎖の分子量が比較的小さく、かつ反応性末端基を有すものが熱硬化性ポリイミド樹脂である。反応性末端基を有すため、繊維強化複合材料中で熱硬化性ポリイミド粒子とマトリックス樹脂との界面性状を強固にすることができ、後述の（ｃ２）成分に含めることができる熱硬化性ポリイミド粒子の効果を十分に発現させることができる。分子量が比較的大きく、かつほぼ反応性末端基を有さない熱可塑性ポリイミド樹脂はマトリックス樹脂との界面性状を強固にすることができず、さらに熱硬化性ポリイミドと比較的して靭性に優れるため、後述の（ｃ２）成分に含めることができる熱硬化性ポリイミド粒子の効果を十分に発現させることができない。

　（ｃ２）成分に含めることができる熱硬化性ポリイミド粒子として好ましく使用できる熱硬化性ポリイミド樹脂は、一般式（１）の化学構造を含む熱硬化性ポリイミド樹脂であり、さらに具体的にはベンゾフェノンテトラカルボン酸二無水物（ＢＴＤＡ）、４，４’－メチレンジアニリン（ＭＤＡ）、および２，４－トルエンジアミン（ＴＤＡ）から調製され、９０～９２パーセントの芳香族炭素を含む非フタルイミド炭素含有量を有する熱硬化性ポリイミド樹脂である。市販の前記熱硬化性ポリイミド樹脂の粒子としては、ＨＰ　Ｐｏｌｙｍｅｒ社製のＰ８４（登録商標）Ｐｏｌｙｉｍｉｄｅがある。

（式（１）中のＲは２価の連結基を表す。）

　また一般式（２）の化学構造を含む熱硬化性ポリイミド樹脂であり、さらに具体的にはピロメリット酸二無水物と４，４’－ジアミノジフェニルエーテルから調製される熱硬化性ポリイミド樹脂も（ｃ２）成分として好ましく使用できる。市販の前記熱硬化性ポリイミド樹脂の粒子としては、山曹ミクロン社製のポリイミドパウダーＰＩＰシリーズ、例えばＰＩＰ－３、ＰＩＰ－２５が挙げられる。

　（ｃ２）成分に含めることができる熱硬化性ポリイミド粒子として好ましく使用できない熱可塑性ポリイミド樹脂の市販品としては、Ｈｕｎｔｓｍａｎ社製のＭａｔｒｉｍｉｄ（登録商標）５２１８がある。

　（（ｃ２）成分に含めることができる熱硬化性ポリイミド粒子の平均粒子径）
　（ｃ２）成分に含めることができる熱硬化性ポリイミド粒子の平均粒子径は、２～５０μｍが好ましく、５～３５μｍがより好ましい。前記熱硬化性ポリイミド粒子の平均粒子径が前記範囲の下限値以上であれば、プリプレグを製造する際に、前記熱硬化性ポリイミド粒子が（Ａ）成分に入り込みにくくなる。そのため、前述の全ての（Ｃ）成分の７０質量％以上が（Ａ）成分の表層に存在する条件を満たすプリプレグを得やすく、結果として繊維強化複合材料にさらに優れた層間破壊靱性を付与できる。また、（Ｂ）成分と前記熱硬化性ポリイミド粒子とを混合した際の粘度の増加を抑制できる。そして、さらに凝集して分散不良となることを防ぐこともできる。

　前記熱硬化性ポリイミド粒子の平均粒子径が前記範囲の上限値以下であれば、繊維強化複合材料において前記熱硬化性ポリイミド粒子が（Ａ）成分の強化繊維の真直性を害することを抑制できるため、繊維強化複合材料の機械特性の低下を抑えることができたり、面外方向への引き剥がし応力により繊維強化複合材料の層間領域生じた亀裂を層間領域に留めることができたりする。また、プリプレグの製造において、（Ｂ）成分と前記熱硬化性ポリイミド粒子との混合物を離型紙の表面に均一な厚さで塗工する際に、ロールコーター、ダイコーター等の設備で目詰まりを起こすことが抑えられる。

　前記熱硬化性ポリイミド粒子の平均粒子径は、融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子の平均粒子径の０．５～１０倍の範囲であることが好ましい。前記熱硬化性ポリイミド粒子の平均粒子径が融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子の平均粒子径の０．５倍より大きくすると後述の融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子と前記熱硬化性ポリイミド粒子の併用の効果が十分に発現することができる。また前記熱硬化性ポリイミド粒子の平均粒子径が融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子の平均粒子径の１０倍以下にすると層間領域の厚みがより均一、すなわち（Ａ）成分の強化繊維の真直性を害することを抑制できるため、繊維強化複合材料の機械特性の低下を抑えることができたり、面外方向への引き剥がし応力により繊維強化複合材料の層間領域生じた亀裂を層間領域に留めることができたりする。

　（（ｃ２）成分の融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子と熱硬化性ポリイミド粒子との併用の効果）
　一般的に熱硬化性ポリイミド樹脂は比較的靭性に乏しく、単独の使用では繊維強化複合材料により優れた層間破壊靱性を付与することはできない。一方で面外方向への引き剥がし応力により繊維強化複合材料の層間領域に生じた亀裂はより靭性に乏しい部分、例えばマトリックス樹脂と強化繊維束の界面を選択的に進行する性質がある。そのため、従来の高靭性のマトリックス樹脂や微粒子を層間領域に配置した場合、前記層間領域に生じた亀裂は進行に伴い徐々により靭性の乏しいマトリックス樹脂と強化繊維束の界面へ転移してゆき、最終的には層間領域から強化繊維層へ完全に転移してしまっており、安定して優れた層間破壊靱性を付与することはできなかった。しかし靭性に乏しい熱硬化性ポリイミド粒子を繊維強化複合材料の層間領域に配置した場合、前記層間領域に生じた亀裂は安定して層間領域を進行する。融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子と熱硬化性ポリイミド粒子を併用することで、層間領域に生じた亀裂を安定して層間領域を進行させ、さらに融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子添加による層間破壊靱性付与することができるため、繊維強化複合材料の層間領域のモルホロジーや融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子とマトリックス樹脂組成物との界面性状に関わらず安定して得ることができる。

　（（ｃ２）成分の融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子の含有量）
　融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子の含有量は、（Ｂ）成分１００質量部に対し５～２５質量部であり、さらに１０～２５質量部が好ましく、１２～２５質量部がより好ましく、１５～２０質量部がより一層好ましい。（Ｃ）成分の含有量が前記範囲の下限値以上であれば、層間領域に偏在する前記真球形状のポリアミド粒子の量が多くなり、上述の理由から繊維強化複合材料に優れた層間破壊靱性を安定して付与できる。前記真球形状のポリアミド粒子の含有量が前記範囲の上限値以下であれば、プリプレグが含む（Ｂ）成分と（Ｃ）成分からなるマトリックス樹脂中に占める（Ｂ）成分が低くなりすぎることを抑制することができる。すなわち（Ｂ）成分不足に起因する繊維強化複合材料の機械特性低下を防ぐことができたり、マトリックス樹脂組成物の粘度が高くなりすぎることを抑制し、プリプレグを作製する際に（Ａ）成分にマトリックス樹脂組成物を十分に含浸させることができたりする。

　（（ｃ２）成分の融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子と熱硬化性ポリイミド粒子との含有量）
　（ｃ２）成分が熱硬化性ポリイミド粒子を更に含有する場合、融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子と熱硬化性ポリイミド粒子との含有量の合計は（Ｂ）成分１００質量部に対し５～２５質量部であり、さらに１０～２５質量部が好ましく、１２～２５質量部がより好ましく、１５～２０質量部がより一層好ましい。融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子と熱硬化性ポリイミド粒子の含有量の合計が前記範囲の下限値以上であれば、層間領域に偏在する融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子と熱硬化性ポリイミド粒子の量が多くなり、上述の理由から繊維強化複合材料に優れた層間破壊靱性を安定して付与できる。融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子の含有量が前記範囲の上限値以下であれば、プリプレグが含む（Ｂ）成分、融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子および熱硬化性ポリイミド粒子からなるマトリックス樹脂中に占める（Ｂ）成分が低くなりすぎることを抑制することができる。すなわち（Ｂ）成分不足に起因する繊維強化複合材料の機械特性低下を防ぐことができたり、マトリックス樹脂組成物の粘度が高くなりすぎることを抑制し、プリプレグを作製する際に（Ａ）成分にマトリックス樹脂組成物を十分に含浸させることができたりする。

　（（ｃ２）成分と融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子と熱硬化性ポリイミド粒子の含有量に占める熱硬化性ポリイミド粒子の割合）
　融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子と熱硬化性ポリイミド粒子の混合物に占める熱硬化性ポリイミド粒子の割合は、融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子と熱硬化性ポリイミド粒子との含有量の合計に対し、５～４０質量％が好ましい。前記熱硬化性ポリイミド粒子の割合が前記範囲の下限値以上であれば、前記熱硬化性ポリイミド粒子の効果を十分に得ることができ、上述の理由から繊維強化複合材料に優れた層間破壊靱性を安定して付与できる。前記熱硬化性ポリイミド粒子の割合が前記範囲の上限値以下であれば、靭性の乏しい前記熱硬化性ポリイミド粒子が繊維強化複合材料の層間破壊靱性に与える悪影響が大きくなることを抑えることが出来る。

　より好ましい前記熱硬化性ポリイミド粒子の割合は、構成要素の組み合わせに大きく依存する。例えば、（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面がより弱い場合、層間領域に生じた亀裂はより（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面へ進行しやすくなるため、前記熱硬化性ポリイミド粒子の割合は２０～４０質量％とより多くすることが好ましい。一方で（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面がより強い場合、層間領域に生じた亀裂はより（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面へ進行しにくくなるため、前記熱硬化性ポリイミド粒子の割合は５～２５質量％とより少なくすることが好ましい。また（Ｂ）成分と融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子の界面がより弱い場合、層間領域に生じた亀裂はより（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面へ進行しやすくなるため、前記熱硬化性ポリイミド粒子の割合は２０～４０質量％とより多くすることが好ましい。一方で（Ｂ）成分と融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子の界面がより強い場合、層間領域に生じた亀裂はより（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面へ進行しにくくなるため、前記熱硬化性ポリイミド粒子の割合は５～２５質量％とより少なくすることが好ましい。弱い（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面であり、かつ弱い（Ｂ）成分と融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子の界面である場合、前記熱硬化性ポリイミド粒子の割合は２５～４０質量％とさらに多くすることが好ましい。強い（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面であり、かつ強い（Ｂ）成分と（ｃ２）融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子の界面である場合、前記熱硬化性ポリイミド粒子の割合は５～２０質量％とさらに少なくすることが好ましい。

　ここで（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面が弱いとは、ＡＳＴＭ　Ｄ７９０に準拠して実施の一方向（強化繊維が全て同じ方向に配向する）繊維強化複合材料の９０°曲げ試験の強度が１２５ＭＰａ未満であることをいう。（Ｂ）成分と融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子の界面や（Ｂ）成分と（ｃ２）成分に含むことができる熱硬化性ポリイミド粒子の界面が弱いとは、ＡＳＴＭ　Ｄ５５２８に準拠して実施の繊維強化複合材料のＤＣＢ（Ｄｏｕｂｌｅ　Ｃａｎｔｉｌｅｖｅｒ　Ｂｅａｍ）試験の破面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を使用して観察して、融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子の界面や熱硬化性ポリイミド粒子の界面が露出している状態である。

　（プリプレグの繊維目付）
　プリプレグの繊維目付（１ｍ^２あたりの強化繊維の含有量：ＦＡＷ）は、プリプレグの用途に応じて適宜設定すればよく、通常、５０～３００ｇ／ｍ^２である。

　（プリプレグの樹脂含有率）
　プリプレグにおける樹脂含有率（（Ｂ）成分および（Ｃ）成分の合計の割合）は、プリプレグの総質量に対し、２５～５０質量％が好ましく、３０～４０質量％がより好ましい。プリプレグにおける樹脂含有率が前記範囲の下限値以上であれば、プリプレグのタックが低くなりすぎることを抑制し、取扱に適したタックとすることができる。さらに（Ｂ）成分不足に起因する繊維強化複合材料の機械特性低下を防ぐこともできる。プリプレグにおける樹脂含有率が前記範囲の上限値以下であれば、プリプレグのタックが高くなりすぎることを抑制し、取扱に適したタックとすることができる。さらに（Ｂ）成分過剰に起因するＶｆ（繊維強化複合材料中の強化繊維含有の体積率）向上に伴う繊維強化複合材料の機械特性低下を防ぐこともできる。

　（プリプレグの厚さ）
　プリプレグの厚さは、プリプレグの用途に応じて適宜設定すればよく、通常、０．０５～０．３ｍｍである。
　なお、プリプレグの厚さはシックネスゲージで測定できる。

　（プリプレグの製造方法）
　本発明におけるプリプレグは、特許文献２に開示された方法、その応用等によって製造できる。

　プリプレグの製造方法としては、層間領域に（Ｃ）成分が偏在しやすく、後述する条件（ａ）～（ｃ）を満たす繊維強化複合材料を製造しやすい点か
ら、方法（α）、方法（β）、方法（γ）および方法（δ）からなる群から選ばれる１つの方法が好ましく、より均一に層間領域に（Ｃ）成分を偏在させることができる点、および製造過程で多くの（Ｃ）成分が舞い散り製造環境を悪化させることを防ぐことができる点から、方法（γ）または方法（δ）がより好ましい。

　方法（α）：
　方法（α）は、（Ｂ）成分からなる樹脂フィルム（Ｆ１）を（Ａ）成分の片面または両面に貼り合わせ、（Ｂ）成分を（Ａ）成分に含浸させてベースプリプレグ（Ｐ１）を作製し、ベースプリプレグ（Ｐ１）の片面または両面に（Ｃ）成分を散布する方法である。
　樹脂フィルム（Ｆ１）は、（Ｂ）成分を離型紙等の表面に塗工することによって作製できる。（Ｂ）成分を（Ａ）成分に含浸させる方法としては、加熱プレスロールで加熱、加圧する方法等の公知の方法が挙げられる。

　方法（β）：
　方法（β）は、（Ｂ）成分からなる樹脂フィルム（Ｆ１）を（Ａ）成分の片面または両面に貼り合わせ、（Ｂ）成分を（Ａ）成分に含浸させてベースプリプレグ（Ｐ１）を作製し、（Ｂ）成分の表面に（Ｃ）成分が散布された樹脂フィルム（Ｆ２）を、ベースプリプレグ（Ｐ１）の片面または両面に貼り合わせる方法である。

　樹脂フィルム（Ｆ１）、ベースプリプレグ（Ｐ１）は、方法（α）と同様にして作製できる。樹脂フィルム（Ｆ２）は、（Ｂ）成分を離型紙等の表面に塗工し、（Ｂ）成分の表面に（Ｃ）成分を散布することによって作製できる。

　樹脂フィルム（Ｆ２）をベースプリプレグ（Ｐ１）に貼り合わせる方法としては、加熱プレスロールで加熱、加圧する方法等の公知の方法が挙げられる。温度が高すぎると、樹脂フィルム（Ｆ２）に含まれる（Ｂ）成分の多くがベースプリプレグ（Ｐ１）の（Ａ）成分内に含浸し、プリプレグのタック性がほとんどなくなってしまい、繊維強化複合材料を製造する際に問題が生じる可能性がある。圧力が高すぎると、樹脂フィルム（Ｆ２）に含まれる（Ｃ）成分の多くがベースプリプレグ（Ｐ１）の（Ａ）成分内に入り込んでしまい、強化繊維の真直性を損なってしまったり、（Ａ）成分の表面に（Ｃ）成分がほとんど無くなってしまったりする。

　ベースプリプレグ（Ｐ１）に含まれる（Ｂ）成分と樹脂フィルム（Ｆ２）に含まれる（Ｂ）成分とは、同じ樹脂組成であってもよく、異なる樹脂組成であってもよい。
　ベースプリプレグ（Ｐ１）にさらに樹脂フィルム（Ｆ２）を貼り合わせる方法（β）の性質上、ベースプリプレグ（Ｐ１）における（Ｂ）成分の含有率は、方法（α）に比べ低くしておくことが好ましい。

　方法（γ）：
　方法（γ）は、（Ｂ）成分からなる樹脂フィルム（Ｆ１）を（Ａ）成分の片面または両面に貼り合わせ、（Ｂ）成分を（Ａ）成分に含浸させてベースプリプレグ（Ｐ１）を作製し、（Ｂ）成分、（Ｃ）成分を含む樹脂フィルム（Ｆ３）を、ベースプリプレグ（Ｐ１）の片面、または両面に貼り合わせる方法である。
　ベースプリプレグ（Ｐ１）は、方法（α）と同様にして作製できる。

　樹脂フィルム（Ｆ３）は、（Ｂ）成分と（Ｃ）成分の混合物を、離型紙等の表面に塗工することによって作製できる。

　樹脂フィルム（Ｆ３）をベースプリプレグ（Ｐ１）に貼り合わせる方法としては、加熱プレスロールで加熱、加圧する方法等の公知の方法が挙げられる。温度が高すぎると、樹脂フィルム（Ｆ３）に含まれる（Ｂ）成分の多くがベースプリプレグ（Ｐ１）の（Ａ）成分内に含浸し、プリプレグのタック性がほとんどなくなってしまい、繊維強化複合材料を製造する際に問題が生じる可能性がある。圧力が高すぎると、樹脂フィルム（Ｆ３）に含まれる（Ｃ）成分の多くがベースプリプレグ（Ｐ１）の（Ａ）成分内に入り込んでしまい、強化繊維の真直性を損なってしまったり、（Ａ）成分の表面に（Ｃ）成分がほとんど無くなってしまったりする。

　ベースプリプレグ（Ｐ１）に含まれる（Ｂ）成分と樹脂フィルム（Ｆ３）に含まれる（Ｂ）成分とは、同じ樹脂組成であってもよく、異なる樹脂組成であってもよい。

　ベースプリプレグ（Ｐ１）にさらに樹脂フィルム（Ｆ３）を貼り合わせる方法（γ）の性質上、ベースプリプレグ（Ｐ１）における（Ｂ）成分の含有率は、方法（α）に比べ低くしておくことが好ましい。

　方法（δ）：
　方法（δ）は、（Ｂ）成分および（Ｃ）成分を含む樹脂フィルム（Ｆ３）、もしくは（Ｂ）成分、（Ｃ）成分を含む樹脂フィルム（Ｆ３）を、（Ａ）成分の片面または両面に貼り合わせ、（Ｂ）成分を（Ａ）成分に含浸させる方法である。
　樹脂フィルム（Ｆ３）は、方法（γ）と同様にして作製できる。

　（Ｃ）成分は（Ａ）成分上で濾され、プリプレグの表面近傍に（Ｃ）成分が偏在する。（Ａ）成分上で（Ｃ）成分を濾すため、（Ｃ）成分の平均粒子径は他の方法に比べ大きいほうが好ましい。（ｃ１）成分のポリアミド粒子および（ｃ２）融点１４０～１７５℃のポリアミドの真球形状の粒子の平均粒子径は５～５０μｍが好ましく、１０～５０μｍがより好ましく、１５～５０μｍがさらに好ましい。また、（ｃ１）成分の熱硬化性ポリイミド粒子および（ｃ２）成分に含むことができる熱硬化性ポリイミド粒子の平均粒子径は１５～５０μｍが好ましく、２０～５０μｍがより好ましく、２５～５０μｍがさらに好ましい。

＜繊維強化複合材料＞
　本発明の第一の態様における繊維強化複合材料は、プリプレグを２つ以上積層し、（Ｂ）成分の硬化温度以上で加熱して（Ｂ）成分を硬化することによって得られる。
　積層したプリプレグを加熱成形する際の温度は、（Ｂ）成分を適切に硬化可能な温度であればいずれの温度でもよいが、加熱成形に用いる設備の（Ｂ）成分の硬化に要する時間の点から１７０～１９０℃が好ましい。加熱成形する際の温度が１７０℃以上であれば、（Ｂ）成分が十分に硬化し、より高い耐熱性を有する硬化物を得ることができる。加熱成形する際の温度が１９０℃以下であれば、加熱成形に用いる設備や副資材としてより安価なものを用いることができる。

　さらに（Ｂ）成分と（Ｃ）成分との界面をより強固にし、硬化物の層間領域に生じた亀裂はより（Ａ）成分と（Ｂ）成分の界面へ進行しにくくするため、（Ｃ）成分が結晶性である場合は（Ｃ）成分の融点以上、（Ｃ）成分が非晶性の場合は（Ｃ）成分のガラス転移温度以上で硬化することが好ましい。

　加熱成形時間は、（Ｂ）成分を十分に硬化でき、かつ後述する加熱成形法に適した時間であればよい。オートクレーブ成形法の場合、加熱成形時間は、１～４時間が好ましい。加熱成形時間が１時間以上であれば、（Ｂ）成分の硬化が十分である。加熱成形が４時間を超えると、製造コストがより高額となる。

　加熱成形法としては、オートクレーブ成形法、オーブン成形法、プレス成形法等の公知の方法が挙げられる。加熱成形法としては、より優れた機械特性を有する繊維強化複合材料を得ることができる点から、オートクレーブ成形法が好ましい。

　本発明の第二の態様における繊維強化複合材料は、（Ａ）成分、（Ｂ’）成分および（Ｃ）成分を含み、（Ａ）成分が強化繊維基材であり、（Ｂ’）成分がエポキシ樹脂組成物の硬化物であり、（Ｃ）成分が（ｃ１）成分又は（ｃ２）成分であり、（ｃ１）成分がポリアミド粒子と熱硬化性ポリイミド粒子とを含み、（ｃ２）成分が融点１４０～１７５℃のポリアミドの真球形状の粒子を含む。
　本発明の第二の態様における繊維強化複合材料では、（Ａ）成分は複数枚積層されており、かつ（Ｃ）成分が（Ａ）成分の層間に存在している。
　（Ａ）成分、（Ｃ）成分としては、プリプレグの説明において述べた（Ａ）成分、及び（Ｃ）成分と同様のものが挙げられる。
　（Ｂ’）成分としては、プリプレグの説明において述べた（Ｂ）成分を硬化させたものが挙げられる。
　（Ｂ）成分を硬化させる方法としては、（Ｂ）成分を１７０～１９０℃に加熱することが好ましい。加熱時間は１～４時間が好ましい。

　以下、本発明を実施例により具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。

　＜物性・評価＞
　（平均粒子径）
　樹脂粒子の平均粒子径は、以下のようにして求めた。
　樹脂粒子について、レーザー散乱式粒度測定機（日揮装社製、ＭＯＤＥＬ：７３４０　マイクロトラックＦＲＡ）を用いて粒子径分布測定を行い、累積分布を得た。累積分布にける体積基準での累積頻度が５０％となる粒子径（Ｄ５０）を平均粒子径とした。

　（繊維強化複合材料からなる評価用成形板の作製）
　図３に示す通り、プリプレグ２を、強化繊維の繊維軸方向が揃うように２０枚積層した。図３において、矢印は強化繊維の繊維軸方向を表している。１０枚目のプリプレグ２と１１枚目のプリプレグ２との間に、強化繊維の繊維軸方向に対して長手方向が直角になるように、厚さ５０μｍの長尺のフッ素樹脂フィルム３を、フッ素樹脂フィルム３の幅７０ｍｍ程度がプリプレグ２と重複するように挟んだ。積層されたプリプレグに隙間のないよう真空バッグを被せた。積層されたプリプレグを、オートクレーブを用いて２℃／分、または０．５℃／分の昇温速度で室温から１８０℃まで加熱し、２時間保持した。積層されたプリプレグを、３℃／ｍｉｎの降温スピードで５０℃以下となるまでオートクレーブ内に保持した。オートクレーブ内から評価用成形板１を取り出した。加熱開始から取り出しまでの間、オートクレーブ内の圧力は０．６ＭＰａとした。
　（熱変形樹脂粒子の偏在化率）
　評価用成形板から２０ｍｍ角の試験片を切り出した。研磨機（リファインテック社製、ＲＥＦＩＮＥ－ＰＯＬＩＳＨＥＲ　ＡＰＭ－１２２）を用いて、試験片の断面を研磨した。デジタルマイクロスコープ（ＫＥＹＥＮＣＥ社製、ＶＨＸ－５０００）を用いて試験片の断面を５００倍に拡大した写真を得た。写真から、強化繊維基材間の層間領域にある熱変形樹脂粒子と、強化繊維基材内にある熱変形樹脂粒子とを切り抜き、切り抜いた写真の質量を測定し下記式（３）から偏在化率を算出した。
　偏在化率＝層間領域に存在する熱変形樹脂粒子の質量／（層間領域に存在する熱変形樹脂粒子の質量＋強化繊維基材内にある熱変形樹脂粒子の質量）×１００　・・・式（３）

　（ＧＩＣの測定）
　評価用成形板について、インストロン万能試験機（インストロン社製）を用い、ＡＳＴＭ　Ｄ５５２８に準拠してＧＩＣを測定した。

　（ＧＩＩＣの測定）
　評価用成形板について、インストロン万能試験機（インストロン社製）を用い、ＡＳＴＭ　Ｄ７９０５に準拠してＧＩＩＣを測定した。

　＜原料＞
　（（Ａ）成分）
　（強化繊維束）
　ＭＲ７０：炭素繊維束（三菱ケミカル社製、ＰＹＲＯＦＩＬ（登録商標）ＭＲ７０　１２Ｐ、ストランド強度：７０００ＭＰａ、炭素繊維の繊維径：５μｍ、炭素繊維の本数：１２０００本）。
　（（Ｂ）成分）
　（エポキシ樹脂）
　ＴＳＲ－４００：オキサゾリドン環骨格を有するエポキシ樹脂（ＤＩＣ社製、ＥＰＩＣＬＯＮ　ＴＳＲ－４００）。
　ｊＥＲ８０７：ビスフェノールＦ型液状エポキシ樹脂（三菱ケミカル社製、ｊＥＲ（登録商標）８０７）。
　ｊＥＲ６０４：ジアミノジフェニルメタン型半固形エポキシ樹脂（三菱ケミカル社製、ｊＥＲ（登録商標）６０４）。
　（硬化剤）
　セイカキュアーＳ：４，４’－ジアミノジフェニルスルホン（和歌山精化工業社製、セイカキュアーＳ）。
　（任意成分）
　Ｅ２０２０Ｐ：ポリエーテルスルホン（ＢＡＳＦジャパン社製、ＵＬＴＲＡＳＯＮ（登録商標）Ｅ２０２０　Ｐ　ＳＲ　ＭＩＣＲＯ）。
　（（Ｃ）成分）
　（（ｃ１）成分のポリアミド粒子）
　ＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８：ポリアミド１２粒子（ダイセル・エボニック社製、ＶＥＳＴＯＳＩＮＴ（登録商標）２１５８　ｎａｔｕｒａｌ、融点：１７７℃、平均粒子径：２１μｍ）。
　（（ｃ１）成分の熱硬化性ポリイミド粒子）
　ｐ８４：熱硬化性ポリイミド粒子（ＨＰ　Ｐｏｌｙｍｅｒ社製、Ｐ８４（登録商標）Ｐｏｌｙｉｍｉｄｅ、平均粒子径：１７．７μｍ）。
　ＰＩＰ－３：熱硬化性ポリイミド粒子（山曹ミクロン社製、ポリイミドパウダーＰＩＰ－３、平均粒子径：２．８μｍ）。
　ＰＩＰ－２５：熱硬化性ポリイミド粒子（山曹ミクロン社製、ポリイミドパウダーＰＩＰ－２５、平均粒子径：１２．９μｍ）。
　（（ｃ１）成分に含まれない樹脂粒子）
　Ｐ８４ＮＴ１：ポリイミド粒子（ダイセル・エボニック社製、ポリイミドＰ８４（登録商標）ＮＴ１、平均粒子径：８．９μｍ）。
　Ｐ８４ＮＴ２：ポリイミド粒子（ダイセル・エボニック社製、ポリイミドＰ８４（登録商標）ＮＴ２、平均粒子径：１５．９μｍ）

　＜実施例１＞
　（（Ｂ）成分の調製）
　プラネタリミキサーに、ＴＳＲ－４００の３５質量部、ｊＥＲ８０７の４９質量部、ｊＥＲ６０４の１６質量部、Ｅ２０２０Ｐの２．８部質量を加えた。プラネタリミキサーのジャケット温度を１４０～１６０℃に設定し、原料が均一となるまで混合した。内容物の温度が６０℃以下となるまで放冷し、プラネタリミキサーにセイカキュアーＳの４０．６質量部を加えた。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、（Ｂ）成分を得た。

　（混合物（ＢＣ）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１４３．４質量部にＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８を１２．３質量部、およびｐ８４を６．２質量部加え、（Ｂ）成分の１００質量部に対するＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８とｐ８４の合計の含有量を１２．９質量部、そしてＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８とｐ８４の合計の含有量に占めるｐ８４の割合を３３．５質量％とした。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混合物（ＢＣ）を得た。
　（プリプレグの作製）
　方法（δ）によってプリプレグを作製した。
　ホットメルトコーターを用いて、混合物（ＢＣ）を離型紙の表面に均一な厚さで塗工して樹脂フィルム（Ｆ３）を作製した。
　樹脂フィルム（Ｆ３）を、ＭＲ７０の複数本を引き揃えてシート状にした（Ａ）成分の両面に貼り合わせ、ヒュージングプレス機を用いて　（Ｂ）成分を構成要素（Ａ）に含浸させ、（Ｃ）成分は（Ａ）成分上で濾し、プリプレグの表面近傍に（Ｃ）成分を偏在化させ、プリプレグを得た。プリプレグの組成、作製方法を表１に示す。
　（繊維強化複合材料の製造、および評価）
　上述した方法にしたがい、評価用成形板を作製した。評価用成形板について評価を行った。結果を表１に示す。

　＜実施例２＞
　（（Ｂ）成分の調製）
　実施例１と同様にして（Ｂ）成分を得た。
　（混合物（ＢＣ）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１４３．４質量部にＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８を１８．６質量部、およびｐ８４を９．３質量部加え、（Ｂ）成分の１００質量部に対するＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８とｐ８４の合計の含有量を１９．５質量部、そしてＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８とｐ８４の合計の含有量に占めるｐ８４の割合を３３．３質量％とした。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混合物（ＢＣ）を得た。
　（プリプレグの作製）
　実施例１と同様に、方法（δ）によってプリプレグを作製した。
　（繊維強化複合材料の製造、および評価）
　実施例１と同様に、評価用成形板を作製、および評価を行った。結果を表１に示す。

　＜実施例３＞
　（（Ｂ）成分の調製）
　実施例１と同様にして（Ｂ）成分を得た。
　（混合物（ＢＣ）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１４３．４質量部にＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８を１４．３質量部、およびｐ８４を４．２質量部加え、（Ｂ）成分の１００質量部に対するＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８とｐ８４の合計の含有量を１２．９質量部、そしてＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８とｐ８４の合計の含有量に占めるｐ８４の割合を２２．７質量％とした。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混合物（ＢＣ）を得た。
　（プリプレグの作製）
　実施例１と同様に、方法（δ）によってプリプレグを作製した。
　（繊維強化複合材料の製造、および評価）
　実施例１と同様に、評価用成形板を作製、および評価を行った。結果を表１に示す。

　＜実施例４＞
　（（Ｂ）成分の調製）
　実施例１と同様にして（Ｂ）成分を得た。
　（混合物（ＢＣ）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１４３．４質量部にＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８を１６．５質量部、およびｐ８４を２．０質量部加え、（Ｂ）成分の１００質量部に対するＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８とｐ８４の合計の含有量を１２．９質量部、そしてＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８とｐ８４の合計の含有量に占めるｐ８４の割合を１０．８質量％とした。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混
合物（ＢＣ）を得た。
　（プリプレグの作製）
　実施例１と同様に、方法（δ）によってプリプレグを作製した。
　（繊維強化複合材料の製造、および評価）
　実施例１と同様に、評価用成形板を作製、および評価を行った。結果を表１に示す。

　＜実施例５＞
　（（Ｂ）成分の調製）
　実施例１と同様にして（Ｂ）成分を得た。
　（混合物（ＢＣ）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１４３．４質量部にＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８を１２．３質量部、およびＰＩＰ－３を６．２質量部加え、（Ｂ）成分の１００質量部に対するＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８とＰＩＰ－３の合計の含有量を１２．９質量部、そしてＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８とＰＩＰ－３の合計の含有量に占めるＰＩＰ－３の割合を３３．５質量％とした。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混合物（ＢＣ）を得た。
　（プリプレグの作製）
　実施例１と同様に、方法（δ）によってプリプレグを作製した。
　（繊維強化複合材料の製造、および評価）
　実施例１と同様に、評価用成形板を作製、および評価を行った。結果を表１に示す。

　＜実施例６＞
　（（Ｂ）成分の調製）
　実施例１と同様にして（Ｂ）成分を得た。
　（混合物（ＢＣ）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１４３．４質量部にＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８を１２．３質量部、およびＰＩＰ－２５を６．２質量部加え、（Ｂ）成分の１００質量部に対するＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８とＰＩＰ－２５の合計の含有量を１２．９質量部、そしてＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８とＰＩＰ－２５の合計の含有量に占めるＰＩＰ－２５の割合を３３．５質量％とした。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混合物（ＢＣ）を得た。
　（プリプレグの作製）
　実施例１と同様に、方法（δ）によってプリプレグを作製した。
　（繊維強化複合材料の製造、および評価）
　実施例１と同様に、評価用成形板を作製、および評価を行った。結果を表１に示す。

　＜比較例１＞
　　（（Ｂ）成分の調製）
　実施例１と同様にして（Ｂ）成分を得た。
　（混合物（ＢＣ’）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１４３．４質量部にＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５
８を１８．６質量部加え、（Ｂ）成分の１００質量部に対するＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８の含有量を１３．０質量部とした。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混合物（ＢＣ’）を得た。
　（プリプレグの作製）
　実施例１と同様に、方法（δ）によってプリプレグを作製した。
　（繊維強化複合材料の製造、および評価）
　実施例１と同様に、評価用成形板を作製、および評価を行った。結果を表２に示す。

　＜比較例２＞
　（（Ｂ）成分の調製）
　実施例１と同様にして（Ｂ）成分を得た。
　（混合物（ＢＣ’）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１４３．４質量部にＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８を１２．３質量部、およびＰ８４ＮＴ１を６．２質量部加え、（Ｂ）成分の１００質量部に対するＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８とＰ８４ＮＴ１の合計の含有量を１２．９質量部、そしてＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８とＰ８４ＮＴ１の合計の含有量に占めるＰ８４ＮＴ１の割合を３３．５質量％とした。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混合物（ＢＣ’）を得た。
　（プリプレグの作製）
　実施例１と同様に、方法（δ）によってプリプレグを作製した。
　（繊維強化複合材料の製造、および評価）
　実施例１と同様に、評価用成形板を作製、および評価を行った。結果を表２に示す。

　＜比較例３＞
　　（（Ｂ）成分の調製）
　実施例１と同様にして（Ｂ）成分を得た。
　（混合物（ＢＣ’）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１４３．４質量部にＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８を１２．３質量部、およびＰ８４ＮＴ２を６．２質量部加え、（Ｂ）成分の１００質量部に対するＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８とＰ８４ＮＴ２の合計の含有量を１２．９質量部、そしてＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８とＰ８４ＮＴ１の合計の含有量に占めるＰ８４ＮＴ２の割合を３３．５質量％とした。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混合物（ＢＣ’）を得た。
　（プリプレグの作製）
　実施例１と同様に、方法（δ）によってプリプレグを作製した。
　（繊維強化複合材料の製造、および評価）
　実施例１と同様に、評価用成形板を作製、および評価を行った。結果を表２に示す。

　＜比較例４＞
　　（（Ｂ）成分の調製）
　実施例１と同様にして（Ｂ）成分を得た。
　（混合物（ＢＣ’）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１４３．４質量部にＰ８４を１８．６質量部加え、（Ｂ）成分の１００質量部に対するＰ８４の合計の含有量を１３．０質量部とした。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混合物（ＢＣ’）を得た。
　（プリプレグの作製）
　実施例１と同様に、方法（δ）によってプリプレグを作製した。
　（繊維強化複合材料の製造、および評価）
　実施例１と同様に、評価用成形板を作製、および評価を行った。結果を表２に示す。

　実施例１～６の繊維強化複合材料は、２．０℃／分、０．５℃／分、いずれの成型条件においても１．０ｋＪ／ｍ^２以上のＧＩＩｃを示し、モードＩＩ層間破壊靱性に優れていた。一方で熱硬化性ポリイミド粒子を含まない比較例１～３の繊維強化複合材料は、０．５℃／分の成型条件において１．０ｋＪ／ｍ^２未満のＧＩＩｃを示し、モードＩＩ層間破壊靱性が劣った。また熱硬化性ポリイミド粒子のみしか含まない比較例４では、２．０℃／分、０．５℃／分、いずれの成型条件においても１．０ｋＪ／ｍ^２未満の低い値となった。
　実施例１と実施例２とを比較すると、より多くの（Ｃ）成分を含む、実施例２の方がより高いＧＩＩｃを示した。優れたモードＩＩ層間破壊靱性の発現の観点において、（Ｂ）成分１００質量部に対する（Ｃ）成分の含有量の合計は、実施例２の方がより好ましい。
　また実施例１と実施例３、４とを比較すると、０．５℃／分の成型条件のＧＩＩｃは、実施例４、実施例３、実施例１の順で高くなっており、これらの実施例の（Ａ）成分～（Ｃ）の組み合わせにおいては、（Ｃ）成分（（ｃ１）ポリアミド粒子と熱硬化性ポリイミド粒子）占める熱硬化性ポリイミド粒子の割合は、実施例４よりも実施例３が好ましく、実施例３よりも実施例１が好ましい。
　本発明の繊維強化複合材料の製造方法によって得られた繊維強化複合材料は、製造条件に関わらず安定してモードＩ層間破壊靱性およびモードＩＩ層間破壊靱性に優れた繊維強化複合材料を提供するため、航空機用途をはじめスポーツ・レジャー用途、自動車用途、他の一般産業用途（緊張材）等として有用である。

　＜原料＞
　（（Ａ）成分）
　（強化繊維束）
　ＭＲ７０：炭素繊維束（三菱ケミカル社製、ＰＹＲＯＦＩＬ（登録商標）ＭＲ７０　１２Ｐ、ストランド強度：７０００ＭＰａ、炭素繊維の繊維径：５μｍ、炭素繊維の本数：１２０００本）。

　（（Ｂ）成分）
　（エポキシ樹脂）
　ＴＳＲ－４００：オキサゾリドン環骨格を有するエポキシ樹脂（ＤＩＣ社製、ＥＰＩＣＬＯＮ　ＴＳＲ－４００）。
　ｊＥＲ８０７：ビスフェノールＦ型液状エポキシ樹脂（三菱ケミカル社製、ｊＥＲ（登録商標）８０７）。

　ｊＥＲ６０４：ジアミノジフェニルメタン型半固形エポキシ樹脂（三菱ケミカル社製、ｊＥＲ（登録商標）６０４）。
　（硬化剤）
　セイカキュアーＳ：４，４’－ジアミノジフェニルスルホン（和歌山精化工業社製、セイカキュアーＳ）。
　（任意成分）
　Ｅ２０２０Ｐ：ポリエーテルスルホン（ＢＡＳＦジャパン社製、ＵＬＴＲＡＳＯＮ（登録商標）Ｅ２０２０　Ｐ　ＳＲ　ＭＩＣＲＯ）。

　（（Ｃ）成分）
　（ｃ２）成分のポリアミド粒子
　ＭＷ－３３０：真球状共重合ポリアミド粒子（住化エンバイロメンタルサイエンス社製、ＭＷ－３３０、融点：１６６℃、平均粒子径：８μｍ、短径／長径の平均値：０．９６）。

　（ｃ２）成分に含むことができる熱硬化性ポリイミド粒子
　ｐ８４：熱硬化性ポリイミド粒子（ＨＰ　Ｐｏｌｙｍｅｒ社製、Ｐ８４（登録商標）Ｐｏｌｙｉｍｉｄｅ、平均粒子径：１８μｍ）。

　（（Ｃ）成分に含まれない樹脂粒子）
　ＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８：非真球状ポリアミド１２粒子（ダイセル・エボニック社製、ＶＥＳＴＯＳＩＮＴ（登録商標）２１５８　ｎａｔｕｒａｌ、融点：１７７℃、平均粒子径：２１μｍ、短径／長径の平均値：０．６５）。
　Ｎｙ１２粒子Ａ：真球状ポリアミド１２粒子（融点：１７７℃、平均粒子径：２１μｍ、短径／長径の平均値：０．９４）。
ＴＲ５５：真球状非晶性ポリアミド粒子（エムスケミー社製グリルアミド（登録商標）ＴＲ５５、融点：１６０℃、平均粒子径：１０μｍ、短径／長径の平均値：０．９１）。

　＜Ｎｙ１２粒子Ａの作製＞
　特開平１０－３１６７５０記載の真球状ポリアミドの製造方法とおり、真球状のポリアミド１２粒子を作製した。

　＜実施例７＞
　（（Ｂ）成分の調製）
　プラネタリミキサーに、ＴＳＲ－４００の３５質量部、ｊＥＲ８０７の４９質量部、ｊＥＲ６０４の１６質量部、Ｅ２０２０Ｐの２．８部質量を加えた。プラネタリミキサーのジャケット温度を１４０～１６０℃に設定し、原料が均一となるまで混合した。内容物の温度が６０℃以下となるまで放冷し、プラネタリミキサーにセイカキュアーＳの４０．６質量部を加えた。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、（Ｂ）成分を得た。

　（混合物（ＢＣ）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１４３．４質量部にＭＷ－３３０を３７．２質量部加え、（Ｂ）成分の１００質量部に対するＭＷ－３３０の含有量を２５．９質量部とした。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混合物（ＢＣ）を得た。

　（プリプレグの作製）
　方法（γ）によってプリプレグを作製した。

　ホットメルトコーターを用いて、（Ｂ）成分および混合物（ＢＣ）をそれぞれ離型紙の表面に均一な厚さで塗工して樹脂フィルム（Ｆ１）および（Ｆ３）を作製した。
　樹脂フィルム（Ｆ１）を、ＭＲ７０の複数本を引き揃えてシート状にした（Ａ）成分の両面に貼り合わせ、ヒュージングプレス機を用いて　（Ｂ）成分を（Ａ）成分に含浸させベースプリプレグ（Ｐ１）を作製し、さらにベースプリプレグ（Ｐ１）の両面に樹脂フィルム（Ｆ３）を張り合わせることで、プリプレグを得た。得られたプリプレグの（Ｂ）成分　１００質量部に対する（Ｃ）成分の含有量は１３．０質量部となる。プリプレグの組成、作製方法を表４に示す。

　（繊維強化複合材料の製造、および評価）
　上述した方法にしたがい、評価用成形板を作製した。評価用成形板について評価を行った。結果を表４に示す。

　＜実施例８＞
　（（Ｂ）成分の調製）
　実施例１と同様にして（Ｂ）成分を得た。

　（混合物（ＢＣ）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１４３．４質量部にＭＷ－３３０を３３．０質量部、およびｐ８４を４．０質量部加え、（Ｂ）成分の１００質量部に対するＭＷ－３３０およびｐ８４の合計の含有量を１２．９質量部とした。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混合物（ＢＣ）を得た。

　（プリプレグの作製）
　実施例７と同様に、方法（γ）によってプリプレグを作製した。得られたプリプレグの（Ｂ）成分　１００質量部に対する（Ｃ）成分の含有量は１２．９質量部となる。プリプレグの組成、作製方法を表４に示す。

　（繊維強化複合材料の製造、および評価）
　実施例７と同様に、評価用成形板を作製、および評価を行った。結果を表４に示す。

　＜比較例５＞
　（（Ｂ）成分の調製）
　実施例７と同様にして（Ｂ）成分を得た。

　（混合物（ＢＣ’）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１４３．４質量部にＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８を１８．６質量部加え、（Ｂ）成分の１００質量部に対するＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８の含有量を１３．０質量部とした。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混合物（ＢＣ’）を得た。

　（プリプレグの作製）
　方法（δ）によってプリプレグを作製した。

　ホットメルトコーターを用いて、混合物（ＢＣ’）を離型紙の表面に均一な厚さで塗工して樹脂フィルム（Ｆ３）を作製した。
　樹脂フィルム（Ｆ３）を、ＭＲ７０の複数本を引き揃えてシート状にした（Ａ）成分の両面に貼り合わせ、ヒュージングプレス機を用いて　（Ｂ）成分を構成要素（Ａ
）に含浸させ、ＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８は（Ａ）成分上で濾し、プリプレグの表面近傍にＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８を偏在化させ、プリプレグを得た。得られたプリプ
レグの（Ｂ）成分　１００質量部に対するＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８の含有量の合
計は１３．０質量部となる。プリプレグの組成、作製方法を表４に示す。

　＜比較例６＞
　（（Ｂ）成分の調製）
　実施例７と同様にして（Ｂ）成分を得た。

　（混合物（ＢＣ’）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１４３．４質量部にＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８を１２．３質量部、およびｐ８４を６．２質量部加え、（Ｂ）成分の１００質量部に対するＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８とｐ８４の合計の含有量を１２．９質量部とした。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混合物（ＢＣ’）を得た。

　（プリプレグの作製）
　方法（δ）によってプリプレグを作製した。
　ホットメルトコーターを用いて、混合物（ＢＣ’）を離型紙の表面に均一な厚さで塗工して樹脂フィルム（Ｆ３）を作製した。
　樹脂フィルム（Ｆ３）を、ＭＲ７０の複数本を引き揃えてシート状にした（Ａ）成分の両面に貼り合わせ、ヒュージングプレス機を用いて　（Ｂ）成分を構成要素（Ａ）に含浸させ、ＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８およびｐ８４は（Ａ）成分上で濾し、プリプレグの表面近傍にＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８およびｐ８４を偏在化させ、プリプレグを得た。得られたプリプレグの（Ｂ）成分　１００質量部に対す
るＶＥＳＴＯＳＩＮＴ２１５８とｐ８４の含有量の合計は１２．９質量部となる。プリプレグの組成、作製方法を表４に示す。

　＜比較例７＞
　（（Ｂ）成分の調製）
　実施例７と同様にして（Ｂ）成分を得た。

　（混合物（ＢＣ’）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１４３．４質量部にＮｙ１２粒子Ａを１８．６質量部加え、（Ｂ）成分の１００質量部に対するＮｙ１２粒子Ａの含有量を１３．０質量部とした。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混合物（ＢＣ’）を得た。

　（プリプレグの作製）
　方法（δ）によってプリプレグを作製した。
　ホットメルトコーターを用いて、混合物（ＢＣ’）を離型紙の表面に均一な厚さで塗工して樹脂フィルム（Ｆ３）を作製した。

　樹脂フィルム（Ｆ３）を、ＭＲ７０の複数本を引き揃えてシート状にした（Ａ）成分の両面に貼り合わせ、ヒュージングプレス機を用いて　（Ｂ）成分を構成要素（Ａ）に含浸させ、Ｎｙ１２粒子Ａは（Ａ）成分上で濾し、プリプレグの表面近傍にＮｙ
１２粒子Ａを偏在化させ、プリプレグを得た。得られたプリプレグの（Ｂ）成分　１
００質量部に対するＮｙ１２粒子Ａの含有量は１２．９質量部となる。プリプレグの組成、作製方法を表４に示す。

　＜比較例８＞
　（（Ｂ）成分の調製）
　実施例７と同様にして（Ｂ）成分を得た。

　（混合物（ＢＣ’）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１４３．４質量部にＴＲ５５を１８．６質量部加え、（Ｂ）成分の１００質量部に対するＴＲ５５粒子Ａの含有量を１３．０質量部とした。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混合物（ＢＣ’）を得た。

　樹脂フィルム（Ｆ３）を、ＭＲ７０の複数本を引き揃えてシート状にした（Ａ）成分の両面に貼り合わせ、ヒュージングプレス機を用いて（Ｂ）成分を構成要素（Ａ）に含浸させ、ＴＲ５５は（Ａ）成分上で濾し、プリプレグの表面近傍にＴＲ５５を偏在化させ、プリプレグを得た。得られたプリプレグの（Ｂ）成分１００質量部に対するＴＲ５５粒子Ａの含有量は１３．０質量部となる。プリプレグの組成、作製方法を表４に示す。

　実施例７、８の繊維強化複合材料は、２．０℃／分、０．５℃／分、いずれの成型条件においても０．７ｋＪ／ｍ^２以上のＧＩｃを示し、かつ１．５ｋＪ／ｍ^２以上のＧＩＩｃを示し、安定して優れた層間破壊靱性であった。一方で（Ｃ）成分を含まない比較例５～８の繊維強化複合材料は、０．５℃／分の成型条件において大きく劣るＧＩｃやＧＩＩｃを示し、不安定な層間破壊靱性であった。

　実施例７と実施例８とを比較すると、より（ｃ２）成分に含めることができる熱硬化性ポリイミド粒子（（ｃ２）成分の融点１４０～１７５℃の真球形状のポリアミド粒子とともに（Ｃ）成分として併用することができる熱硬化性ポリイミド粒子）を含む実施例８の方が成型条件によるよりＧＩｃやＧＩＩｃの差がより小さくなり、より安定した層間破壊靱性を示した。

　また比較例５と６とを比較すると、プリプレグ表層に存在する樹脂粒子の形状を真球とすることで０．５℃／分の成型条件においても高いＧＩｃを示したが、ＧＩＩｃは０．５℃／分の成型条件において大きく低下する。プリプレグ表層に存在する樹脂粒子が真球で素材がより低い融点を持つ共重合ポリアミドである実施例１は０．５℃／分の成型条件においても高いＧＩｃやＧＩＩｃを示した。

　＜物性・評価＞
　（繊維強化複合材料からなるガラス転移温度評価用成形板の作製）
　プリプレグを、強化繊維の繊維軸方向が揃うように１２枚積層した。積層されたプリプレグに隙間のないよう真空バッグを被せた。積層されたプリプレグを、オートクレーブを用いて２℃／分の昇温速度で室温から１８０℃まで加熱し、２時間保持した。積層されたプリプレグを、３℃／ｍｉｎの降温スピードで５０℃以下となるまでオートクレーブ内に保持した。オートクレーブ内から評価用成形板を取り出した。加熱開始から取り出しまでの間、オートクレーブ内の圧力は０．６ＭＰａとした。

　（ガラス転移温度の測定）
　ガラス転移温度評価用成形板について、ＡＲＥＳ－ＲＤＡ（ＴＡインスツルメント社製）を用い、ＡＳＴＭ　Ｄ４０６５に準拠してガラス転移温度を測定した。貯蔵弾性率Ｇ’曲線における、ガラス状態での接線と転移状態の変曲点での接線との交点の温度をガラス転移温度とした、測定用試験体のサイズは強化繊維の繊維軸方向の長さが５５ｍｍ、強化繊維の繊維軸方向と垂直となる幅が１２．７ｍｍとした。昇温速度は５℃／分、周波数は１Ｈｚとした。また測定用試験体を測定前に７１℃の温水に２週間浸漬させることで吸湿処理を行った。

　＜原料＞
　（（Ａ）成分）
　（強化繊維束）
　ＭＲ７０：炭素繊維束（三菱ケミカル社製、ＰＹＲＯＦＩＬ（登録商標）ＭＲ７０　１２Ｐ、ストランド強度：７０００ＭＰａ、炭素繊維の繊維径：５μｍ、炭素繊維の本数：１２０００本）。
　（（Ｂ）成分）
　（エポキシ樹脂）
　ＴＳＲ－４００：オキサゾリドン環骨格を有するエポキシ樹脂（ＤＩＣ社製、ＥＰＩＣＬＯＮ（登録商標）ＴＳＲ－４００）。
　ＨＰ－４０３２ＳＳ：２官能ナフタレン型エポキシ樹脂（ＤＩＣ社製、ＥＰＩＣＬＯＮ（登録商標）ＨＰ－４０３２ＳＳ）
　ＨＰ－４７００：４官能ナフタレン型エポキシ樹脂（ＤＩＣ社製、ＥＰＩＣＬＯＮ（登録商標）ＨＰ－４７００）
　ｊＥＲ８０７：ビスフェノールＦ型液状エポキシ樹脂（三菱ケミカル社製、ｊＥＲ（登録商標）８０７）
　ｊＥＲ６０４：ジアミノジフェニルメタン型半固形エポキシ樹脂（三菱ケミカル社製、ｊＥＲ（登録商標）６０４）
　（硬化剤）
　セイカキュアーＳ：４，４’－ジアミノジフェニルスルホン（和歌山精化工業社製、セイカキュアーＳ）
　（任意成分）
　Ｅ２０２０Ｐ：ポリエーテルスルホン（ＢＡＳＦジャパン社製、ＵＬＴＲＡＳＯＮ（登録商標）Ｅ２０２０　Ｐ　ＳＲ　ＭＩＣＲＯ）
　（（Ｃ）成分）
　（ｃ２）成分のポリアミド粒子
　ＭＷ－３３０：真球状共重合ポリアミド粒子（住化エンバイロメンタルサイエンス社製、ＭＷ－３３０、融点：１６６℃、平均粒子径：８μｍ、短径／長径の平均値：０．９６）
　（ｃ２）成分に含めることができる熱硬化性ポリイミド粒子
　ｐ８４：熱硬化性ポリイミド粒子（ＨＰ　Ｐｏｌｙｍｅｒ社製、Ｐ８４（登録商標）Ｐｏｌｙｉｍｉｄｅ、平均粒子径：１８μｍ）

　＜実施例９＞
　（（Ｂ）成分の調製）
　プラネタリミキサーに、ＴＳＲ－４００の３５質量部、ＨＰ－４０３２ＳＳの６５質量部、Ｅ２０２０Ｐの２．８部質量を加えた。プラネタリミキサーのジャケット温度を１４０～１６０℃に設定し、原料が均一となるまで混合した。内容物の温度が６０℃以下となるまで放冷し、プラネタリミキサーにセイカキュアーＳの４３質量部を加えた。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、（Ｂ）成分を得た。
　（混合物（ＢＣ）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１４５．８質量部にＭＷ－３３０を４３．３質量部加えた。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混合物（ＢＣ）を得た。
　（プリプレグの作製）
　方法（γ）によってプリプレグを作製した。
　ホットメルトコーターを用いて、（Ｂ）成分および混合物（ＢＣ）をそれぞれ離型紙の表面に均一な厚さで塗工して樹脂フィルム（Ｆ１）および（Ｆ３）を作製した。
　樹脂フィルム（Ｆ１）を、ＭＲ７０の複数本を引き揃えてシート状にした（Ａ）成分の両面に貼り合わせ、ヒュージングプレス機を用いて　（Ｂ）成分を（Ａ）成分に含浸させベースプリプレグ（Ｐ１）を作製し、さらにベースプリプレグ（Ｐ１）の両面に樹脂フィルム（Ｆ３）を張り合わせることで、プリプレグを得た。得られたプリプレグの（Ｂ）成分１００質量部に対する（Ｃ）成分の含有量の合計は１３．０質量部となる。プリプレグの組成、作製方法を表５に示す。
　（繊維強化複合材料の製造、および評価）
　上述した方法にしたがい、評価用成形板を作製した。評価用成形板について評価を行った。結果を表５に示す。

　＜実施例１０＞
　（（Ｂ）成分の調製）
　実施例９と同様にして（Ｂ）成分を得た。
　（混合物（ＢＣ’）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１４３．４質量部にＭＷ－３３０を３８．６質量部、およびｐ８４を４．７質量部加えた。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混合物（ＢＣ’）を得た。
　（プリプレグの作製）
　ホットメルトコーターを用いて、（Ｂ）成分および混合物（ＢＣ’）をそれぞれ離型紙の表面に均一な厚さで塗工して樹脂フィルム（Ｆ１）および（Ｆ３）を作製した。
　樹脂フィルム（Ｆ１）を、ＭＲ７０の複数本を引き揃えてシート状にした（Ａ）成分の両面に貼り合わせ、ヒュージングプレス機を用いて　（Ｂ）成分を（Ａ）成分に含浸させベースプリプレグ（Ｐ１）を作製し、さらにベースプリプレグ（Ｐ１）の両面に樹脂フィルム（Ｆ３）を張り合わせることで、プリプレグを得た。得られたプリプレグの（Ｂ）成分１００質量部に対する構成要素（ｃ２）成分の含有量の合計は１３．０質量部となる。プリプレグの組成、作製方法を表５に示す。
　（繊維強化複合材料の製造、および評価）
　実施例９と同様に、評価用成形板を作製、および評価を行った。結果を表５に示す。

　＜実施例１１＞
　（（Ｂ）成分の調製）
　プラネタリミキサーに、ＨＰ－４７００の３５質量部、ＨＰ－４０３２ＳＳの６５質量部、Ｅ２０２０Ｐの２．８部質量を加えた。プラネタリミキサーのジャケット温度を１４０～１６０℃に設定し、原料が均一となるまで混合した。内容物の温度が６０℃以下となるまで放冷し、プラネタリミキサーにセイカキュアーＳの５１．５質量部を加えた。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、（Ｂ）成分を得た。
　（混合物（ＢＣ）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１５４．３質量部にＭＷ－３３０を４５．９質量部加えた。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混合物（ＢＣ）を得た。
　（プリプレグの作製）
　方法（γ）によってプリプレグを作製した。
　実施例９と同様に、方法（γ）によってプリプレグを作製した。得られたプリプレグの（Ｂ）成分　１００質量部に対する（Ｃ）成分の含有量の合計は１３．０質量部となる。プリプレグの組成、作製方法を表５に示す。
　（繊維強化複合材料の製造、および評価）
　上述した方法にしたがい、評価用成形板を作製した。評価用成形板について評価を行った。結果を表５に示す。

　＜実施例１２＞
　（（Ｂ）成分の調製）
　実施例１１と同様にして（Ｂ）成分を得た。
　（混合物（ＢＣ’）の調製）
　プラネタリミキサー中の（Ｂ）成分１５４．３質量部にＭＷ－３３０を３５．４質量部、およびｐ８４を１０．５質量部加えた。ジャケット温度を５５～７０℃に設定し、原料が均一となるまで混合し、混合物（ＢＣ’）を得た。
　（プリプレグの作製）
　実施例１０と同様に、方法（γ）によってプリプレグを作製した。得られたプリプレグの（Ｂ）成分１００質量部に対する構成要素（ｃ２）めるの含有量の合計は１３．０質量部となる。プリプレグの組成、作製方法を表５に示す。
　（繊維強化複合材料の製造、および評価）
　実施例９と同様に、評価用成形板を作製、および評価を行った。結果を表５に示す。

　いずれの実施例も吸湿条件のガラス転移温度が１４５℃以上と十分に高い耐熱性を有していた。また一般的に耐熱性の高い繊維強化複合材料は層間靭性値が大きく低下する傾向にあるが、本発明の実施例のＧＩｃやＧＩＩｃはいずれも、昇温速度によらず、良好な層間破壊靱性を示した。

　１　　評価用成形板
　２　　プリプレグ
　３　　フッ素樹脂フィルム
２０　（Ｂ）成分
３０　（Ｃ）成分

Claims

　（Ａ）成分、（Ｂ）成分および（Ｃ）成分を含むプリプレグであって、
　前記（Ａ）が強化繊維基材であり、
　前記（Ｂ）がエポキシ樹脂組成物であり、
　前記（Ｃ）成分が（ｃ１）成分または（ｃ２）成分であり、
　前記（ｃ１）成分がポリアミド粒子と熱硬化性ポリイミド粒子とを含み、
　前記（ｃ２）成分が融点１４０～１７５℃のポリアミドの真球形状の粒子を含む、プリプレグ。
　前記（Ｃ）成分が前記（ｃ１）成分である、請求項１に記載のプリプレグ。
　前記（Ｃ）成分が前記（ｃ１）成分であり、
　［ポリアミド粒子］：［熱硬化性ポリイミド粒子］で表される質量比が６０：４０～９５：５である、請求項１または２に記載のプリプレグ。
　前記（Ｃ）成分が前記（ｃ１）成分であり、
　前記（ｃ１）成分中のポリアミド粒子の融点が１４０℃～１７５℃である、請求項１から３のいずれか一項に記載のプリプレグ。
　前記（Ｃ）成分が前記（ｃ１）成分であり、
　前記（ｃ１）中のポリアミド粒子が結晶性共重合ナイロン粒子である、請求項１から４のいずれか一項に記載のプリプレグ。
　前記（Ｃ）成分が前記（ｃ１）成分であり、
　前記（ｃ１）中のポリアミド粒子が、ナイロン１２とナイロン６との共重合体からなる真球形状の粒子である、請求項１から４のいずれか一項に記載のプリプレグ。
　前記（Ｃ）成分が前記（ｃ２）成分である、請求項１に記載のプリプレグ。
　
前記融点１４０～１７５℃のポリアミドの真球形状の粒子が、結晶性共重合ナイロン粒子である、請求項７に記載のプリプレグ。
　前記融点１４０～１７５℃のポリアミドの真球形状の粒子が、ナイロン１２とナイロン６との共重合体からなる真球形状の粒子である、請求項７に記載のプリプレグ。
　前記（Ｃ）成分が前記（ｃ２）成分であり、
　前記（ｃ２）が、更に熱硬化性ポリイミド粒子を含む、請求項１、および７から９のいずれかに記載のプリプレグ。
　前記（Ｃ）成分が前記（ｃ２）成分であり、
　前記（ｃ２）が、更に熱硬化性ポリイミド粒子を含み、
　前記熱硬化性ポリイミド粒子が、下記一般式（１）または下記一般式（２）の化学構造を含む、請求項１、７～１０のいずれか一項に記載のプリプレグ。

（式（１）中、Ｒは２価の連結基を表す。）
　前記（Ｃ）成分の７０質量％以上が前記（Ａ）成分の表層に存在する、請求項１から１１のいずれか一項に記載のプリプレグ。
　前記（Ａ）成分が強化繊維を含み、前記強化繊維が炭素繊維である、請求項１から１２のいずれか一項に記載のプリプレグ。
　前記（Ｂ）成分が、エポキシ樹脂、及び芳香族ポリアミンを含有し、
　前記エポキシ樹脂が、ナフタレン骨格を有するエポキシ樹脂を含有し、
　前記ナフタレン骨格を有するエポキシ樹脂の含有量が、前記エポキシ樹脂の総質量に対し、６０～１００質量％である、請求項１から１３のいずれか一項に記載のプリプレグ。
　前記（Ｃ）成分の含有量が、前記（Ｂ）成分１００質量部に対し５～２５質量部である、請求項１～１４のいずれか一項に記載のプリプレグ。
　請求項１から１５のいずれか一項に記載のプリプレグを２枚以上積層し、前記（Ｂ）成分の硬化温度以上で加熱してなる繊維強化複合材料。
　（Ａ）成分、（Ｂ’）成分および（Ｃ）成分を含む繊維強化複合材料であって、
　前記（Ａ）成分が強化繊維基材であり、
　前記（Ｂ’）成分がエポキシ樹脂組成物の硬化物であり、
　前記（Ｃ）成分が（ｃ１）成分又は（ｃ２）成分であり、
　前記（ｃ１）成分がポリアミド粒子と熱硬化性ポリイミド粒子とを含み、
　前記（ｃ２）成分が融点１４０～１７５℃のポリアミドの真球形状の粒子を含み、
　前記（Ａ）成分が複数枚積層されており、かつ前記（Ｃ）成分が前記（Ａ）成分の層間に存在する、繊維強化複合材料。