JP2000154066A - Matrix for high performance ceramics-base composite material - Google Patents
Matrix for high performance ceramics-base composite materialInfo
- Publication number
- JP2000154066A JP2000154066A JP11049764A JP4976499A JP2000154066A JP 2000154066 A JP2000154066 A JP 2000154066A JP 11049764 A JP11049764 A JP 11049764A JP 4976499 A JP4976499 A JP 4976499A JP 2000154066 A JP2000154066 A JP 2000154066A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- matrix
- ceramic
- composite material
- silicon carbide
- weight
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Ceramic Products (AREA)
Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、無機繊維を強化材
としたセラミックス基複合材料用マトリックスに関す
る。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a matrix for a ceramic-based composite material using inorganic fibers as a reinforcing material.
【０００２】[0002]
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】従来、
宇宙・航空分野等に用いる材料として、耐熱性、機械的
特性に優れた材料が種々開発されており、その代表的な
ものとしてセラミックス基複合材料等が提案されてい
る。2. Description of the Related Art
Various materials having excellent heat resistance and mechanical properties have been developed as materials used in the space and aviation fields, and ceramic-based composite materials and the like have been proposed as typical examples.
【０００３】かかるセラミックス基複合材料としては、
耐熱性及び高温での耐酸化性に優れていることから、強
化用無機繊維として炭化ケイ素系繊維が用いられ、マト
リックスとして炭化ケイ素系セラミックスが用いられて
いる。一般に大型部材の場合、ＣＶＩ法（化学気相含浸
法）やＰＩＰ法（ポリマー含浸焼成法）等によって、炭
化ケイ素系繊維の織物に炭化ケイ素系マトリックスを形
成して複合材料を得ている。[0003] As such a ceramic matrix composite material,
Because of its excellent heat resistance and oxidation resistance at high temperatures, silicon carbide fibers are used as the reinforcing inorganic fibers, and silicon carbide ceramics are used as the matrix. Generally, in the case of a large member, a composite material is obtained by forming a silicon carbide matrix on a silicon carbide fiber fabric by a CVI method (chemical vapor impregnation method), a PIP method (polymer impregnation firing method), or the like.
【０００４】しかし、この方法では炭化ケイ素系マトリ
ックスに気孔やマイクロクラックが残存し易い。その結
果として、気孔やマイクロクラック周辺に応力の集中が
起こり、マトリックスから上記繊維に十分な応力伝達が
行われず複合材料の強度が低下する問題や、高温酸化雰
囲気下において酸素がマトリックスの気孔又はマイクロ
クラックを通じて侵入し上記繊維を酸化させ複合材料の
強度が低下する問題等がある。However, in this method, pores and microcracks tend to remain in the silicon carbide matrix. As a result, stress concentration occurs around the pores and microcracks, and sufficient stress is not transmitted from the matrix to the fibers, resulting in a decrease in the strength of the composite material. There is a problem that the fiber enters through cracks to oxidize the fibers and reduce the strength of the composite material.
【０００５】従って、本発明の目的は、耐熱性、耐酸化
性及び機械的特性に優れた高強度複合材料用マトリック
スを提供することにある。Accordingly, an object of the present invention is to provide a matrix for a high-strength composite material having excellent heat resistance, oxidation resistance and mechanical properties.
【０００６】[0006]
【課題を解決するための手段】本発明者らは種々研究し
た結果、炭化ケイ素系セラミックス中に酸化物相を分散
させたマトリックスを用いることにより、上記目的を達
成しうることを知見した。As a result of various studies, the present inventors have found that the above object can be achieved by using a matrix in which an oxide phase is dispersed in a silicon carbide-based ceramic.
【０００７】本発明は、上記知見に基づいてなされたも
のであり、無機繊維を強化材としたセラミックス基複合
材料におけるマトリックスが、炭化ケイ素系セラミック
スと該炭化ケイ素系セラミックス中に分散された酸化物
相とからなることを特徴とする高性能セラミックス基複
合材料用マトリックスを提供するものである。[0007] The present invention has been made based on the above findings, and a matrix in a ceramic-based composite material using inorganic fibers as a reinforcing material is composed of a silicon carbide ceramic and an oxide dispersed in the silicon carbide ceramic. An object of the present invention is to provide a matrix for a high-performance ceramic-based composite material, comprising a matrix.
【０００８】[0008]
【発明の実施の形態】以下、本発明の高性能セラミック
ス基複合材料用マトリックスについて詳細に説明する。
本発明の高性能セラミックス基複合材料用マトリックス
は、炭化ケイ素系セラミックスと該炭化ケイ素系セラミ
ックス中に分散された酸化物相とから構成される。即
ち、上記マトリックスは、炭化ケイ素系セラミックスと
酸化物相との複合マトリックスである。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION Hereinafter, the matrix for a high-performance ceramic-based composite material of the present invention will be described in detail.
The matrix for a high-performance ceramic-based composite material of the present invention is composed of a silicon carbide-based ceramic and an oxide phase dispersed in the silicon carbide-based ceramic. That is, the matrix is a composite matrix of a silicon carbide-based ceramic and an oxide phase.
【０００９】上記酸化物相としては、結晶質の酸化物、
非晶質のケイ酸塩ガラス、リン酸塩ガラス及びホウ酸塩
ガラス等のガラス並びにガラスセラミックス（結晶化ガ
ラス）等を挙げることができる。The oxide phase includes a crystalline oxide,
Glasses such as amorphous silicate glass, phosphate glass and borate glass, glass ceramics (crystallized glass), and the like can be given.
【００１０】上記結晶質の酸化物の具体例としては、ア
ルミニウム、マグネシウム、ケイ素、イットリウム、カ
ルシウム、チタン、ジルコニウム、ニオブ、鉄、バリウ
ム、ストロンチウム、ベリリウム、インジウム、ウラ
ン、タンタル、ネオジウム、スカンジウム、ルテニウ
ム、ロジウム、ニッケル、コバルト、モリブテン、マン
ガン、ゲルマニウム、ハフニウム、バナジウム、ガリウ
ム、イリジウム、希土類元素等の酸化物及びこれらの複
合酸化物が挙げられる。好ましくは、１０００℃におけ
る熱膨張係数が８×１０6以下の酸化物であり、Ｓｉ
Ｏ2、Ａｌ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、ＨｆＯ2、ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3、
ＢａＯ・ＺｒＯ2、ＭｇＯ・Ｃｒ2Ｏ3、ＺｒＳｉＯ4、３
Ａｌ2Ｏ3・２ＳｉＯ2、２ＭｇＯ・２Ａｌ2Ｏ3・５Ｓｉ
Ｏ2、α−Ａｌ2Ｏ 3・ＴｉＯ2等が挙げられる。これらの
うち、ＺｒＳｉＯ4が特に好ましい。[0010] Specific examples of the above crystalline oxide include:
Luminium, magnesium, silicon, yttrium, mosquito
Lucium, titanium, zirconium, niobium, iron, barium
, Strontium, beryllium, indium, back
, Tantalum, neodymium, scandium, ruthenium
, Rhodium, nickel, cobalt, molybdenum, man
Cancer, germanium, hafnium, vanadium, gallium
Oxides of metals, iridium, rare earth elements, etc.
A composite oxide is exemplified. Preferably at 1000 ° C
Thermal expansion coefficient is 8 × 106The following oxides, Si
OTwo, AlTwoOThree, YTwoOThree, HfOTwo, MgO / AlTwoOThree,
BaO / ZrOTwo, MgO ・ CrTwoOThree, ZrSiOFour, 3
AlTwoOThree・ 2SiOTwo2MgO.2AlTwoOThree・ 5Si
OTwo, Α-AlTwoO Three・ TiOTwoAnd the like. these
Of which, ZrSiOFourIs particularly preferred.
【００１１】上記ガラスセラミックスの具体例として
は、主結晶相がβ−SpodumeneであるＬｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3
−ＭｇＯ−ＳｉＯ2系ガラスセラミックス及びＬｉＯ2−
Ａｌ2Ｏ3−ＭｇＯ−ＳｉＯ2−Ｎｂ2Ｏ5系ガラスセラミ
ックス、主結晶相がCordieriteであるＭｇＯ−Ａｌ2Ｏ3
−ＳｉＯ2系ガラスセラミックス、主結晶相がMulliteあ
るいはCelsianであるＢａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系ガラ
スセラミックス及びＳｒＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系ガラ
スセラミックス、主結晶相がAnorthiteであるＣａＯ−
Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系ガラスセラミックス、主結晶相がB
arium osumiliteであるＢａＯ−ＭｇＯ−Ａｌ2Ｏ3−Ｓ
ｉＯ2系ガラスセラミックス等が挙げられる。これらの
うち、ＳｒＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系ガラスセラミック
ス及びＢａＯ−ＭｇＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系ガラスセ
ラミックスが特に好ましい。As a specific example of the above glass ceramic, LiO 2 —Al 2 O 3 whose main crystal phase is β-Spodumene
-MgO-SiO 2 based glass ceramics and LiO 2 -
Al 2 O 3 -MgO-SiO 2 -Nb 2 O 5 based glass ceramics, MgO-Al 2 O 3 is the main crystalline phase Cordierite
CaO -SiO 2 based glass ceramics, the main crystal phase is Mullite or Celsian BaO-Al 2 O 3 -SiO 2 based glass ceramics and SrO-Al 2 O 3 -SiO 2 based glass ceramics, the main crystal phase is Anorthite −
Al 2 O 3 —SiO 2 glass ceramics, main crystal phase is B
a arium osumilite BaO-MgO-Al 2 O 3 -S
iO 2 based glass ceramics and the like. Of these, SrO-Al 2 O 3 -SiO 2 based glass ceramics and BaO-MgO-Al 2 O 3 -SiO 2 based glass ceramics is particularly preferable.
【００１２】上記酸化物相は、本発明のマトリックス中
において粒子形状で分散しても良いし、連続組織（ネッ
トワーク構造）を形成しても良い。上記酸化物相を構成
する物質は１種類でも良いし、複数の種類の物質を組み
合わせて用いても良い。The oxide phase may be dispersed in the form of particles in the matrix of the present invention, or may form a continuous structure (network structure). One kind of the substance constituting the oxide phase may be used, or plural kinds of substances may be used in combination.
【００１３】上記酸化物相の形成方法に特に限定はない
が、下記方法（イ）〜（ハ）等を用いることが形成の容
易さから好ましい。The method for forming the oxide phase is not particularly limited, but the following methods (a) to (c) are preferably used from the viewpoint of ease of formation.
【００１４】方法（イ）；上記酸化物相を形成する物質
の粉末を用いる方法。Method (a): a method using a powder of the substance forming the oxide phase.
【００１５】方法（ロ）；無機化後に上記酸化物相を形
成する物質（即ち前駆体）の溶液、例えば原料に前駆体
としてのアルコキシドをアルコール等の溶媒に溶かした
溶液（ゾル−ゲル法）や、原料に前駆体としての塩を水
等の溶媒に溶かした溶液を、炭化ケイ素系セラミックス
中に含浸させた後、ＮＯ2 ガス及び／又はＯ2 ガス及び
／又はＨ2 Ｏガスを含む雰囲気下で熱処理する方法。Method (b): a solution of a substance (ie, a precursor) that forms the oxide phase after mineralization, for example, a solution in which an alkoxide as a precursor is dissolved in a raw material in a solvent such as alcohol (sol-gel method) Alternatively, after a silicon carbide ceramic is impregnated with a solution in which a salt as a precursor is dissolved in a solvent such as water in a raw material, an atmosphere containing NO 2 gas and / or O 2 gas and / or H 2 O gas is used. Heat treatment below.
【００１６】方法（ハ）；ＣＶＤ法、ＣＶＩ法又はＰＶ
Ｄ法等の気相法。ＣＶＤ法又はＣＶＩ法を利用する場
合、酸化物相を構成する金属のハロゲン化物、水素化
物、有機金属化合物の少なくとも１種類以上のガス又は
蒸気と、ＮＯ2 ガス及び／又はＯ 2 ガス及び／又はＨ2
Ｏガスとの混合物を、それ自体公知のＣＶＤ法又はＣＶ
Ｉ法の原料ガスとして使用することができる。ＰＶＤ法
を利用する場合は、目的とする酸化物相の組成と同じか
若しくはそれに非常に近い組成となるように調整した化
合物若しくは混合物をターゲットとして使用するか、又
は該化合物若しくは該混合物の複数のターゲットをそれ
ぞれ交互に使用する等して目的とする酸化物相と同組成
となるようにＰＶＤ処理した後に、必要なら熱処理を行
って、酸化物相を形成させることができる。Method (c): CVD, CVI or PV
Gas phase method such as D method. When using CVD or CVI
Metal halides, hydrogenation,
Substances, at least one or more gases of organometallic compounds or
Steam and NOTwoGas and / or O TwoGas and / or HTwo
The mixture with O gas is converted into a known CVD method or CV
It can be used as a source gas for Method I. PVD method
If using, is the composition of the target oxide phase the same?
Or adjusted to have a composition very close to it
Compound or mixture as a target, or
Represents multiple targets of the compound or the mixture.
The same composition as the target oxide phase by alternately using each
After the PVD treatment so that
Thus, an oxide phase can be formed.
【００１７】本発明のマトリックス中における上記酸化
物相の存在量は、マトリックス全体に対して、１〜８０
重量％、特に５〜６０重量％とすることが、セラミック
ス基複合材料の特性の点から好ましい。The amount of the oxide phase in the matrix of the present invention is 1 to 80 with respect to the entire matrix.
% By weight, particularly 5 to 60% by weight, is preferable from the viewpoint of the characteristics of the ceramic-based composite material.
【００１８】上記炭化ケイ素系セラミックスとしては、
下記構造(1) を有するセラミックス又は下記構造(2) を
有するセラミックス等が強度、弾性率、耐熱性、耐酸化
性、耐クリープ性等の特性の点から好ましく用いられ
る。The silicon carbide ceramics include:
Ceramics having the following structure (1) or ceramics having the following structure (2) are preferably used in terms of properties such as strength, elastic modulus, heat resistance, oxidation resistance, and creep resistance.
【００１９】構造(1) ； (a) 実質的にＳｉと、Ｔｉ及び／又はＺｒと、Ｃと、Ｏ
とからなる非晶質； (b) (b-1)上記(a) の非晶質並びに(b-2)１０００ｎｍ以
下、特に１０〜５００ｎｍのβ−ＳｉＣと、ＴｉＣ及び
／又はＺｒＣとの結晶質の集合体；または (c) (c-1)上記(b-2) の結晶質並びに(c-2)その近傍に存
在するＳｉＯｘと、ＴｉＯｘ及び／又はＺｒＯｘ（０＜
ｘ≦２）とからなる非晶質の混合系であり；且つ上記
(a) 、(b) 及び(c) の平均の元素組成が、Ｓｉが３０〜
８０重量％、Ｃが１５〜６９重量％、Ｏが０．００５〜
２０重量％である構造。Structure (1); (a) substantially Si, Ti and / or Zr, C, O
(B) (b-1) the amorphous of (a) above and (b-2) a crystal of β-SiC having a thickness of 1000 nm or less, particularly 10 to 500 nm, and TiC and / or ZrC. (C) (c-1) the crystalline material of (b-2) and (c-2) SiOx present in the vicinity thereof and TiOx and / or ZrOx (0 <
x ≦ 2); and
(a), (b) and (c) have an average elemental composition of 30 to
80% by weight, C is 15 to 69% by weight, O is 0.005 to
A structure that is 20% by weight.
【００２０】構造(2) ； (d) 実質的にＳｉとＣとＯとからなる非晶質、 (e) (e-1)１０００ｎｍ以下、特に１０〜５００ｎｍの
β−ＳｉＣ結晶質の集合体と、(e-2)非晶質ＳｉＯ2 及
び／又は上記(d) の非晶質との集合体；または (f) (f-1)上記(e-1) の結晶質及び／又は上記(e) の集
合体と、(f-2)炭素の凝集体との混合物であり；且つ上
記(d) 、(e) 及び(f) の平均の元素組成が、Ｓｉが３０
〜８０重量％、Ｃが１０〜６５重量％、Ｏが０．００５
〜２５重量％である構造。Structure (2); (d) amorphous consisting essentially of Si, C and O; (e) (e-1) an aggregate of β-SiC crystals of 1000 nm or less, especially 10-500 nm And (e-2) an aggregate of amorphous SiO 2 and / or the amorphous material of the above (d); or (f) (f-1) the crystalline material of the above (e-1) and / or a mixture of the aggregate of (e) and an aggregate of (f-2) carbon; and the average elemental composition of (d), (e) and (f) is such that
-80% by weight, C is 10-65% by weight, O is 0.005%
Structure that is 〜25% by weight.
【００２１】上記構造(1) 及び(2) について詳述する
と、上記構造(1) の上記(b) における「結晶の集合体」
とは、０．１〜１０００ｎｍの大きさをもった結晶が複
数個集合してなるものを意味する。上記(c) における
「その近傍」とは、好ましくは上記結晶質の粒子からの
距離が１００ｎｍ以下の領域である。上記(a) 〜(c) の
何れの場合においても、Ｓｉ、Ｃ及びＯの平均の元素組
成は上述した通りであることが強度、弾性率、耐熱性、
耐酸化性、耐クリープ性等の特性の点から好ましい。更
に好ましい範囲はＳｉが４０〜７０重量％、Ｃが２０〜
４０重量％、Ｏが０．００５〜１８重量％である。The structures (1) and (2) will be described in detail. The “crystal aggregate” in the above (b) of the structure (1)
Means that a plurality of crystals having a size of 0.1 to 1000 nm are aggregated. The “nearby” in (c) above is preferably a region whose distance from the crystalline particles is 100 nm or less. In any of the above (a) to (c), the average elemental composition of Si, C and O is as described above for strength, elastic modulus, heat resistance,
It is preferable from the viewpoint of characteristics such as oxidation resistance and creep resistance. More preferred ranges are 40 to 70% by weight of Si and 20 to 70% by weight of C.
40% by weight and O is 0.005 to 18% by weight.
【００２２】上記構造(2) の上記(e) における「結晶質
の集合体」は上記構造(1) の上記(b) におけるそれと同
様の意味である。また、上記(e) における「結晶質の集
合体と、非晶質ＳｉＯ2 及び／又は上記(d) の非晶質と
の集合体」とは、０．１〜１０００ｎｍの大きさをもっ
た結晶の集合体の近傍（上記の「その近傍」に同義）
に、非晶質ＳｉＯ2 及び／又は上記(d) の非晶質粒子が
複数個集合してなるものが、更に複数個集合してなるも
のを意味する。上記(f) における炭素の凝集体とは、１
００ｎｍ以下の大きさをもった結晶質及び／又は非晶質
からなる炭素の粒子が複数個存在することを意味する。
上記(d) 〜(f) の何れの場合においても、Ｓｉ、Ｃ及び
Ｏの平均の元素組成は上述した通りであることが強度、
弾性率、耐熱性、耐酸化性、耐クリープ性等の特性の点
から好ましい。更に好ましい範囲はＳｉが４０〜７０重
量％、Ｃが２０〜４０重量％、Ｏが０．００５〜２０重
量％である。The “crystalline aggregate” in the above (e) of the above structure (2) has the same meaning as that in the above (b) of the above structure (1). The “aggregate of the crystalline aggregate and the amorphous SiO 2 and / or the amorphous (d)” in the above (e) had a size of 0.1 to 1000 nm. In the vicinity of the aggregate of crystals (synonymous with "the neighborhood" above)
In addition, a plurality of amorphous SiO 2 and / or the above-mentioned amorphous particles (d) are further aggregated. The aggregate of carbon in the above (f) is 1
It means that there are a plurality of crystalline and / or amorphous carbon particles having a size of 00 nm or less.
In any of the above cases (d) to (f), the strength, that the average elemental composition of Si, C and O is as described above,
It is preferable in terms of characteristics such as elastic modulus, heat resistance, oxidation resistance, and creep resistance. More preferred ranges are 40 to 70% by weight of Si, 20 to 40% by weight of C, and 0.005 to 20% by weight of O.
【００２３】上記炭化ケイ素系セラミックスの形成方法
に特に限定はないが、下記方法（ニ）〜（ヘ）等を用い
ることが形成の容易さから好ましい。Although there is no particular limitation on the method of forming the silicon carbide-based ceramic, it is preferable to use the following methods (d) to (f) from the viewpoint of ease of formation.
【００２４】方法（ニ）；炭化ケイ素系セラミックスの
原料粉末を配合して加熱処理又は高温加圧処理する方
法。Method (d): a method in which raw material powder of silicon carbide ceramics is blended and subjected to heat treatment or high-temperature press treatment.
【００２５】方法（ホ）；無機化後に炭化ケイ素系セラ
ミックスとなる炭化ケイ素系セラミックスの前駆重合
体、例えばポリカルボシラン、ポリジルコノカルボシラ
ン、ポリチタノカルボノシラン、ペルヒドロポリシラザ
ン、ポリシラスチレン、ポリカルボシラザン、ポリシラ
ザン等を、該前駆重合体に対して良溶媒となる有機溶
媒、例えばトルエン、キシレン、テトラヒドロフラン等
に溶解した溶液を用い、無機繊維のプリフォームを該溶
液に含浸し、含浸物から溶媒を除去した後に加熱処理す
ることによって、炭化ケイ素系セラミックスを形成させ
る方法。この方法においては、内部の空孔のない炭化ケ
イ素系セラミックスを得るために、上記前駆重合体の含
浸、溶媒の除去及び加熱処理の一連の作業を複数回繰り
返すことが好ましい。この方法においては、上記前駆重
合体の無機化と緻密化あるいは焼結とが同時に進行す
る。Method (e): Precursor polymer of silicon carbide ceramics which becomes silicon carbide ceramic after mineralization, for example, polycarbosilane, polyzirconocarbosilane, polytitanocarbonosilane, perhydropolysilazane, polysilastyrene Using a solution of polycarbosilazane, polysilazane, or the like, dissolved in an organic solvent that is a good solvent for the precursor polymer, for example, toluene, xylene, tetrahydrofuran, or the like, impregnating the solution with an inorganic fiber preform and impregnating the solution A method of forming a silicon carbide-based ceramic by performing a heat treatment after removing a solvent from a material. In this method, in order to obtain a silicon carbide-based ceramic having no internal voids, it is preferable to repeat a series of operations of impregnation of the precursor polymer, removal of the solvent, and heat treatment a plurality of times. In this method, mineralization and densification or sintering of the precursor polymer proceed simultaneously.
【００２６】方法（ヘ）；ＣＶＤ法、ＣＶＩ法又はＰＶ
Ｄ法等の気相法等による方法。ＣＶＤ法又はＣＶＩ法を
利用する場合、炭化ケイ素系セラミックスを構成する金
属のハロゲン化物、水素化物、有機金属化合物の少なく
とも１種類以上のガス又は蒸気と、Ｃn Ｈ2n+2（ｎ＝１
以上）ガス及び／又はＨ2 ガスとの混合物を、それ自体
公知のＣＶＤ法又はＣＶＩ法の原料ガスとして使用する
ことができる。ＰＶＤ法を利用する場合は、目的とする
炭化ケイ素系セラミックスの組成と同じか若しくはそれ
に非常に近い組成となるように調整した化合物若しくは
混合物をターゲットとして使用するか、又は該化合物若
しくは該混合物の複数のターゲットをそれぞれ交互に使
用する等して目的とする炭化ケイ素系セラミックスと同
組成となるようにＰＶＤ処理した後に、必要なら熱処理
を行って、炭化ケイ素系セラミックスを形成させること
ができる。Method (f): CVD, CVI or PV
A method such as a gas phase method such as the D method. When the CVD method or the CVI method is used, at least one kind of gas or vapor of a halide, hydride, or organometallic compound of a metal constituting the silicon carbide-based ceramics and C n H 2n + 2 (n = 1
Above) A mixture of gas and / or H 2 gas can be used as a raw material gas for a known CVD method or CVI method. When the PVD method is used, a target is a compound or a mixture adjusted to have a composition that is the same as or very close to the composition of the target silicon carbide-based ceramic, or a plurality of the compounds or the mixture. After subjecting the target to PVD treatment so as to have the same composition as the target silicon carbide-based ceramic by alternately using the respective targets, heat treatment may be performed if necessary to form the silicon carbide-based ceramic.
【００２７】上記の各方法（ニ）〜（ヘ）における加熱
処理温度は通常８００℃〜２０００℃である。加熱処理
は、Ｎ2 ガス若しくはＡｒガス中のような不活性雰囲気
中、真空中又はＨ2 ガス若しくはＣＯガス中のような還
元性雰囲気中で行われる。The heat treatment temperature in each of the above methods (d) to (f) is usually 800 ° C. to 2000 ° C. The heat treatment is performed in an inert atmosphere such as N 2 gas or Ar gas, in a vacuum, or in a reducing atmosphere such as H 2 gas or CO gas.
【００２８】本発明のマトリックス中における上記炭化
ケイ素系セラミックスの存在量は、マトリックス全体に
対して、２０〜９９重量％、特に４０〜９５重量％とす
ることが、セラミックス基複合材料の特性の点から好ま
しい。The content of the silicon carbide-based ceramic in the matrix of the present invention is preferably from 20 to 99% by weight, particularly from 40 to 95% by weight, based on the entire matrix. Is preferred.
【００２９】本発明のマトリックスを用いて得られるセ
ラミックス基複合材料は、高温における機械的特性や疲
労特性に優れたものとなる。この理由は定かではない
が、i)上記酸化物相によりマトリックス中の応力集中が
緩和され、繊維に応力が効果的に伝達される結果、複合
材料の強度が向上すること、ii) 上記酸化物相によりク
ラック進展が阻害され且つ高温下におけるマトリックス
中のマイクロクラックの自己シール効果により複合材料
の耐久性が向上すること等によるものと考えられる。The ceramic-based composite material obtained by using the matrix of the present invention has excellent mechanical properties and fatigue properties at high temperatures. The reason for this is not clear, but i) the stress concentration in the matrix is reduced by the oxide phase, and the stress is effectively transmitted to the fibers, so that the strength of the composite material is improved. It is considered that the cracks are inhibited by the phase and the durability of the composite material is improved by the self-sealing effect of the microcracks in the matrix at a high temperature.
【００３０】本発明のマトリックスを用いてセラミック
ス基複合材料を形成させる場合に強化材として用いられ
る無機繊維としては、特に限定はないが、例えば炭化ケ
イ素系繊維、窒化ケイ素系繊維、アルミナ系繊維、炭素
系繊維が好ましく、特に炭化ケイ素系繊維が好ましい。The inorganic fiber used as the reinforcing material when forming the ceramic-based composite material using the matrix of the present invention is not particularly limited. For example, silicon carbide fiber, silicon nitride fiber, alumina fiber, Carbon fibers are preferred, and silicon carbide fibers are particularly preferred.
【００３１】上記炭化ケイ素系繊維としては、宇部興産
（株）から「チラノ繊維」（登録商標）として市販され
ている、Ｓｉ−Ｔｉ若しくはＺｒ−Ｃ−Ｏからなる無機
繊維又はＳｉ−Ａｌ−Ｃ−Ｏからなる多結晶性の無機繊
維、あるいは日本カーボン（株）から「ニカロン」（登
録商標）、「ハイニカロン」（登録商標）又は「ハイニ
カロン・タイプＳ」として市販されているＳｉ−Ｃ−Ｏ
からなる無機繊維等を挙げることができる。Examples of the silicon carbide fibers include inorganic fibers made of Si—Ti or Zr—CO and commercially available as “Tyranno fibers” (registered trademark) from Ube Industries, Ltd., or Si—Al—C. -O polycrystalline inorganic fiber, or Si-C-O commercially available from Nippon Carbon Co., Ltd. as "Nicalon" (registered trademark), "Hinicalon" (registered trademark) or "Hinicalon Type S"
And the like.
【００３２】本発明のマトリックスを用いて得られるセ
ラミックス基複合材料における上記無機繊維の存在量
は、セラミックス基複合材料全体に対して、５〜８５ｖ
ｏｌ％とすることが好ましい。The amount of the inorganic fibers in the ceramic-based composite material obtained by using the matrix of the present invention is 5 to 85 V based on the entire ceramic-based composite material.
ol% is preferable.
【００３３】上記セラミックス基複合材料は、上述した
炭化ケイ素系セラミックスの形成方法（ニ）〜（ヘ）
と、上述した酸化物相の形成方法（イ）〜（ハ）とを用
いて得られたマトリックスと、上記無機繊維とを用い
て、下記方法（ト）又は（チ）により容易に製造するこ
とができる。The above-mentioned ceramic-based composite material is formed by the above-mentioned silicon carbide-based ceramic forming methods (d) to (f).
And a matrix obtained by using the above-mentioned oxide phase forming methods (a) to (c) and the above-mentioned inorganic fiber, and easily produced by the following method (g) or (h). Can be.
【００３４】方法（ト）；上記無機繊維と、上記方法
（イ）による酸化物相粉末及び上記方法（ニ）による炭
化ケイ素系セラミックス粉末からなる上記マトリックス
とを配合して、加熱処理又は高温加圧処理する方法。こ
の方法においては、上記無機繊維が短繊維であるとき
は、短繊維状の無機繊維と上記マトリックスの原料粉末
とを混合した混合物となす。上記無機繊維が長繊維、織
物、不織布又はシート状物であるときは、これらの繊維
層と上記マトリックスの原料粉末とを交互に積層した積
層物、あるいは上記繊維表面に上記マトリックスの原料
粉末が付着した長繊維繊維束を織物、不織布又はシート
状の加工した物の積層物となす。そして、該混合物又は
該積層物を所望の形状に成形した後に、あるいは成形と
同時に加熱処理して上記マトリックスの原料粉末を緻密
化あるいは焼結することによって、セラミックス基複合
材料を得ることができる。Method (g): The above-mentioned inorganic fiber is mixed with the above-mentioned matrix comprising the oxide phase powder obtained by the above method (a) and the silicon carbide ceramic powder obtained by the above method (d), and then subjected to heat treatment or high-temperature heating. Pressure treatment method. In this method, when the inorganic fibers are short fibers, the mixture is a mixture of the short fiber inorganic fibers and the raw material powder of the matrix. When the inorganic fiber is a long fiber, a woven fabric, a nonwoven fabric, or a sheet-like material, the fiber material layer and the matrix material powder are alternately laminated, or the matrix material powder adheres to the fiber surface. The obtained long fiber bundle is formed into a laminate of a woven fabric, a nonwoven fabric or a sheet-like processed product. Then, after the mixture or the laminate is formed into a desired shape or simultaneously with the forming, a heat treatment is performed to densify or sinter the raw material powder of the matrix, whereby a ceramic-based composite material can be obtained.
【００３５】方法（チ）；上記無機繊維の織物、シート
若しくは不織布又は短く切断した物等の集合体の内部
に、上記方法（イ）〜（ハ）による酸化物相と上記方法
（ホ）又は（ヘ）による炭化ケイ素系セラミックスとを
形成させる方法。この方法においては、酸化物相の分散
度合いや酸化物相の割合を変えるために、酸化物相の形
成と炭化ケイ素系セラミックスの形成とを交互に繰り返
しても良い。また、酸化物相と炭化ケイ素系セラミック
スとの形成を同時に行うこともできる。例えば、上記方
法（ホ）による炭化ケイ素系セラミックス前駆体重合溶
液に上記方法（イ）による酸化物相の粒子を分散させた
溶液を、上記無機繊維の集合体に含浸させ、無機化させ
ることができる。Method (h): An oxide phase obtained by the above methods (a) to (c) and the above-mentioned method (e) or A method for forming a silicon carbide-based ceramic according to (f). In this method, the formation of the oxide phase and the formation of the silicon carbide-based ceramics may be alternately repeated in order to change the degree of dispersion of the oxide phase and the ratio of the oxide phase. Further, the formation of the oxide phase and the silicon carbide-based ceramic can be performed simultaneously. For example, the aggregate of the inorganic fibers may be impregnated with a solution obtained by dispersing the oxide phase particles according to the method (a) in the silicon carbide-based ceramic precursor polymerization solution according to the method (e). it can.
【００３６】本発明のマトリックスを用いて得られるセ
ラミックス基複合材料は、高温における機械的特性や疲
労特性に優れたものとなる。従って、該セラミックス基
複合材料は、極めて過酷な使用環境下である航空・宇宙
分野における各種成形物等の材料として特に有用であ
る。The ceramic-based composite material obtained by using the matrix of the present invention has excellent mechanical properties and fatigue properties at high temperatures. Therefore, the ceramic-based composite material is particularly useful as a material for various molded products in the aerospace field under extremely severe use environments.
【００３７】[0037]
【実施例】以下、実施例及び比較例により本発明を更に
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。尚、以下、「部」及び「％」は、特別の断りの
ないかぎり、それぞれ「重量部」及び「重量％」を示
す。The present invention will be described in more detail with reference to the following examples and comparative examples, but the present invention is not limited to these examples. Hereinafter, “parts” and “%” indicate “parts by weight” and “% by weight”, respectively, unless otherwise specified.
【００３８】製造例１（炭化ケイ素系セラミックス原料
の製造） ５リットルの三口フラスコに無水キシレン２．５リット
ルとナトリウム４００ｇを投入し、Ｎ2 ガス気流下でキ
シレンの沸点まで加熱した後、ジメチルジクロロシラン
１リットルを１時間かけて滴下した。滴下終了後、１０
時間加熱還流して沈殿物を生成させた。この沈殿物を濾
過し、該沈殿物をまずメタノールで洗浄した後、水で洗
浄して、白色粉末のポリジメチルシラン４１０ｇを得
た。これとは別に、ジフェニルジクロロシラン７５０ｇ
及びホウ酸１２４ｇをＮ2ガス気流下にｎ−ブチルエー
テル中、１００〜１２０℃で加熱し、生成した白色樹脂
状物を更に真空中４００℃で１時間加熱処理することに
よってポリボロジフェニルシロキサン５１５ｇ得た。こ
のポリボロジフェニルシロキサン８．２ｇと、上記で得
られたポリジメチルシラン２５０ｇとを混合し、還流管
を備えた石英管中、Ｎ2 ガス気流下で３５０℃に加熱
し、３５０℃で攪拌しながら６時間保持し、シロキサン
結合を一部含むポリカルボシラン１３８ｇを得た。この
ポリカルボシラン４０ｇとチタンテトラブトキシド７．
３ｇとをキシレン０．３リットルに溶解した後、Ｎ2 ガ
ス気流中１２０℃で３０分間、攪拌しながら還流した。
その後、キシレンを蒸発させ、さらにＮ2 ガス気流下３
００℃で１時間加熱後、放冷し、室温で固体状のポリチ
タノカルボシランを得た。Production Example 1 (Production of Silicon Carbide Ceramic Raw Material) Into a 5-liter three-necked flask, 2.5 liters of anhydrous xylene and 400 g of sodium were charged, and heated to the boiling point of xylene under a stream of N 2 gas. One liter of chlorosilane was added dropwise over one hour. After dropping, 10
The mixture was heated under reflux for an hour to produce a precipitate. This precipitate was filtered, and the precipitate was washed with methanol and then with water to obtain 410 g of polydimethylsilane as a white powder. Separately, 750 g of diphenyldichlorosilane
And 124 g of boric acid were heated at 100 to 120 ° C. in n-butyl ether under a stream of N 2 gas, and the resulting white resin was further heat-treated at 400 ° C. for 1 hour in vacuum to obtain 515 g of polyborodiphenylsiloxane. Was. A mixture of 8.2 g of this polyborodiphenylsiloxane and 250 g of the polydimethylsilane obtained above was heated to 350 ° C. in a quartz tube equipped with a reflux tube under a stream of N 2 gas, and stirred at 350 ° C. While holding for 6 hours, 138 g of polycarbosilane partially containing a siloxane bond was obtained. 6. 40 g of this polycarbosilane and titanium tetrabutoxide
3 g was dissolved in 0.3 liter of xylene, and the mixture was refluxed with stirring at 120 ° C. for 30 minutes in a stream of N 2 gas.
Thereafter, the xylene is evaporated, and furthermore, under a stream of N 2 gas 3
After heating at 00 ° C. for 1 hour, the mixture was allowed to cool to obtain a solid polytitanocarbosilane at room temperature.
【００３９】製造例２（酸化物相原料の製造） ＢａＯ、ＭｇＯ、Ａｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 粉末を配合比Ｂ
ａＯ：ＭｇＯ：Ａｌ2 Ｏ 3 ：ＳｉＯ2 ＝１４：８：２
８：５０で合計１０００ｇを混合し、ガラス用混合粉末
を得た。この混合粉末を白金製坩堝に充填し、１６００
℃以上に加熱・溶解した後、急冷した。得られたガラス
を平均粒径で１０μｍ以下になるように粉砕し、ガラス
セラミックス粉末を得た。この粉末を以降、ＢＭＡＳガ
ラスセラミックス粉末という。Production Example 2 (Production of Raw Material of Oxide Phase) BaO, MgO, AlTwoOThree, SiOTwoMixing ratio of powder B
aO: MgO: AlTwoO Three: SiOTwo= 14: 8: 2
A total of 1000 g was mixed at 8:50 and mixed powder for glass
I got This mixed powder was filled in a platinum crucible, and 1600
After heating and melting at a temperature of at least ℃, it was rapidly cooled. Glass obtained
Is ground to an average particle size of 10 μm or less,
Ceramic powder was obtained. This powder is hereinafter referred to as BMAS gas.
It is called lath ceramic powder.
【００４０】製造例３（酸化物相原料の製造） ジエトキシストロンチウム（Sr(OC2H5)2）、アルミニウ
ムイソプロポキシド（Al(OCH(CH3)2)3）、テトラエトキ
シシラン（Si(OC2H5)4）を１７．７％、４０．７％、４
１．６％の割合で混合したもの１００部をイソプロピル
アルコール１００部に加熱還流させ、溶解させた。この
溶液を以降、ＳＡＳ系ゾル−ゲル溶液と呼ぶ。Production Example 3 (Production of Raw Materials for Oxide Phase) Diethoxystrontium (Sr (OC 2 H 5 ) 2 ), aluminum isopropoxide (Al (OCH (CH 3 ) 2 ) 3 ), tetraethoxysilane (Si (OC 2 H 5 ) 4 ) at 17.7%, 40.7%,
100 parts of the mixture at a ratio of 1.6% was heated to reflux and dissolved in 100 parts of isopropyl alcohol. This solution is hereinafter referred to as a SAS sol-gel solution.
【００４１】実施例１ 製造例１で得られたポリチタノカルボシラン１００部及
びキシレン１００部の混合溶液に、製造例２で得られた
ＢＭＡＳガラスセラミックス粉末を、焼成後の全マトリ
ックス重量に対する該ガラスセラミックス粉末の割合が
１０％となるように添加して、スラリーを調製した。市
販の「チラノ繊維ＴＭ−Ｓ６」〔商品名、宇部興産(
株) 製〕を開繊し、これを上記スラリーに浸漬し、５０
０Ｔｏｒｒの減圧下で脱気した後に、４気圧のアルゴン
ガス雰囲気中で繊維束に含浸させた。含浸後の繊維束を
アルゴンガス気流下に１００℃に加熱してキシレンを蒸
発除去した。次に電気炉にて、窒素ガス気流下で５０℃
／時間の昇温速度で１３００℃まで昇温し、１３００℃
で１時間保持した後、１０００℃まで１００℃／時間の
降温速度で降温し、その後室温まで放冷して、含浸物の
焼成を行った。この含浸と焼成を５回繰り返すことによ
り、本発明のマトリックスを用いた複合材料を得た。得
られた複合材料の引張強度を表１に示す。尚、この引張
強度は「石油産業活性化センター」材料試験法規格の
「長繊維強化セラミックス基複合材料の室温及び高温引
張応力−ひずみ挙動試験方法（ＰＥＣ−ＴＳ ＣＭＣ
０１−１９９７）」に準拠して測定されたものである。Example 1 The BMAS glass-ceramic powder obtained in Production Example 2 was mixed with a mixed solution of 100 parts of polytitanocarbosilane obtained in Production Example 1 and 100 parts of xylene, based on the total matrix weight after firing. A slurry was prepared by adding the glass ceramic powder so that the ratio became 10%. Commercially available "Tyranno Fiber TM-S6" [trade name, Ube Industries (
Co., Ltd.], and immersed in the above slurry,
After degassing under a reduced pressure of 0 Torr, the fiber bundle was impregnated in an argon gas atmosphere at 4 atm. The impregnated fiber bundle was heated to 100 ° C. under a stream of argon gas to remove xylene by evaporation. Next, in an electric furnace under a nitrogen gas flow at 50 ° C.
Temperature to 1300 ° C at a heating rate of
, And then cooled to 1000 ° C at a rate of 100 ° C / hour, and then allowed to cool to room temperature to fire the impregnated material. By repeating this impregnation and firing five times, a composite material using the matrix of the present invention was obtained. Table 1 shows the tensile strength of the obtained composite material. The tensile strength is measured at room temperature and high temperature tensile stress-strain behavior test method (PEC-TS CMC
01-1997) ".
【００４２】実施例２〜５及び比較例１ 実施例１のＢＭＡＳガラスセラミックス粉末の割合を表
１に示す割合に変えた以外は、実施例１と同様の方法で
複合材料を得た。得られた複合材料の引張強度を表１に
示す。Examples 2 to 5 and Comparative Example 1 A composite material was obtained in the same manner as in Example 1 except that the ratio of the BMAS glass ceramic powder in Example 1 was changed to the ratio shown in Table 1. Table 1 shows the tensile strength of the obtained composite material.
【００４３】実施例６ 実施例１で用いた「チラノ繊維ＴＭ−Ｓ６」に代えて市
販の「チラノ繊維ＺＭＩ−Ｓ５」〔商品名、宇部興産(
株) 製〕を用い、且つＢＭＡＳガラスセラミックス粉末
に代えて市販のＺｒＳｉＯ4 粉末〔和光純薬工業( 株)
製〕を用いる以外は実施例１と同様にして複合材料を得
た。得られた複合材料の引張強度を表２に示す。Example 6 Commercially available "Tyranno Fiber ZMI-S5" (trade name, Ube Industries, Ltd.) was used in place of "Tyranno Fiber TM-S6" used in Example 1.
Co., Ltd.) and commercial ZrSiO 4 powder [Wako Pure Chemical Industries, Ltd.] in place of the BMAS glass ceramic powder.
A composite material was obtained in the same manner as in Example 1 except for using Table 2 shows the tensile strength of the obtained composite material.
【００４４】実施例７〜１０及び比較例２ 実施例６のＺｒＳｉＯ4 粉末の割合を表２に示す割合に
変えた以外は、実施例６と同様の方法で複合材料を得
た。得られた複合材料の引張強度を表２に示す。Examples 7 to 10 and Comparative Example 2 A composite material was obtained in the same manner as in Example 6, except that the ratio of the ZrSiO 4 powder in Example 6 was changed to the ratio shown in Table 2. Table 2 shows the tensile strength of the obtained composite material.
【００４５】実施例１１ 実施例６と同様にして含浸物の焼成を１回行った。この
含浸と焼成により炭化ケイ素系マトリックス部の形成が
行われる。次に、炭化ケイ素系マトリックスを一部形成
させた繊維束を、製造例３で得られたＳＡＳ系ゾル−ゲ
ル溶液に浸漬し、５００Ｔｏｒｒの減圧下で脱気した後
に、４気圧のアルゴンガス雰囲気中で繊維束に含浸させ
た。含浸後の繊維束を空気流通下に８０℃に加熱してイ
ソプロピルアルコールを蒸発除去した。次に電気炉に
て、空気流通下で５０℃／時間の昇温速度で８００℃ま
で昇温し、８００℃で１時間保持した後、室温まで放冷
して、含浸物の無機化を行った。この含浸と無機化によ
り、ＳｒＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系ガラスセラミックス
からなる酸化物相マトリックス部の形成が行われる。炭
化ケイ素系マトリックス部の形成と酸化物相マトリック
ス部の形成を３回繰り返すことにより、本発明のマトリ
ックスを用いた複合材料を得た。このマトリックス全体
の重量に対する酸化物相マトリックス部の割合は３５％
であった。得られた複合材料の引張強度を表３に示す。Example 11 The impregnated material was fired once in the same manner as in Example 6. This impregnation and firing form a silicon carbide matrix portion. Next, the fiber bundle on which the silicon carbide-based matrix was partially formed was immersed in the SAS-based sol-gel solution obtained in Production Example 3, deaerated under a reduced pressure of 500 Torr, and then subjected to an argon gas atmosphere of 4 atm. The fiber bundle was impregnated inside. The impregnated fiber bundle was heated to 80 ° C. in a stream of air to remove isopropyl alcohol by evaporation. Next, in an electric furnace, the temperature was raised to 800 ° C. at a temperature rising rate of 50 ° C./hour under a flow of air, and the temperature was maintained at 800 ° C. for 1 hour. Was. The impregnation and mineralization, formation of oxide phase matrix portion consisting of SrO-Al 2 O 3 -SiO 2 based glass ceramics is carried out. By repeating formation of the silicon carbide matrix part and formation of the oxide phase matrix part three times, a composite material using the matrix of the present invention was obtained. The ratio of the oxide phase matrix part to the total weight of the matrix is 35%.
Met. Table 3 shows the tensile strength of the obtained composite material.
【００４６】[0046]
【表１】 [Table 1]
【００４７】[0047]
【表２】 [Table 2]
【００４８】[0048]
【表３】 [Table 3]
【００４９】[0049]
【発明の効果】本発明によれば、高温における耐熱性、
耐酸化性及び機械的特性に優れた高強度複合材料用マト
リックスが提供される。本発明のマトリックスを用いて
製造されたセラミックス基複合材料は、特に航空・宇宙
分野における各種成形物等の材料として有用である。According to the present invention, heat resistance at a high temperature,
Provided is a matrix for a high-strength composite material having excellent oxidation resistance and mechanical properties. The ceramic-based composite material produced by using the matrix of the present invention is particularly useful as a material for various molded articles in the aerospace field.
Claims (6)
複合材料におけるマトリックスが、炭化ケイ素系セラミ
ックスと該炭化ケイ素系セラミックス中に分散された酸
化物相とからなることを特徴とする高性能セラミックス
基複合材料用マトリックス。1. A high-performance ceramic substrate, wherein a matrix in a ceramic-based composite material using inorganic fibers as a reinforcing material comprises a silicon carbide-based ceramic and an oxide phase dispersed in the silicon carbide-based ceramic. Matrix for composite materials.
ラスセラミックスであることを特徴とする請求項１記載
の高性能セラミックス基複合材料用マトリックス。2. The matrix according to claim 1, wherein the oxide phase is an oxide, glass or glass ceramic.
構造(1) であることを特徴とする請求項１記載の高性能
セラミックス基複合材料用マトリックス。 構造(1) ； (a)実質的にＳｉと、Ｔｉ及び／又はＺｒと、Ｃと、Ｏ
とからなる非晶質； (b) (b-1)上記(a) の非晶質並びに(b-2)１０００ｎｍ以
下のβ−ＳｉＣと、ＴｉＣ及び／又はＺｒＣとの結晶質
の集合体；または (c) (c-1)上記(b-2) の結晶質並びに(c-2)その近傍に存
在するＳｉＯｘと、ＴｉＯｘ及び／又はＺｒＯｘ（０＜
ｘ≦２）とからなる非晶質の混合系であり；且つ上記
(a) 、(b) 及び(c) の平均の元素組成が、Ｓｉが３０〜
８０重量％、Ｃが１５〜６９重量％、Ｏが０．００５〜
２０重量％である構造。3. The matrix for a high-performance ceramic-based composite material according to claim 1, wherein the silicon carbide-based ceramic has the following structure (1). Structure (1); (a) substantially Si, Ti and / or Zr, C, O
(B) (b-1) the amorphous of (a) and (b-2) a crystalline aggregate of β-SiC of 1000 nm or less, TiC and / or ZrC; Or (c) (c-1) the crystalline of (b-2) and (c-2) SiOx present in the vicinity thereof and TiOx and / or ZrOx (0 <
x ≦ 2); and
(a), (b) and (c) have an average elemental composition of 30 to
80% by weight, C is 15 to 69% by weight, O is 0.005 to
A structure that is 20% by weight.
構造(2) であることを特徴とする請求項１記載の高性能
セラミックス基複合材料用マトリックス。 構造(2) ； (d) 実質的にＳｉとＣとＯとからなる非晶質； (e) (e-1)１０００ｎｍ以下のβ−ＳｉＣ結晶質の集合
体と、(e-2)非晶質ＳｉＯ2 及び／又は上記(d) の非晶
質との集合体；または (f) (f-1)上記(e-1) の結晶質及び／又は上記(e) の集
合体と、(f-2)炭素の凝集体との混合物であり；且つ上
記(d) 、(e) 及び(f) の平均の元素組成が、Ｓｉが３０
〜８０重量％、Ｃが１０〜６５重量％、Ｏが０．００５
〜２５重量％である構造。4. The matrix for a high-performance ceramic-based composite material according to claim 1, wherein the silicon carbide-based ceramic has the following structure (2). Structure (2); (d) Amorphous substantially composed of Si, C and O; (e) (e-1) an aggregate of crystalline β-SiC of 1000 nm or less; and aggregate or (f) (f-1) above (e-1) a crystalline and / or the (e),; aggregate of amorphous crystalloid SiO 2 and / or (d) above (f-2) a mixture with an aggregate of carbon; and the average elemental composition of (d), (e) and (f) above is
-80% by weight, C is 10-65% by weight, O is 0.005%
Structure that is 〜25% by weight.
に対して１〜８０重量％存在している請求項１記載の高
性能セラミックス基複合材料用マトリックス。5. The matrix for a high-performance ceramic-based composite material according to claim 1, wherein the oxide phase is present in an amount of 1 to 80% by weight based on the entire matrix.
粒子形状で分散しているか、又は連続組織を形成してい
る請求項１記載の高性能セラミックス基複合材料用マト
リックス。6. The matrix for a high-performance ceramic-based composite material according to claim 1, wherein the oxide phase is dispersed in the form of particles in the matrix or forms a continuous structure.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP04976499A JP3557939B2 (en) | 1998-09-16 | 1999-02-26 | Matrix for high performance ceramic matrix composites |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10-261934 | 1998-09-16 | ||
| JP26193498 | 1998-09-16 | ||
| JP04976499A JP3557939B2 (en) | 1998-09-16 | 1999-02-26 | Matrix for high performance ceramic matrix composites |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000154066A true JP2000154066A (en) | 2000-06-06 |
| JP3557939B2 JP3557939B2 (en) | 2004-08-25 |
Family
ID=26390216
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP04976499A Expired - Lifetime JP3557939B2 (en) | 1998-09-16 | 1999-02-26 | Matrix for high performance ceramic matrix composites |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3557939B2 (en) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002293636A (en) * | 2001-04-03 | 2002-10-09 | Japan Science & Technology Corp | METHOD OF MANUFACTURING SiC FIBER REINFORCED SiC COMPOSITE MATERIAL BY HOT PRESS |
| JP2003321278A (en) * | 2002-05-08 | 2003-11-11 | Nichias Corp | Composite ceramic material and method for producing the same |
| JP2005298285A (en) * | 2004-04-13 | 2005-10-27 | Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd | Fiber-reinforced heat-resistant sound-absorbing material and manufacturing method thereof |
| JP2006265080A (en) * | 2005-03-25 | 2006-10-05 | Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd | Ceramic composite material and its production method |
| JPWO2016093360A1 (en) * | 2014-12-12 | 2017-10-05 | 国立大学法人京都大学 | Silicon carbide fiber reinforced silicon carbide composite material |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10683572B2 (en) | 2018-10-15 | 2020-06-16 | Goodrich Corporation | Silane recirculation for rapid carbon/silicon carbide or silicon carbide/silicon carbide ceramic matrix composites |
-
1999
- 1999-02-26 JP JP04976499A patent/JP3557939B2/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002293636A (en) * | 2001-04-03 | 2002-10-09 | Japan Science & Technology Corp | METHOD OF MANUFACTURING SiC FIBER REINFORCED SiC COMPOSITE MATERIAL BY HOT PRESS |
| JP4536950B2 (en) * | 2001-04-03 | 2010-09-01 | 独立行政法人科学技術振興機構 | Hot press manufacturing method for SiC fiber reinforced SiC composite material |
| JP2003321278A (en) * | 2002-05-08 | 2003-11-11 | Nichias Corp | Composite ceramic material and method for producing the same |
| JP4547697B2 (en) * | 2002-05-08 | 2010-09-22 | ニチアス株式会社 | Composite ceramic material and method for producing the same |
| JP2005298285A (en) * | 2004-04-13 | 2005-10-27 | Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd | Fiber-reinforced heat-resistant sound-absorbing material and manufacturing method thereof |
| WO2005100282A1 (en) * | 2004-04-13 | 2005-10-27 | Ishikawajima-Harima Heavy Industries Co., Ltd. | Fiber-reinforced heat-resistant sound-absorbing material and process for producing the same |
| US7829479B2 (en) | 2004-04-13 | 2010-11-09 | Ishikawajima-Harima Heavy Industries Co., Ltd. | Fiber-reinforced heat-resistant sound-absorbing material and process for producing the same |
| JP4591913B2 (en) * | 2004-04-13 | 2010-12-01 | 株式会社Ｉｈｉ | Fiber-reinforced heat-resistant sound-absorbing material and method for producing the same |
| US8911825B2 (en) | 2004-04-13 | 2014-12-16 | Ihi Corporation | Fiber-reinforced heat-resistant sound-absorbing material and process for producing the same |
| JP2006265080A (en) * | 2005-03-25 | 2006-10-05 | Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd | Ceramic composite material and its production method |
| JPWO2016093360A1 (en) * | 2014-12-12 | 2017-10-05 | 国立大学法人京都大学 | Silicon carbide fiber reinforced silicon carbide composite material |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3557939B2 (en) | 2004-08-25 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US6331496B2 (en) | High performance ceramic matrix composite | |
| Naslain | Materials design and processing of high temperature ceramic matrix composites: state of the art and future trends | |
| US5198302A (en) | Coated inorganic fiber reinforcement materials and ceramic composites comprising the same | |
| JPH03152270A (en) | Inorganic fiber reinforcing material coated with mixture of b-n-cx and method for manufacture thereof | |
| JP2003183979A (en) | Boron nitride-coated silicon carbide ceramic fiber, method for producing the same and ceramic composite material reinforced with the fiber | |
| EP0668363A1 (en) | Reinforcement for composite material and composite material using the same | |
| JP2000154066A (en) | Matrix for high performance ceramics-base composite material | |
| JP2001505519A (en) | Refractory composites protected from oxidation at high temperatures, precursors of the above materials, their production | |
| JP2016188439A (en) | Crystalline silicon carbide-based ceramic fiber and manufacturing method therefor | |
| JP3979311B2 (en) | Silicon carbide ceramic fiber and method for producing the same | |
| Drummond III | Glass formation and crystallization in high-temperature glass-ceramics and Si3N4 | |
| JP3374169B2 (en) | Ceramic composite materials | |
| JP4470708B2 (en) | Composite material and manufacturing method thereof | |
| JP3193911B2 (en) | Ceramic-based composite material with excellent high-temperature durability | |
| Greil | Thermodynamic calculations of Si-CO fiber stability in ceramic matrix composites | |
| Rice | Processing of ceramic composites | |
| Doreau et al. | The complexity of the matrix micro structure in SiC-fiber-reinforced glass ceramic composites | |
| Chawla et al. | Ceramic matrix materials | |
| EP1043293A1 (en) | Ceramics-based composite material excellent in high-temperature durability | |
| JPH09309743A (en) | Ceramic composite material | |
| JP2000086362A (en) | Ceramic-based composite material excellent in fatigue property | |
| Naslain | LCTS, University of Bordeaux 33600-Pessac, France | |
| JP3097894B2 (en) | Preparation of inorganic fiber reinforced ceramic composites. | |
| JP3617092B2 (en) | Inorganic fiber reinforced ceramic composite material | |
| JP3258843B2 (en) | Ceramic composite material |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20040203 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040302 |
|
| A911 | Transfer to examiner for re-examination before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911 Effective date: 20040408 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20040427 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20040510 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090528 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090528 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100528 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110528 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120528 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120528 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120528 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130528 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130528 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130528 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140528 Year of fee payment: 10 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |