JP3574583B2 - Heat radiating material and method of manufacturing the same - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、サイリスタ、半導体、トランジスタ、電気自動車、航空機部品等に用いられるヒートシンク用の放熱材とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ヒートシンク用の放熱材は、半導体、ラジエター、電気自動車、航空機部品等の構成部材として、半導体、窯業、電子部品、車輌製造等のさまざまな分野において広範に使用されている。特に、今日においては、技術革新が急速に進む中で、宇宙往還機やスペースプレーン等の宇宙開発分野、核エネルギー、太陽エネルギーさらには水素エネルギー等のエネルギー分野では、ヒートシンクとして用いられる放熱材には、常温から中高温（２００−２０００℃）における高強度と材料としての高い信頼性（靭性、耐衝撃性）、耐環境性（耐食性、耐酸化性、耐放射線性）が要求されることは言うまでもない。又、最近の省エネルギーの要請により、放熱材には、小さな熱容量で、かつ軽量なものであることも要求される。
【０００３】
このような状況下、従来においては、放熱材として、熱伝導性に優れたＡｌやＣｕなどの金属、あるいはＣｕとＷからなる合金等が用いられてきたが、比重が３．０〜７．０ｇ／ｃｍ^３と大きく、かつ熱膨張係数が大きく、相手材と剥離を生じやすいことから、必ずしも放熱材として最適とは言えず、又、密度も大きいことから、システムとして構築した場合の総重量増につながり、移動・搬送に大きなエネルギーを消費するという欠点があった。さらに、固有の性質として変形し易いという欠点を有しており、小さな応力に対しても塑性変形し易く、熱応力的、機械的応力や衝撃に対しても十分な寸法安定性を有していなかった。
【０００４】
この金属系の放熱材の欠点を克服する手段として、セラミックスと金属を複合化させたセラミックス基複合材料（ＭＭＣ：Ｍｅｔａｌ Ｍａｔｒｉｘ Ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ）が開発され、放熱材として用いられ始めている。この材料は高温でも高強度高靱性で、優れた耐衝撃性、耐環境性を有しているため、放熱材の主流として欧米を中心に研究開発が盛んに行われている。
【０００５】
例えば、直径が１０μｍ前後のＳｉＣセラミックス粉とＡｌ金属を混合して溶解、鋳込みし、これを適宜加工して放熱材としたり、また上記ＳｉＣを予備焼結し、続いて溶解したＡｌと接触させつつ圧力鋳造することにより、所定形状の成形体を形成し、この成形体を適宜加工して放熱材としているセラミックス基金属複合材料（ＭＭＣ）が開発されている。
【０００６】
ＭＭＣの具体例としては、ＡｌＮ（平均粒径１６μｍ）とアルミニウム合金を非加圧金属浸透法にて複合させた複合体が知られている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、ＭＭＣは、耐衝撃性に優れ、かつ軽量、高硬度であるが、材料がＳｉＣとＡｌ、あるいはＡｌＮとＡｌから構成されているため、熱伝導率を上げようとＡｌの含有量を大きくすると、変形し易い、熱膨張が大きくなる等、使用には制限があった。又、成形後の加工性が悪く、例えば、フィンを作製するには多くの加工費と時間を要するという欠点があった。
【０００８】
本発明は上記した従来の課題に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、熱伝導率が大きく、高い熱放散性を有するとともに、軽量であり、さらに、低熱膨張であり、相手材との剥離が少なくなるとともに、強腐食環境での耐食性、耐クリープ性、耐スポーリング性をも併せ持ち、かつ、高精度な放熱材とその製造方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
すなわち、本発明によれば、少なくとも炭素繊維の束と炭素繊維以外の炭素成分とを含有するヤーンが三次元的に組み合わされ、互いに分離しないように一体化されているヤーン集合体と、このヤーン集合体中で隣り合う前記ヤーンの間に充填され、前記炭素繊維以外の炭素成分がシリコンと反応して一部珪化され、炭素相、珪素相、中間相及び炭化珪素相を含むＳｉ−ＳｉＣ系材料からなるマトリックスとを備えた繊維複合材料を用いたことを特徴とする放熱材が提供される。
【００１０】
本発明においては、マトリックスが、ヤーンの表面に沿って生成している炭化珪素相を有していることが好ましく、また、マトリックスが珪素からなる珪素相を有しており、この珪素相とヤーンとの間に炭化珪素相が生成していることがさらに好ましい。
また、マトリックスが、ヤーンの表面から離れるに従って珪素の含有比率が大きくなる傾斜組成を有していてもよい。さらに、ヤーン集合体が複数のヤーン配列体を備えており、各ヤーン配列体がそれぞれ複数のヤーンを略平行に二次元的に配列することによって形成されており、各ヤーン配列体が積層されることによってヤーン集合体が構成されていることが好ましい。この場合、隣接する前記ヤーン配列体における各ヤーンの長手方向が互いに交差していることが好ましい。
【００１１】
本発明においては、マトリックスは、繊維複合材料の中で互いに連続することで三次元網目構造を形成している。より具体的にいえば、マトリックスが各ヤーン配列体において略平行に二次元的に配列されており、隣り合う各ヤーン配列体中に生成しているマトリックスが互いに連続しており、これによってマトリックスが三次元格子を形成していることが好ましい。
また、放熱材は、その熱伝導率が１９０〜６００Ｗ／ｍ・Ｋであることが好ましく、熱膨張率は１×１０^−６〜８×１０^−６であることが好ましい。
【００１２】
また、本発明によれば、炭素繊維の束に、最終的にマトリックスとなる粉末状の炭素成分を包含させることにより炭素繊維束を作製した後、前記炭素繊維束の周囲にプラスチック製被膜を形成して中間材料とし、次いでこの中間材料をヤーン状にして所定量を積層した後成形して成形体を得るか、あるいはこの成形体を焼結して焼結体を得た後、この成形体又は焼結体とＳｉを、不活性ガス雰囲気下にて１１００〜１４００℃の温度に保持し、次いで、前記成形体又は焼結体とＳｉを、１４５０〜２５００℃の温度に昇温することにより、前記成形体又は焼結体の開気孔内部へＳｉを含浸させ、その一部を炭素成分と反応させ、Ｓｉ−ＳｉＣマトリックスを形成することを特徴とする繊維複合材料からなる放熱材の製造方法が提供される。
【００１３】
上記の製造方法において、成形体又は焼結体とＳｉを、１１００〜１４００℃の温度、０．１〜１０ｈＰａの圧力に１時間以上保持し、かつその際、前記成形体又は焼結体とＳｉの合計重量１ｋｇ当たり不活性ガスを０．１ノルマルリットル（ＮＬ）以上流すように制御することが好ましく、また、成形体又は焼結体とＳｉを、０．１〜１０ｈＰａの圧力下、１４５０〜２５００℃の温度に昇温することが好ましい。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明の放熱材は、少なくとも炭素繊維の束と炭素繊維以外の炭素成分とを含有するヤーンが三次元的に組み合わされ、互いに分離しないように一体化されているヤーン集合体と、このヤーン集合体中で隣り合う前記ヤーンの間に充填され、前記炭素繊維以外の炭素成分がシリコンと反応して一部珪化され、炭素相、珪素相、中間相及び炭化珪素相を含むＳｉ−ＳｉＣ系材料からなるマトリックスとを備えた繊維複合材料を用いたものである。
本発明の放熱材は、熱伝導率が１９０〜６００Ｗ／ｍ・Ｋと大きく、又、耐酸化性、耐クリープ性、耐スポーリング性を有するＳｉ−ＳｉＣ系材料から成る層を表面に配しているため、Ｃ／Ｃコンポジットの有する低耐酸化性を克服することができ、即ち、一定の高温下での使用が可能であり、また、Ｃ／Ｃコンポジット特有の熱膨張の異方性を緩和することができ、各種設備に取り付ける場合においてその設計が容易になるという利点を有する。
【００１５】
又、Ｃ／Ｃコンポジットを母材としていることから、軽量であり、比熱、ポアソン比が小さいこととも相まって、エネルギーの損失が少なく、省エネルギーの要請にも沿う。
さらに、母材がＣ／Ｃコンポジットであるため、靱性に富み、優れた耐衝撃性、高硬度性を有する。従って、ＡｌやＣｕ、あるいはＡｌ−ＳｉＣ、ＡｌＮ−Ａｌ複合体の有する低耐衝撃性という欠点を克服することができ、複雑な形状や薄肉部分を有する放熱材にも用いることができる。又、Ｃ／Ｃコンポジット内に連続した開気孔を有するようにＣ／Ｃコンポジットを作製しているため、この気孔に対して含浸形成されるＳｉ−ＳｉＣは、連続構造をとり三次元網目構造をとる。従って、どの部分を切り出しても、母材となったＣ／Ｃコンポジットに比して熱膨張の均質性が発現し、かつ本来Ｃ／Ｃコンポジットが持っていた放熱性も維持される。
【００１６】
尚、Ｃ／Ｃコンポジットとは、前述の如く、二次元または三次元方向に配列した炭素繊維の間隔に炭素から成るマトリックスを形成して成る素材であるが、炭素繊維を１０〜７０％含有し、かつ繊維の５０〜１００％が一方向に配向していれば、例えば窒化ホウ素、ホウ素、銅、ビスマス、チタン、クロム、タングステン、モリブデン等の炭素以外の他の元素を含んでいてもよい。
【００１７】
尚、本発明の放熱材において、含浸材にＡｌ材料ではなくＳｉ材料を用いたのは、Ｃ／Ｃコンポジット中のＣ（炭素）と反応して出来上がるＳｉ−ＳｉＣ材料は、耐酸化性、耐スポーリング性の点でＡｌやＣｕ材料より優れるからであり、又、ＡｌやＣｕ材料では、高温酸化条件下において表面に欠陥が生じＣ／Ｃコンポジットが露出した場合に、ＡｌやＣｕによるセルフグレージング機能はなく、母材であるＣ／Ｃコンポジットが極めて短時間で酸化されるからである。一方、Ｓｉ−ＳｉＣ材料を用いた場合には、Ｓｉ−ＳｉＣ材料が溶融してガラスとなり母材を酸素から保護する速度の方が、酸素の母材内部への拡散よりも大きいため、このような事態を回避でき、母材を酸化から保護することができる。即ち、本発明の放熱材は自己修復性を有する。この効果は、Ｓｉが前述の窒化ホウ素、銅、ビスマス等の第三成分を含有しても有効である。
【００１８】
さらに、ＡｌやＣｕなどの材料は熱膨張係数がＣ／Ｃコンポジットより大きいため、高温下での使用においてＳｉＣ材料から成る層が剥離するおそれがあるのに対し、Ｓｉ−ＳｉＣ材料の熱膨張係数はＣ／Ｃコンポジットと同程度であるため、熱膨張係数の差に起因する繊維の長さ方向での剥離や繊維の破断を防ぐことができる。また、Ｃ／Ｃコンポジットの層を結合するＣ（炭素）は、熱膨張が大きいため、Ｃ／Ｃコンポジットの繊維の積層方向に対して垂直な方向のＣ／Ｃコンポジットの熱膨張係数（Ｃ．Ｔ．Ｅ．）が大きくなってしまうが、これがＳｉＣ化することで、Ｃ．Ｔ．Ｅ．の異方性が緩和される。
【００１９】
以下、本発明の放熱材を構成する基本材料である繊維複合材料について説明する。
これは、いわゆるＣ／Ｃコンポジットを基本とし、その基本的な構成に改善を加えた新しい概念の材料である。
【００２０】
直径が１０μｍ前後の炭素繊維を、通常、数百本〜数万本束ねて繊維束（ヤーン）を形成し、この繊維束を二次元方向に配列して一方向シート（ＵＤシート）や各種クロスとしたり、また上記シートやクロスを三次元方向に積層したりすることにより、所定形状の予備成形体（繊維プリフォーム）を形成し、この予備成形体の内部に、ＣＶＩ法（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｉｎｆｉｌｔｒａｔｉｏｎ ：化学的気相含浸法）や無機ポリマー含浸焼結法等により、炭素から成るマトリックスを形成して成るＣ／Ｃコンポジットが知られている。
【００２１】
この繊維複合材料は、母材としてＣ／Ｃコンポジットを用いており、下記するような特定の製造方法により製造しているため、その炭素繊維の構造が、破壊されることなく保持されているという大きな特徴を有している。英国特許第１４５７７５７号明細書に記載されるように、Ｃ／Ｃコンポジットにシリコンを含浸した繊維複合材料は知られているが、この材料では炭素繊維の構造が破壊されているので、Ｃ／Ｃコンポジットの耐衝撃性、強度、高潤滑性、耐磨耗性が失われていた。
【００２２】
これに対し、本発明における繊維複合材料においては、少なくとも炭素繊維束の周囲に、熱可塑性樹脂等のプラスチックから成る柔軟な被膜を形成し、柔軟性中間材料を得、これをヤーン状にして、その後、場合によってはシート状にして積層し、加熱成形するという特定の処理を施しているため、高温度の溶融Ｓｉと炭素繊維以外の炭素粒子や、有機バインダー、プラスチック被膜が熱分解して生成される活性度が高い炭素がまず接触反応し、炭素繊維束には直接に接触しないと推定され、炭素繊維の構造が破壊されない。
しかも、本発明の繊維複合材料は、ヤーン集合体中で隣り合うヤーンの間に、Ｓｉ−ＳｉＣ系材料からなるマトリックスを充填した微構造を有している。
【００２３】
本発明において、Ｓｉ−ＳｉＣ系材料とは、主成分としてシリコンと炭化珪素とを含有する材料の総称である。本発明では、Ｃ／Ｃコンポジットまたはその成形体に対して、シリコンを含浸させるが、この際シリコンはコンポジット内の主に炭素繊維以外の炭素成分ないし残炭分と反応し、一部炭化されるために、ヤーン集合体の間には、一部炭化されたシリコンが生成する。このマトリックスにおいては、ほぼ純粋に珪素が残留している珪素相から、ほぼ純粋な炭化珪素相に至るまで、いくつかの中間相を含み得る。つまり、このマトリックスは、典型的には珪素相と炭化珪素相とからなるが、珪素相と炭化珪素相との間に、珪素をベースとして炭素の含有量が傾斜的に変化しているＳｉ−ＳｉＣ共存相を含み得る。Ｓｉ−ＳｉＣ系材料とは、このようなＳｉ−ＳｉＣ系列において、炭素の濃度が０ｍｏｌ％から５０ｍｏｌ％まで変化している材料の総称である。
【００２４】
この繊維複合材料は、好ましくは、マトリックスが、ヤーンの表面に沿って生成している炭化珪素相を備えている。この場合には、各ヤーンそれ自体の強度がより一層向上し、破壊しにくくなる。
【００２５】
また、この繊維複合材料は、好ましくは、マトリックスが珪素からなる珪素相を備えており、この珪素相とヤーンとの間に炭化珪素相が生成している。この場合には、ヤーンの表面が炭化珪素相によって強化されると共に、マトリックスの中央部分が比較的に硬度の低い珪素相からなることから、微視的な応力分散が一層促進される。
【００２６】
また、この繊維複合材料は、好ましくは、マトリックスが、ヤーンの表面から離れるのに従って珪素の含有比率が上昇する傾斜組成を有している。
また、この繊維複合材料は、好ましくは、ヤーン集合体が複数のヤーン配列体を備えており、各ヤーン配列体がそれぞれ複数のヤーンを略平行に二次元的に配列することによって形成されており、各ヤーン配列体が積層されることによってヤーン集合体が構成されている。これによって、繊維複合材料が、複数層のヤーン配列体を一方向へと向かって積層した積層構造を有することになる。
【００２７】
この場合において特に好ましくは、隣接するヤーン配列体における各ヤーンの長手方向が互いに交差していることである。これによって、一層応力の分散が促進される。隣り合うヤーン配列体におけるヤーンの長手方向は、特に好ましくは、直交している。
【００２８】
また、好ましくは、マトリックスが、繊維複合材料の中で互いに連続することで三次元網目構造を形成している。この場合において特に好ましくは、マトリックスが各ヤーン配列体において略平行に二次元的に配列されており、隣り合う各ヤーン配列体中に生成しているマトリックスが互いに連続しており、これによってマトリックスが三次元格子を形成している。
【００２９】
また、隣り合うヤーンの間隙には、１００％マトリックスが充填されていても良いが、ヤーンの間隙のうち一部をマトリックスが充填している場合も含む。
【００３０】
ヤーン中の炭素繊維以外の炭素成分は、好ましくは炭素粉末であり、特に好ましくは黒鉛化した炭素粉末である。
【００３１】
図１は、ヤーン集合体の概念を説明するための概略斜視図であり、図２（ａ）は図１のＩＩａ−ＩＩａ線断面図であり、図２（ｂ）は図１のＩＩｂ−ＩＩｂ線断面図である。図３は、図２（ａ）の一部拡大図である。
【００３２】
繊維複合材料７の骨格は、ヤーン集合体６によって構成されている。ヤーン集合体６は、ヤーン配列体１Ａ、１Ｂ、１Ｃ、１Ｄ、１Ｅ、１Ｆを上下方向に積層してなる。各ヤーン配列体においては、各ヤーン３が二次元的に配列されており、各ヤーンの長手方向が略平行である。上下方向に隣り合う各ヤーン配列体における各ヤーンの長手方向は、直交している。即ち、各ヤーン配列体１Ａ、１Ｃ、１Ｅの各ヤーン２Ａの長手方向は、互いに平行であり、かつ各ヤーン配列体１Ｂ、１Ｄ、１Ｆの各ヤーン２Ｂの長手方向に対して直交している。
【００３３】
各ヤーンは、炭素繊維と、炭素繊維以外の炭素成分とからなる繊維束３からなる。ヤーン配列体が積層されることによって、三次元格子形状のヤーン集合体６が構成される。各ヤーンは、後述するような加圧成形工程の間に押しつぶされ、略楕円形になっている。
【００３４】
各ヤーン配列体１Ａ、１Ｃ、１Ｅにおいては、隣り合う各ヤーンの間隙には、マトリックス８Ａが充填されており、各マトリックス８Ａはヤーン２Ａの表面に沿ってそれと平行に延びている。各ヤーン配列体１Ｂ、１Ｄ、１Ｆにおいては、隣り合う各ヤーンの間隙には、マトリックス８Ｂが充填されており、各マトリックス８Ｂは、ヤーン２Ｂの表面に沿ってそれと平行に延びている。
【００３５】
本例では、マトリックス８Ａ、８Ｂは、それぞれ、各ヤーンの表面を被覆する炭化珪素相４Ａ、４Ｂと、炭化珪素相４Ａ、４Ｂよりも炭素の含有割合が少ないＳｉ−ＳｉＣ系材料相５Ａ、５Ｂからなっている。炭化珪素相中にも珪素を一部含有していてよい。また、本例では、上下方向に隣接するヤーン２Ａと２Ｂとの間にも、炭化珪素相４Ａ、４Ｂが生成している。
【００３６】
各マトリックス８Ａと８Ｂとは、それぞれヤーンの表面に沿って細長く、好ましくは直線状に延びており、各マトリックス８Ａと８Ｂとは互いに直交している。そして、ヤーン配列体１Ａ、１Ｃ、１Ｅにおけるマトリックス８Ａと、これに直交するヤーン配列体１Ｂ、１Ｄ、１Ｆにおけるマトリックス８Ｂとは、それぞれヤーン２Ａと２Ｂとの間隙部分で連続している。この結果、マトリックス８Ａ、８Ｂは、全体として、三次元格子を形成している。
【００３７】
図４は、他の実施形態に係る繊維複合材料の要部を概略的に示す部分断面斜視図である。本例では、上下方向に隣り合う各ヤーン２Ａと２Ｂとの間には炭化珪素相が実質的に存在していない。各ヤーン配列体において、隣り合うヤーン２Ａと２Ａとの間、あるいはヤーン２Ｂと２Ｂとの間には、それぞれマトリックス８Ａ、８Ｂが形成されている。マトリックス８Ａ、８Ｂの形態は、上下方向に隣り合うヤーン間に炭化珪素相がないことを除けば、図１−図３の例と同様である。各マトリックス８Ａ、８Ｂは、それぞれ、ヤーン２Ａ、２Ｂの表面に接して生成している炭化珪素相５Ｃと、その内側にヤーンとは離れて生成しているＳｉ−ＳｉＣ系材料相４Ｃとを備えている。
【００３８】
Ｓｉ−ＳｉＣ系材料相においては、それぞれ、ヤーンの表面から離れるほど、炭素濃度が少なくなる傾斜組成を有していることが好ましく、あるいは、珪素相からなっていることが好ましい。
【００３９】
図５（ａ）に示すように、本発明の繊維複合材料１１は、Ｃ／Ｃコンポジット１５と、Ｃ／Ｃコンポジット１５の表面にシリコンが含浸されることによって生成する繊維複合材料層１３とを備えていることが好ましく、繊維複合材料層１３上に珪素層１４が生成していてよい。なお、１２は、珪素を含浸させる前のＣ／Ｃコンポジット本体の範囲を示す。また、図５（ｂ）に示すように、部材１６の全体を、本発明の繊維複合材料で形成することも好ましい。
【００４０】
繊維複合材料層１３を設ける場合には、その厚さは、０．０１〜１ｍｍであることが好ましい。さらに、繊維複合材料層におけるＳｉ濃度が、炭素繊維表面から外部に向かって大きく成ることが好ましい。
【００４１】
本発明の繊維複合材料は、炭素繊維を１０〜７０重量％含有していれば、例えば窒化ホウ素、ホウ素、銅、ビスマス、チタン、クロム、タングステン、モリブデン等の炭素以外の他の元素を含んでいてもよい。
【００４２】
ここで、Ｓｉ−ＳｉＣ系材料を母材に含浸させて成る繊維複合材料の層１３の厚さについて更に詳述する。
層１３は、図２（ａ）では、例えば、炭素繊維束３と炭化珪素相４Ｂと珪素相５Ｂとの関係で言えば、Ｃ／Ｃコンポジット１５が炭素繊維束３に、層１３が炭化珪素相４Ｂに、珪素層１４が珪素相５Ｂに相当する。
ここで、層１３は、厚さが０．０１ｍｍ以上であることが好ましく、０．０５ｍｍ以上であることがより好ましい。また、その最大厚さは１ｍｍ程度である。この時の層１３におけるＳｉ濃度は、炭素繊維束３の部分から炭化珪素相４Ｂを通り、珪素相５Ｂの部分にかけて０／１００〜９０／１００の範囲で傾斜するように形成することが好ましい。
また、例えば、２００ｍｍ厚さのブロックを想定した場合の巨視的な見方をしたＳｉ濃度の傾斜を詳述する。
本発明は、炭素繊維束の積層体にＳｉを含浸させて構成するため、Ｓｉが２００ｍｍ厚さのブロックの中心は低濃度となり、表層側は高濃度の形態を取り得る。このために最も好ましい形態は、Ｃ／Ｃコンポジット成形体あるいは焼結体の開気孔率を表面から内部に向かって小さくなるように、バインダーピッチの異なるプリフォームドヤーンから成る複数のプリフォームドシートを内側から表層側に向かってバインダーピッチが大きくなるように配置し成形することで実現する。こうすることによって、図２（ａ）の場合で考えれば、ヤーン配列体１Ａ層の炭化珪素相４Ａ＞ヤーン配列体１Ｂ層の炭化珪素相４Ａ＞ヤーン配列体１Ｃ層の炭化珪素相４Ａ＞ヤーン配列体１Ｄ層の炭化珪素相４Ａ、という具合にＳｉＣの濃度（＝Ｓｉの濃度）が低下し、Ｓｉ濃度が傾斜していく。故に、巨視的に材料を見れば、最大１００ｍｍ程度の厚さの中でＳｉ濃度が傾斜していく。そのＳｉ濃度は表面から内部にかけて９０／１００〜０／１００の範囲で傾斜するように形成することが好ましい。
【００４３】
又、本発明の繊維複合材料は、上記のように、窒化ホウ素、ホウ素、銅、ビスマス、チタン、クロム、タングステン及びモリブデンから成る群より選択した１又は２以上の物質を含有してもよい。
【００４４】
これらの物質は潤滑性を有するため、Ｃ／Ｃコンポジットから成る母材に含有させることにより、Ｓｉ−ＳｉＣ系材料が含浸した母材の部分においても、繊維の潤滑性を維持することができ、物性の低下を防ぐことができる。
【００４５】
尚、例えば、窒化ホウ素の含有量は、Ｃ／Ｃコンポジットから成る母材１００重量％に対し、０．１〜４０重量％であることが好ましい。０．１重量％未満では窒化ホウ素による潤滑性付与の効果が十分に得られず、４０重量％を超える場合は窒化ホウ素の脆さが複合材料に現れてくるからである。
【００４６】
本発明に係る放熱材は、好ましくは以下の方法によって製造できる。
即ち、炭素繊維の束に対して、最終的にマトリックスとなる粉末状のバインダーピッチ、コークス類を包含させ、更に必要に応じてフェノール樹脂粉末等を含有させることによって、炭素繊維束を作製する。炭素繊維束の周囲に、熱可塑性樹脂等のプラスチックから成る柔軟な被膜を形成し、柔軟性中間材料を得る。この柔軟性中間材料を、ヤーン状にし（特願昭６３−２３１７９１号明細書）、必要量を積層した後、ホットプレスで３００〜２０００℃、常庄〜５００ｋｇ／ｃｍ^２の条件下で成形することによって、成形体を得る。または、この成形体を、必要に応じて７００〜１２００℃で炭化させ、１５００〜３０００℃で黒鉛化して、焼結体を得る。
【００４７】
炭素繊維は、石油ピッチ若しくはコールタールピッチを原料とし、紡糸用ピッチの調整、溶融紡糸、不融化及び炭素化して得られるピッチ系炭素繊維並びにアクリロニトリル（共）重合体繊維を耐炎化及び炭素化して得られるＰＡＮ系炭素繊維のいずれのものでもよい。
【００４８】
マトリックスの形成に必要な有機バインダーとしては、フェノール樹脂やエポキシ樹脂等の熱硬化性樹脂及びタール、ピッチ等が用いられるが、これらはコークス類、金属、金属化合物、無機及び有機化合物等を含んでいてもよい。有機バインダーの一部が炭素源となる場合もある。
【００４９】
次いで、上記のように作製された成形体又は焼結体とＳｉとを、１１００〜１４００℃の温度域、炉内圧０．１〜１０ｈＰａで１時間以上保持する。好ましくは、この際、成形体又は焼結体とＳｉの合計重量１ｋｇ当たり０．１ＮＬ（ノルマルリットル：１２００℃、圧力０．１ｈＰａの場合、５０６５リットルに相当）以上の不活性ガスを流しつつ、成形体又は焼結体表面にＳｉ−ＳｉＣ層を形成する．次いで、温度１４５０〜２５００℃、好ましくは１７００〜１８００℃に昇温して前記成形体又は焼結体の開気孔内部へＳｉ−ＳｉＣ系材料を溶融、含浸成形させる。又、この過程において、成形体を用いた場合は、前記成形体の焼成も行われ、繊維複合材料が生成する。
【００５０】
成形体又は焼結体とＳｉを、１１００〜１４００℃の温度、０．１〜１０ｈＰａの圧力に１時間以上保持し、かつその際、成形体又は焼結体とＳｉの合計重量１ｋｇ当たり不活性ガスを０．１ＮＬ以上、好ましくは１ＮＬ以上、さらに好ましくは１０ＮＬ以上流すように制御することが望ましい。
【００５１】
このように、焼成時（即ち、Ｓｉの溶融、含浸前の段階）不活性ガス雰囲気にすることにより、無機ポリマーないし無機物のセラミックス化への変化に伴うＣＯ等の発生ガスを焼成雰囲気より除去し、また大気中のＯ_２等による外部からの焼成雰囲気の汚染を防止することにより、その後にＳｉを溶融、含浸して得られる繊維複合材料の気孔率を低く維持することができる。
【００５２】
また、成形体又は焼結体へＳｉを溶触、含浸する際には、雰囲気温度を１４５０〜２５００℃、好ましくは１７００〜１８００℃に昇温する。この場合、焼成炉内圧は０．１〜１０ｈＰａの範囲が好ましい。更に、炉内雰囲気は不活性ガスまたはＡｒガスであることが好ましい。
【００５３】
上記のように、柔軟性中間材料を使用し、珪素の含浸、溶融と組み合わせると、成形体または焼結体において、ヤーンの間隙には細長い開気孔が残り、この細長い開気孔に沿って珪素が焼結体または成形体の奥まで浸透する。この浸透の過程で、珪素がヤーンの炭素と反応してヤーン表面側から徐々に炭化し、本発明における繊維複合材料からなる放熱材を生成する。
【００５４】
繊維複合材料全体における、Ｓｉ−ＳｉＣ系材質の濃度傾斜の調節は、成形体又は焼結体の開気孔率及びその細孔径により行う。例えば、繊維複合材料の表層から０．０１〜１０ｍｍで、Ｓｉ−ＳｉＣ系材質の濃度を他所よりも高める場合には、成形体又は焼結体の当該所望高濃度部分における開気孔率を５〜５０％、平均細孔径を１μｍ以上とし、当該所望高濃度以外の部分の開気孔率、平均細孔径を該高濃度部分以下とする。また、好ましくは、成形体又は焼結体の当該所望高濃度部分における開気孔率は１０〜５０％、平均細孔径は１０μｍ以上とし、当該所望高濃度以外の部分の開気孔率、平均細孔径を該高濃度部分以下とする。開気孔率を５％未満とすると、成形体又は焼結体中のバインダーが除去し難く、５０％より大きくすると、所望部位以外へのＳｉ−ＳｉＣ系材質の浸透が、Ｓｉの量や、接触時間等の他の製造方法パラメータの制御範囲を超えて進行してしまうからである。
【００５５】
また、繊維複合材料層をＣ／Ｃコンポジットの表面に形成するには、少なくとも表面近傍の開気孔率が焼結中に０．１〜３０％になるように調整した成形体を用いることが好ましい。
【００５６】
成形体又は焼結体の開気孔率を、表面から内部に向かって小さくなるようにするには、バインダーピッチの異なるブリフォームドヤーンから成る複数のブリフォームドシートを、内側から表層側に向かってバインダーピッチが大きくなるように配置して成形することにより行う。
【００５７】
又、繊維複合材料層における珪素濃度に傾斜を設ける場合には、表面近傍の開気孔率が表面から内部に向かって小さくなるように調整した焼結体、又は少なくとも表面近傍の開気孔率が焼結中に表面から内部に向かって小さくなるように調整した成形体を用いて、繊維複合材料の製造を行う。
そして、本発明の放熱材は、上記のように製造した繊維複合材料を平面研削盤等により適宜な寸法に切断加工し、平面研削仕上げすることにより製造される。
【００５８】
本発明の放熱材は、Ｃ／Ｃコンポジットの高熱伝導性、及び軽量性と、Ｓｉ−ＳｉＣ材料の低熱膨張係数、耐酸化性、耐スポーリング性、自己潤滑性、耐磨耗性等を併せ持ち、さらに、自己修復性をも有するため、高温酸化条件下での使用に長期間耐えることができ、具体的には、半導体、自動車、航空機、宇宙、海洋等の分野において、放熱材、ＩＣのヒートシンク、サイリスタ−ヒートシンク、電気自動車放熱材等の構成部材として、好適に用いることができる。
【００５９】
【実施例】
次に、本発明を実施例を用いてさらに詳しく説明するが、本発明はこれらの実施例に限られるものではない。
尚、各例によって得られた放熱材は、以下に示す方法よりその特性を評価した。
【００６０】
（熱伝導率の評価方法）
テストピース（Ｔ．Ｐ）として、１０ｍｍφ×５ｍｍｔのサンプルを用い、５０〜１００％の繊維が一列に並ぶ方向の常温での熱伝導率をレーザフラッシュ法により測定した。
尚、上記の測定は、繊維の長手方向の値を計測しており、且つ繊維が一定方向に並ぶ率の高い面を上下面にしたテストピースで上下方向の熱伝導率を測定した。
【００６１】
（熱膨張率の評価方法）
繊維が一定方向に並ぶ量の最も大きな方向をＸ方向、Ｘ方向と同一成形面で、且つ垂直方向をＹ方向、Ｘ−Ｙ方向の面に垂直な方向をＺ方向とし、それぞれ３ｍｍ×３ｍｍ×２０ｍｍｔのテストピースを切り出し、ＴＭＡ−８１４０（株式会社理学製：熱膨張測定器）を用いて測定した。
尚、Ｃ．Ｔ．Ｅ（熱膨張係数）は、２００℃での値を取った。
【００６２】
（開気孔率の測定方法）
開気孔率（％）＝［（Ｗ３−Ｗ１）／（ Ｗ３−Ｗ２）］×１００
（アルキメデス法による。）
乾燥重量（Ｗ１）：１００℃のオーブンで１Ｈｒ乾燥させ、その後秤量
水中重量（Ｗ２）：試料を煮沸し、開気孔中に完全に水を侵入させて水中にて秤量
飲水重量（Ｗ３）：開気孔中に完全に水を侵入させた試料を大気中にて秤量
【００６３】
（耐酸化性の評価方法）
テストピースを１１５０℃の炉内（１％Ｏ_２、９９％Ｎ_２）へ放置し、２００時間後の重量の減少率を測定することにより、耐酸化性を評価した。
【００６４】
（圧縮強さの評価方法）
テストピースに圧縮荷重を加え、下記の式により算出した。
圧縮強さ＝Ｐ／Ａ
（式中、Ｐは最大荷重時の荷重、Ａはテストピースの最小断面積を表す。）
【００６５】
（層間セン断強さの評価方法）
テストピースの厚さｈの４倍の距離を支点間距離として３点曲げを行い、下式により算出した。
層間セン断強さ＝３Ｐ／４ｂＨ
（式中、Ｐは破壊時の最大曲げ荷重、ｂはテストピースの幅を表す。）
【００６６】
（曲げ弾性率の評価方法）
テストピースの厚さｈの４０倍の距離を支点間距離Ｌとして３点曲げを行い、荷重−たわみ曲線の直線部の初期の勾配Ｐ／σを用いて、下式により算出した。曲げ弾性率＝１／４・Ｌ^３／ｂｈ^３・Ｐ／σ
（式中、ｂはテストピースの幅を表す。）
【００６７】
（実施例１） ２０ｍｍの厚さを有するＣ／Ｃコンポジット母材に、Ｓｉ−ＳｉＣ材料から成る層を配した繊維複合材料を製造した。
【００６８】
Ｃ／Ｃコンポジットは以下の方法にて製造した。
炭素繊維を一方向に引き揃えたものにフェノール樹脂を含浸させることで、直径１０μｍの炭素長繊維を約１万本束ね、繊維束（ヤーン）を得、このヤーンを図１のように配列し、プリプレグシートを得た。次いで、このプリプレグシートを５０段積層し、ホットプレスで１８０℃、１０ｋｇ／ｃｍ^２で処理し、フェノール樹脂を硬化させた。次いで、窒素中２０００℃で焼成し、Ｃ／Ｃコンポジットを得た。得られたＣ／Ｃコンポジットの密度は１．０ｇ／ｃｍ^３、開気孔率は５０％であった。
【００６９】
次に、得られたＣ／Ｃコンポジットを、純度９９．８％で平均粒径１ｍｍのＳｉ粉末で充填されたカーボンるつぼ内に立設した。次いで、焼成炉内にカーボンるつぼを移動した。焼成炉内の温度を１３００℃、不活性ガスとしてアルゴンガス流量を２０ＮＬ／分、焼成炉内圧を１ｈＰａその保持時間を４時間として処理した後、焼成炉内の圧力をそのまま保持しつつ、炉内温度を１６００℃に昇温することにより、Ｃ／ＣコンポジットにＳｉを含浸させて繊維複合材料を製造した。
得られた繊維複合材料の厚さ、密度、開気孔率、層間セン断強さ、圧縮強さ、曲げ弾性率等の測定結果を表１及び表２に示す。
【００７０】
（実施例２） Ｃ／Ｃコンポジットから成る母材に、Ｓｉ−ＳｉＣ材料から成る層を含浸形成させた繊維複合材料（厚さ：５０ｍｍ）を製造した。
【００７１】
実施例１と同様にして製造したＣ／Ｃコンポジットに、フェノール樹脂を含浸し、オーブン内で１８０℃、常圧で樹脂を硬化させた後、窒素雰囲気下、２０００℃で焼成した。この工程を更に５回繰り返してＣ／Ｃコンポジットを得た。得られたＣ／Ｃコンポジットの密度は１．４ｇ／ｃｍ^２、開気孔率は３０％であった。
【００７２】
次に、得られたＣ／Ｃコンポジットに、実施例１と同様にＳｉを含浸形成させて繊維複合材料を製造した。
得られた繊維複合材料の密度、開気孔率、層間セン断強さ、圧縮強さ、曲げ弾性率等の測定結果を表１及び表２に示す。
【００７３】
（実施例３） Ｃ／Ｃコンポジットから成る母材に、Ｓｉ−ＳｉＣ材料から成る層を含浸形成させた繊維複合材料（厚さ：３０ｍｍ）を製造した。
【００７４】
Ｃ／Ｃコンポジットは以下の方法にて製造した。
プリフォームドヤーン法によりプリフォームドヤーンを製造し、これを用いて一方向プリフォームドヤーンシートを製造した。これを炭素繊維が互いに直交するように積層し、ホットプレスで８００℃、１００ｋｇ／ｃｍ^２で成形した。次いで、窒素雰囲気下、２０００℃で焼成し、Ｃ／Ｃコンポジットを得た。
得られたＣ／Ｃコンポジットの密度は１．８ｇ／ｃｍ^３、開気孔率は１０％であった。
【００７５】
次に、得られたＣ／Ｃコンポジットに、実施例１と同様にＳｉを含浸させて繊維複合材料を製造した。
得られた繊維複合材料の厚さ、密度、開気孔率、層間セン断強さ、圧縮強さ、曲げ弾性率等の測定結果を表１及び表２に示す。
【００７６】
（実施例４） 実施例３と同様に成形したＣ／Ｃコンポジット前駆体を、窒素雰囲気下、２５００℃で焼成することにより、Ｃ／Ｃコンポジットを得た。
得られたＣ／Ｃコンポジットの密度は１．９ｇ／ｃｍ^３、開気孔率は１０％であった。
【００７７】
次に、得られたＣ／Ｃコンポジットに、実施例１と同様にＳｉを含浸させて繊維複合材料を製造した。
得られた繊維複合材料の厚さ、密度、開気孔率、層間セン断強さ、圧縮強さ、曲げ弾性率等の測定結果を表１及び表２に示す。
【００７８】
（実施例５） 実施例３と同様に成形したＣ／Ｃコンポジット前駆体を、窒素雰囲気下、２８００℃で焼成することにより、Ｃ／Ｃコンポジットを得た。
得られたＣ／Ｃコンポジットの密度は１．９ｇ／ｃｍ^３、開気孔率は１０％であった。
【００７９】
次に、得られたＣ／Ｃコンポジットに、実施例１と同様にＳｉを含浸させて繊維複合材料を製造した。
得られた繊維複合材料の厚さ、密度、開気孔率、層間セン断強さ、圧縮強さ、曲げ弾性率等の測定結果を表１及び表２に示す。
【００８０】
（実施例６） ２０ｍｍの厚さを有するＣ／Ｃコンポジット母材にＳｉ−ＳｉＣ材料から成る層を配した繊維複合材料を製造した。
【００８１】
Ｃ／Ｃコンポジットは以下の方法にて製造した。
炭素繊維を一方向に引き揃えたものにフェノール樹脂を含浸させることで、直径１０μｍの炭素長繊維を約１万本束ね、繊維束（ヤーン）としているプリプレグシートを製造した。これを２層をＡ層、１層をＢ層とし、炭素繊維が互いに直交するように、Ａ層及びＢ層を交互に積層し、ホットプレスで１８０℃、１０ｋｇ／ｃｍ^２で樹脂を硬化させた。故に６６％の繊維が一方向に並ぶ構成体となる。次いで、窒素雰囲気下、２０００℃で焼成し、Ｃ／Ｃコンポジットを得た。得られたＣ／Ｃコンポジットの密度は１．０ｇ／ｃｍ^３、開気孔率は５０％であった。
【００８２】
次に、得られたＣ／Ｃコンポジットを、純度９９．８％で平均粒径１ｍｍのＳｉ粉末で充填されたカーボンるつぼ内に立設した。次いで、焼成炉内にカーボンるつぼを移動した。焼成炉内の温度を１３００℃、不活性ガスとしてアルゴンガス流量を２０ＮＬ／分、焼成炉内圧を１ｈＰａ、その保持時間を４時間として処理した後、焼成炉内の圧力をそのまま保持しつつ、炉内温度を１６００℃に昇温することにより、Ｃ／ＣコンポジットにＳｉを含浸させて繊維複合材料を製造した。
得られた繊維複合材料の厚さ、密度、開気孔率、層間セン断強さ、圧縮強さ、曲げ弾性率等の測定結果を表１及び表２に示す。
【００８３】
（実施例７） Ｃ／Ｃコンポジットから成る母材に、Ｓｉ−ＳｉＣ材料から成る層を含浸形成させた繊維複合材料（厚さ：５０ｍｍ）を製造した。
【００８４】
実施例６と同様にして製造したＣ／Ｃコンポジットに、フェノール樹脂を含浸し、オーブン内で１８０℃、常圧で樹脂を硬化させた後、窒素雰囲気下、２０００℃で焼成した。この工程を更に５回繰り返してＣ／Ｃコンポジットを得た。得られたＣ／Ｃコンポジットの密度は１．４ｇ／ｃｍ^２、開気孔率は３０％であった。
【００８５】
次に、得られたＣ／Ｃコンポジットに、実施例１と同様にＳｉを含浸させて繊維複合材料を製造した。
得られた繊維複合材料の厚さ、密度、開気孔率、層間セン断強さ、圧縮強さ、曲げ弾性率等の測定結果を表１及び表２に示す。
【００８６】
（実施例８） Ｃ／Ｃコンポジットから成る母材に、Ｓｉ−ＳｉＣ材料から成る層の一部を含浸形成させた繊維複合材料（厚さ：３０ｍｍ）を製造した。
【００８７】
Ｃ／Ｃコンポジットは以下の方法にて製造した。
プリフォームドヤーン法によりプリフォームドヤーンを製造し、これを用いて一方向プリフォームドヤーンシートを製造した。これを３層をＣ層、１層をＢ層とし、炭素繊維が互いに直交するようにＣ層及びＢ層を交互に積層し、ホットプレスで８００℃、１００ｋｇ／ｃｍ^２で成形した。故に７５％の繊維が一方向に並ぶ構成体となる。次いで、窒素雰囲気下、２０００℃で焼成し、Ｃ／Ｃコンポジットを得た。
得られたＣ／Ｃコンポジットの密度は１．８ｇ／ｃｍ^３、開気孔率は１０％であった。
【００８８】
次に、得られたＣ／Ｃコンポジットに、実施例１と同様にＳｉを含浸させて繊維複合材料を製造した。
得られた繊維複合材料の厚さ、密度、開気孔率、層間セン断強さ、圧縮強さ、曲げ弾性率等の測定結果を表１及び表２に示す。
【００８９】
（実施例９） 実施例８と同様に成形したＣ／Ｃコンポジット前駆体を、窒素雰囲気下、２５００℃で焼成することにより、Ｃ／Ｃコンポジットを得た。
得られたＣ／Ｃコンポジットの密度は１．９ｇ／ｃｍ^３、開気孔率は１０％であった。
【００９０】
次に、得られたＣ／Ｃコンポジットに、実施例１と同様にＳｉを含浸させて繊維複合材料を製造した。
得られた繊維複合材料の厚さ、密度、開気孔率、層間セン断強さ、圧縮強さ、曲げ弾性率等の測定結果を表１及び表２に示す。
【００９１】
（実施例１０） 実施例３と同様に成形したＣ／Ｃコンポジット前駆体を、窒素雰囲気下、２８００℃で焼成することにより、Ｃ／Ｃコンポジットを得た。
ここで、実施例１０は、炭素（繊維）が全ての方向（Ｘ，Ｙ，Ｚ方向）になるように積層されている点で、実施例３と異なる。
得られたＣ／Ｃコンポジットの密度は１．９ｇ／ｃｍ^３、開気孔率は１０％であった。
【００９２】
次に、得られたＣ／Ｃコンポジットに、実施例１と同様にＳｉを含浸させて繊維複合材料を製造した。
得られた繊維複合材料の密度、開気孔率、層間セン断強さ、圧縮強さ、曲げ弾性率等の測定結果を表１及び表２に示す。
【００９３】
（比較例１） 実施例３と同様にＣ／Ｃコンポジットを製造した。
得られたＣ／Ｃコンポジットの密度、開気孔率、層間セン断強さ、圧縮強さ、曲げ弾性率等の測定結果を表１及び表２に示す。
【００９４】
（比較例２） Ｓｉ−ＳｉＣ繊維強化Ｓｉ−ＳｉＣ複合材料を製造した。
平均粒径１００μｍのＳｉＣ粗粒を６０重量％、平均粒径５μｍのＳｉＣ微粒を３０重量％、平均粒径２μｍのＣ粉末を１０重量％の割合で混合した。この混合物１００重量％に対して有機バインダ５重量％を配合し、適度の水に分散させたスラリー状混合物をスプレードライヤーを用いて平均粒径１２０μｍの造粒粒子を作製した。
【００９５】
次に、前記の工程で作製された造粒粒子を１００×１００ｍｍ寸法の金型に充填し、その上からＳｉＣ繊維クロスを敷き、更に造粒粒子でＳｉＣ繊維クロスを挟み込むように敷き詰めた後、５００ｋｇｆ／ｃｍ^２でプレス成形し、１８３×１８３×１０ｍｍの成形体を作製した。
尚、ここでＳｉＣ繊維クロスは、ニカロン（日本カーボン製）を用いた。
ここで、ニカロンとは、β−ＳｉＣ構造を持つＳｉ−Ｃ−Ｏ系炭化ケイ素繊維であり、有機ケイ酸ポリマー（ポリカルボシラン）でこれを溶融紡糸して連続繊維にし、この繊維を空気中で加熱すると、Ｓｉ−Ｏ−Ｓｉの橋かけが行われ不融化し、不活性ガス雰囲気下、１２００〜１５００℃で焼成したものである。
【００９６】
得られた成形体に実施例１と同様の条件にてＳｉを溶融、含浸させてＳｉ−ＳｉＣ繊維強化Ｓｉ−ＳｉＣ複合材料を製造した。
得られたＳｉ−ＳｉＣ繊維強化Ｓｉ−ＳｉＣ複合材料の密度、開気孔率、層間セン断強さ、圧縮強さ、曲げ弾性率等の測定結果を表１及び表２に示す。
【００９７】
【表１】

【００９８】
【表２】

【００９９】
（考察：実施例１〜１０、比較例１〜２）
表１より、Ｓｉ−ＳｉＣ材料から成る層の一部をＣ／Ｃコンポジットから成る母材に含浸させた繊維複合材料を放熱材（実施例１〜１０）として用いた場合、窒化珪素、炭化珪素、Ｓｉ−ＳｉＣ等の他のセラミックから成る放熱材よりも熱伝導率が大きく、Ｃ／Ｃコンポジット（比較例１）と同程度の熱伝導率を有することがわかる。
【０１００】
又、実施例１〜１０の繊維複合材料を放熱材として用いた場合、Ｃ／Ｃコンポジットから成る比較例１に比べ、圧縮強さ、層間セン断強さ及び曲げ弾性率において、Ｃ／Ｃコンポジットと同程度の値を示した。
一方、Ｓｉ−ＳｉＣ繊維強化Ｓｉ−ＳｉＣ複合材料（比較例２）に比べ、曲げ弾性率において優れた値を示し、耐酸化性においてＳｉ−ＳｉＣ繊維強化Ｓｉ−ＳｉＣ複合材料と同程度の値を示した。
これは、Ｓｉ−ＳｉＣ材料を含浸させることにより、Ｃ／Ｃコンポジットに比べ、圧縮強さが大きくなるのは、炭素繊維の間にＳｉＣ材料が入り込むことによるものと考えられる。
【０１０１】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明の放熱材は、Ｃ／Ｃコンポジットの高熱伝導性及び軽量性と、Ｓｉ−ＳｉＣ材料の低熱膨張係数、耐酸化性、耐スポーリング性、自己潤滑性、耐磨耗性等を併せ持ち、さらに、自己修復性をも有するため、相手材との剥離が少なくなるとともに、高温酸化条件下での使用に長期間耐えることができる。
【０１０２】
又、Ｃ／Ｃコンポジットを母材としていることから、軽量であり、動摩擦係数が小さいこととも相まって、エネルギーの損失が少なく、省エネルギーの要請にも沿う。
【０１０３】
さらに、母材がＣ／Ｃコンポジットであるため、靱性に富み、優れた耐衝撃性、高硬度性を有する。従って、ＳｉＣ繊維強化Ｓｉ−ＳｉＣ複合体の有する低耐衝撃性という欠点を克服することができ、複雑な形状や薄肉部分を有する放熱材にも用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明における繊維複合材料のヤーン集合体の形態を模式的に示す斜視図である。
【図２】本発明における繊維複合材料の要部の微構造を模式的に示す断面図で、（ａ）は図１のＩＩａ−ＩＩａ線断面図、（ｂ）は図１のＩＩｂ−ＩＩｂ断面図である。
【図３】図２（ａ）の一部拡大図である。
【図４】他の実施形態に係る繊維複合材料の微構造を模式的に示す部分断面斜視図である。
【図５】（ａ）は繊維複合材料１１を示す断面図で、（ｂ）は繊維複合材料１６を示す断面図である。
【符号の説明】
１Ａ，１Ｂ，１Ｃ，１Ｄ，１Ｅ，１Ｆ…ヤーン配列体、２Ａ，２Ｂ…ヤーン、３…炭素繊維束、４Ａ，４Ｂ…炭化珪素相、５Ａ，５Ｂ…珪素相、６…ヤーン集合体、７…繊維複合材料、１１，１６…繊維複合材料、１３…繊維複合材料層、１５…Ｃ／Ｃコンポジット。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a radiator for a heat sink used for a thyristor, a semiconductor, a transistor, an electric vehicle, an aircraft part, and the like, and a method for manufacturing the radiator.
[0002]
[Prior art]
BACKGROUND ART Heat dissipating materials for heat sinks are widely used in various fields such as semiconductors, ceramics, electronic components, and vehicle manufacturing as components of semiconductors, radiators, electric vehicles, aircraft parts, and the like. In particular, today, with the rapid progress of technological innovation, in the field of space development such as space planes and space planes, and in the energy fields such as nuclear energy, solar energy, and hydrogen energy, heat dissipation materials used as heat sinks Needless to say, high strength at room temperature to medium to high temperature (200 to 2000 ° C.), high reliability as a material (toughness, impact resistance), and environmental resistance (corrosion resistance, oxidation resistance, radiation resistance) are required. No. In addition, due to recent demand for energy saving, the heat dissipating material is required to have a small heat capacity and a light weight.
[0003]
Under such circumstances, conventionally, a metal such as Al or Cu having excellent thermal conductivity, or an alloy composed of Cu and W has been used as a heat radiating material, but the specific gravity is 3.0 to 7.0. 0 g / cm ³ It is not necessarily optimal as a heat dissipating material because it has a large thermal expansion coefficient and is likely to peel off from the mating material, and because of its high density, it leads to an increase in the total weight when constructed as a system, There is a disadvantage that large energy is consumed for moving and transporting. Furthermore, it has the disadvantage that it is easily deformed as an inherent property, it is easily plastically deformed even under small stress, and has sufficient dimensional stability against thermal stress, mechanical stress and impact. Did not.
[0004]
As a means for overcoming the drawbacks of the metallic heat radiating material, a ceramic matrix composite material (MMC: Metal Matrix Composites) in which ceramic and metal are combined has been developed, and has begun to be used as a heat radiating material. Since this material has high strength and toughness even at high temperatures, and has excellent impact resistance and environmental resistance, research and development are being actively conducted mainly in Europe and the United States as a mainstream of heat dissipating materials.
[0005]
For example, SiC ceramic powder having a diameter of about 10 μm and Al metal are mixed and melted and cast, and this is appropriately processed to be a heat dissipating material, or the above-mentioned SiC is pre-sintered and then brought into contact with the dissolved Al. A ceramic-based metal composite material (MMC) has been developed in which a molded body having a predetermined shape is formed by pressure casting while forming the molded body, and the molded body is appropriately processed to serve as a heat dissipating material.
[0006]
As a specific example of the MMC, a composite in which AlN (average particle size: 16 μm) and an aluminum alloy are composited by a non-pressurized metal infiltration method is known.
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
However, MMC is excellent in impact resistance, lightweight, and high in hardness. However, since the material is composed of SiC and Al or AlN and Al, the content of Al is increased to increase the thermal conductivity. Then, there was a limitation in use, such as easy deformation and large thermal expansion. In addition, the workability after molding is poor, and for example, there is a drawback that a lot of processing cost and time are required to produce fins.
[0008]
The present invention has been made in view of the above-mentioned conventional problems, and has as its object the purpose of the present invention is to have a large thermal conductivity, high heat dissipation, light weight, and low thermal expansion. It is an object of the present invention to provide a highly accurate heat radiation material having high corrosion resistance in a strongly corrosive environment, creep resistance, and spalling resistance, and a method of manufacturing the heat radiation material.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
That is, according to the present invention, a yarn aggregate including at least a bundle of carbon fibers and a carbon component other than carbon fibers is three-dimensionally combined and integrated so as not to be separated from each other; Filled between adjacent yarns in the assembly , A carbon component other than the carbon fiber reacts with silicon and is partially silicided, and includes a carbon phase, a silicon phase, an intermediate phase and a silicon carbide phase. A heat dissipating material characterized by using a fiber composite material including a matrix made of a Si-SiC-based material.
[0010]
In the present invention, the matrix preferably has a silicon carbide phase formed along the surface of the yarn, and the matrix has a silicon phase composed of silicon, and the silicon phase and the yarn It is more preferable that a silicon carbide phase is generated between the above.
Further, the matrix may have a gradient composition in which the content ratio of silicon increases as the distance from the surface of the yarn increases. Further, the yarn aggregate includes a plurality of yarn arrays, and each yarn array is formed by two-dimensionally arranging the plurality of yarns substantially in parallel, and the respective yarn arrays are stacked. It is preferable that a yarn aggregate is constituted by this. In this case, it is preferable that the longitudinal directions of the yarns in the adjacent yarn array cross each other.
[0011]
In the present invention, the matrix is continuous with each other in the fiber composite material to form a three-dimensional network structure. More specifically, the matrices are two-dimensionally arranged substantially parallel in each yarn array, and the matrices generated in each adjacent yarn array are continuous with each other, whereby the matrix is formed. Preferably, a three-dimensional lattice is formed.
The heat dissipating material preferably has a thermal conductivity of 190 to 600 W / m · K, and a thermal expansion coefficient of 1 × 10 5 ^-6 ~ 8 × 10 ^-6 It is preferable that
[0012]
Further, according to the present invention, after a carbon fiber bundle is produced by including a powdery carbon component finally serving as a matrix in a bundle of carbon fibers, a plastic coating is formed around the carbon fiber bundle. Then, the intermediate material is formed into a yarn, and a predetermined amount of the intermediate material is laminated and molded to obtain a molded body. Alternatively, the molded body is sintered to obtain a sintered body. Alternatively, by maintaining the sintered body and Si at a temperature of 1100 to 1400 ° C. in an inert gas atmosphere, and then raising the temperature of the compact or sintered body and Si to a temperature of 1450 to 2500 ° C. Into the open pores of the compact or sintered body Impregnated with Si, a part of which is reacted with a carbon component to form a Si-SiC matrix A method for producing a heat radiator made of a fiber composite material is provided.
[0013]
In the above manufacturing method, the compact or sintered body and Si are held at a temperature of 1100 to 1400 ° C. and a pressure of 0.1 to 10 hPa for 1 hour or more, and at that time, the compact or sintered body and Si It is preferable to control the flow rate of the inert gas to 0.1 normal liter (NL) or more per 1 kg of the total weight of the molded body or the sintered body and the Si under a pressure of 0.1 to 10 hPa under a pressure of 0.1 to 10 hPa. Preferably, the temperature is raised to 2500 ° C.
[0014]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
The heat dissipating material of the present invention includes a yarn aggregate in which yarns containing at least a bundle of carbon fibers and a carbon component other than carbon fibers are three-dimensionally combined and integrated so as not to be separated from each other, Filled between adjacent yarns in the body , A carbon component other than the carbon fiber reacts with silicon and is partially silicided, and includes a carbon phase, a silicon phase, an intermediate phase and a silicon carbide phase. A fiber composite material including a matrix made of a Si-SiC-based material is used.
The heat dissipating material of the present invention has a high thermal conductivity of 190 to 600 W / m · K and a layer made of a Si—SiC-based material having oxidation resistance, creep resistance and spalling resistance disposed on the surface. Therefore, the low oxidation resistance of the C / C composite can be overcome, that is, it can be used under a certain high temperature, and the anisotropy of the thermal expansion characteristic of the C / C composite can be reduced. This has the advantage that it can be eased and its design becomes easy when it is attached to various facilities.
[0015]
In addition, since the C / C composite is used as a base material, it is light in weight, has a low specific heat, and has a low Poisson's ratio.
Furthermore, since the base material is a C / C composite, it has high toughness, excellent impact resistance, and high hardness. Therefore, the disadvantage of low impact resistance of Al, Cu, or Al-SiC, AlN-Al composites can be overcome, and it can be used as a heat dissipating material having a complicated shape or a thin portion. Further, since the C / C composite is manufactured so as to have continuous open pores in the C / C composite, Si-SiC formed by impregnation with respect to the pores has a continuous structure and a three-dimensional network structure. Take. Therefore, no matter which part is cut out, the uniformity of thermal expansion is developed as compared with the C / C composite used as the base material, and the heat radiation property originally possessed by the C / C composite is maintained.
[0016]
As described above, the C / C composite is a material formed by forming a matrix made of carbon at intervals between carbon fibers arranged two-dimensionally or three-dimensionally, and contains 10 to 70% of carbon fibers. If 50 to 100% of the fibers are oriented in one direction, the fiber may contain other elements other than carbon, such as boron nitride, boron, copper, bismuth, titanium, chromium, tungsten, and molybdenum.
[0017]
In the heat dissipating material of the present invention, the Si material instead of the Al material was used as the impregnating material because the Si-SiC material formed by reacting with C (carbon) in the C / C composite is resistant to oxidation and oxidation. This is because Al and Cu materials are superior to Al and Cu materials in terms of spalling properties. In the case of Al and Cu materials, when a surface defect occurs under high-temperature oxidation conditions and the C / C composite is exposed, self-glazing by Al or Cu is performed. This is because there is no function, and the C / C composite as a base material is oxidized in a very short time. On the other hand, when the Si-SiC material is used, the rate at which the Si-SiC material is melted into glass to protect the base material from oxygen is greater than the rate of diffusion of oxygen into the base material. Can be avoided and the base material can be protected from oxidation. That is, the heat radiating material of the present invention has a self-healing property. This effect is effective even when Si contains the third component such as boron nitride, copper, and bismuth described above.
[0018]
Furthermore, since materials such as Al and Cu have a thermal expansion coefficient larger than that of the C / C composite, the layer made of the SiC material may peel off when used at a high temperature, whereas the thermal expansion coefficient of the Si-SiC material may be increased. Is about the same as the C / C composite, so that it is possible to prevent peeling or fiber breakage in the fiber length direction due to the difference in thermal expansion coefficient. In addition, C (carbon) that binds the layers of the C / C composite has a large thermal expansion. Therefore, the thermal expansion coefficient (C.C.) of the C / C composite in the direction perpendicular to the laminating direction of the fibers of the C / C composite. TE) is increased, but this is converted to SiC, and C.I. T. E. FIG. Is alleviated.
[0019]
Hereinafter, a fiber composite material which is a basic material constituting the heat radiating material of the present invention will be described.
This is a material of a new concept based on a so-called C / C composite, with an improved basic configuration.
[0020]
Usually, hundreds to tens of thousands of carbon fibers having a diameter of about 10 μm are bundled to form a fiber bundle (yarn), and the fiber bundle is arranged two-dimensionally to form a unidirectional sheet (UD sheet) or various cloths. Or by laminating the sheets or cloths in a three-dimensional direction to form a preform (fiber preform) having a predetermined shape, and inside the preform, a CVI (Chemical Vapor Infiltration): A C / C composite in which a matrix made of carbon is formed by a chemical vapor impregnation method or an inorganic polymer impregnation sintering method is known.
[0021]
Since this fiber composite material uses a C / C composite as a base material and is manufactured by a specific manufacturing method as described below, the structure of the carbon fiber is maintained without being destroyed. It has great features. As described in GB 1457775, a fiber composite material in which a C / C composite is impregnated with silicon is known. However, since the carbon fiber structure is destroyed in this material, the C / C ratio is low. The composite had lost impact resistance, strength, high lubricity, and abrasion resistance.
[0022]
On the other hand, in the fiber composite material of the present invention, at least around the carbon fiber bundle, a flexible coating made of a plastic such as a thermoplastic resin is formed, a flexible intermediate material is obtained, and this is formed into a yarn, After that, depending on the case, since it is subjected to a specific treatment of laminating and heating and forming in a sheet shape, carbon particles other than high-temperature molten Si and carbon fibers, organic binders, plastic coatings are generated by thermal decomposition. It is presumed that the activated carbon having high activity reacts first and does not directly contact the carbon fiber bundle, so that the structure of the carbon fiber is not destroyed.
Moreover, the fiber composite material of the present invention has a microstructure in which a matrix made of a Si-SiC-based material is filled between adjacent yarns in the yarn aggregate.
[0023]
In the present invention, the Si-SiC-based material is a general term for a material containing silicon and silicon carbide as main components. In the present invention, the C / C composite or its molded body is impregnated with silicon. At this time, the silicon mainly reacts with carbon components other than carbon fibers or residual carbon in the composite and is partially carbonized. Therefore, partially carbonized silicon is generated between the yarn aggregates. The matrix may include several intermediate phases, from a silicon phase in which silicon remains almost pure to a silicon carbide phase in which it is almost pure. In other words, this matrix is typically composed of a silicon phase and a silicon carbide phase, but between the silicon phase and the silicon carbide phase, the Si-based material whose silicon-based carbon content changes in a graded manner. It may include a SiC coexisting phase. The Si-SiC-based material is a general term for materials in which the concentration of carbon changes from 0 mol% to 50 mol% in such a Si-SiC series.
[0024]
The fiber composite preferably comprises a matrix in which the matrix is formed along the surface of the yarn. In this case, the strength of each yarn itself is further improved, and it becomes difficult to break.
[0025]
Further, the fiber composite material preferably includes a silicon phase in which the matrix is made of silicon, and a silicon carbide phase is generated between the silicon phase and the yarn. In this case, the surface of the yarn is strengthened by the silicon carbide phase, and the central portion of the matrix is made of a silicon phase having a relatively low hardness, so that microscopic stress dispersion is further promoted.
[0026]
Also, the fiber composite material preferably has a gradient composition in which the matrix content of silicon increases as the matrix moves away from the surface of the yarn.
Further, in this fiber composite material, preferably, the yarn aggregate includes a plurality of yarn arrays, and each yarn array is formed by two-dimensionally arranging the plurality of yarns substantially in parallel. Each yarn array is laminated to form a yarn aggregate. As a result, the fiber composite material has a laminated structure in which a plurality of yarn arrays are laminated in one direction.
[0027]
In this case, it is particularly preferable that the longitudinal directions of the yarns in adjacent yarn arrays cross each other. Thereby, the dispersion of the stress is further promoted. The longitudinal directions of the yarns in adjacent yarn arrangements are particularly preferably orthogonal.
[0028]
Preferably, the matrix is continuous with each other in the fiber composite material to form a three-dimensional network structure. In this case, it is particularly preferable that the matrices are two-dimensionally arranged substantially in parallel in each yarn array, and the matrices generated in each adjacent yarn array are continuous with each other, whereby the matrix is formed. It forms a three-dimensional lattice.
[0029]
Further, the gap between adjacent yarns may be filled with 100% matrix, but also includes a case where a part of the gap between yarns is filled with matrix.
[0030]
The carbon component other than the carbon fibers in the yarn is preferably a carbon powder, particularly preferably a graphitized carbon powder.
[0031]
1 is a schematic perspective view for explaining the concept of a yarn aggregate, FIG. 2A is a cross-sectional view taken along the line IIa-IIa in FIG. 1, and FIG. 2B is a sectional view taken along a line IIb-IIb in FIG. It is a line sectional view. FIG. 3 is a partially enlarged view of FIG.
[0032]
The skeleton of the fiber composite material 7 is constituted by the yarn aggregate 6. The yarn aggregate 6 is formed by vertically stacking the yarn arrays 1A, 1B, 1C, 1D, 1E, and 1F. In each yarn array, the yarns 3 are two-dimensionally arranged, and the length directions of the yarns are substantially parallel. The longitudinal direction of each yarn in each vertically arranged yarn array is orthogonal. That is, the longitudinal direction of each yarn 2A of each yarn array 1A, 1C, 1E is parallel to each other, and is orthogonal to the longitudinal direction of each yarn 2B of each yarn array 1B, 1D, 1F.
[0033]
Each yarn comprises a fiber bundle 3 composed of carbon fibers and carbon components other than carbon fibers. The yarn assembly 6 having a three-dimensional lattice shape is formed by stacking the yarn arrays. Each yarn is crushed during a pressure forming process as described below, and has a substantially elliptical shape.
[0034]
In each of the yarn arrangements 1A, 1C, and 1E, the gap between adjacent yarns is filled with a matrix 8A, and each matrix 8A extends along the surface of the yarn 2A and parallel thereto. In each of the yarn arrays 1B, 1D, and 1F, the gap between adjacent yarns is filled with a matrix 8B, and each matrix 8B extends along and parallel to the surface of the yarn 2B.
[0035]
In this example, the matrices 8A and 8B are respectively composed of silicon carbide phases 4A and 4B covering the surface of each yarn, and Si-SiC-based material phases 5A and 5B having a smaller carbon content than the silicon carbide phases 4A and 4B. Consists of Silicon may also be partially contained in the silicon carbide phase. In this example, silicon carbide phases 4A and 4B are also generated between yarns 2A and 2B that are vertically adjacent to each other.
[0036]
Each of the matrices 8A and 8B is elongated, preferably linearly, along the surface of the yarn, respectively, and each of the matrices 8A and 8B is orthogonal to one another. The matrix 8A in the yarn arrays 1A, 1C, and 1E and the matrix 8B in the yarn arrays 1B, 1D, and 1F orthogonal thereto are continuous at the gap between the yarns 2A and 2B. As a result, the matrices 8A and 8B form a three-dimensional lattice as a whole.
[0037]
FIG. 4 is a partial cross-sectional perspective view schematically showing a main part of a fiber composite material according to another embodiment. In this example, there is substantially no silicon carbide phase between each of the yarns 2A and 2B that are vertically adjacent to each other. In each yarn array, matrices 8A and 8B are formed between adjacent yarns 2A and 2A or between yarns 2B and 2B, respectively. The form of the matrices 8A and 8B is the same as in the example of FIGS. 1 to 3 except that there is no silicon carbide phase between the vertically adjacent yarns. Each of the matrices 8A and 8B includes a silicon carbide phase 5C generated in contact with the surface of the yarns 2A and 2B, and a Si-SiC-based material phase 4C generated apart from the yarn inside thereof. ing.
[0038]
The Si-SiC-based material phase preferably has a gradient composition in which the carbon concentration decreases as the distance from the yarn surface increases, or the silicon-based material phase preferably includes a silicon phase.
[0039]
As shown in FIG. 5A, the fiber composite material 11 of the present invention includes a C / C composite 15 and a fiber composite material layer 13 generated by impregnating the surface of the C / C composite 15 with silicon. Preferably, a silicon layer 14 may be formed on the fiber composite material layer 13. Reference numeral 12 indicates the range of the C / C composite body before impregnation with silicon. Further, as shown in FIG. 5B, it is preferable that the entire member 16 is formed of the fiber composite material of the present invention.
[0040]
When the fiber composite material layer 13 is provided, the thickness thereof is preferably 0.01 to 1 mm. Further, it is preferable that the Si concentration in the fiber composite material layer increases from the carbon fiber surface toward the outside.
[0041]
If the fiber composite material of the present invention contains 10 to 70% by weight of carbon fibers, it contains other elements other than carbon, such as boron nitride, boron, copper, bismuth, titanium, chromium, tungsten, and molybdenum. It may be.
[0042]
Here, the thickness of the fiber composite material layer 13 obtained by impregnating the base material with the Si-SiC-based material will be described in more detail.
In FIG. 2A, for example, in the relationship between the carbon fiber bundle 3, the silicon carbide phase 4B, and the silicon phase 5B in FIG. 2A, the C / C composite 15 is in the carbon fiber bundle 3, and the layer 13 is in silicon carbide. In phase 4B, silicon layer 14 corresponds to silicon phase 5B.
Here, the thickness of the layer 13 is preferably 0.01 mm or more, and more preferably 0.05 mm or more. The maximum thickness is about 1 mm. At this time, the Si concentration in the layer 13 is preferably formed so as to be inclined from 0/100 to 90/100 from the portion of the carbon fiber bundle 3 to the portion of the silicon phase 5B through the silicon carbide phase 4B.
Further, for example, the slope of the Si concentration from a macroscopic viewpoint when a block having a thickness of 200 mm is assumed will be described in detail.
Since the present invention is configured by impregnating the laminate of carbon fiber bundles with Si, the center of the block having a thickness of 200 mm of Si has a low concentration, and the surface layer may have a high concentration. The most preferred form for this purpose is to form a plurality of preformed sheets comprising preformed yarns having different binder pitches so that the open porosity of the C / C composite molded body or sintered body decreases from the surface toward the inside. This is realized by arranging and molding such that the binder pitch increases from the inside toward the surface layer side. By doing so, in the case of FIG. 2A, the silicon carbide phase 4A of the yarn array 1A layer> the silicon carbide phase 4A of the yarn array 1B layer> the silicon carbide phase 4A of the yarn array 1C layer> yarn The concentration of SiC (= the concentration of Si) decreases in the silicon carbide phase 4A of the array 1D layer, and the Si concentration decreases. Therefore, when viewing the material macroscopically, the Si concentration is inclined within a thickness of about 100 mm at the maximum. The Si concentration is preferably formed so as to be inclined from the surface to the inside in the range of 90/100 to 0/100.
[0043]
Further, as described above, the fiber composite material of the present invention may contain one or more substances selected from the group consisting of boron nitride, boron, copper, bismuth, titanium, chromium, tungsten, and molybdenum.
[0044]
Since these substances have lubricity, by including them in a matrix made of a C / C composite, the lubricity of the fibers can be maintained even in a portion of the matrix impregnated with a Si-SiC-based material, Physical properties can be prevented from deteriorating.
[0045]
In addition, for example, the content of boron nitride is preferably 0.1 to 40% by weight based on 100% by weight of the base material made of the C / C composite. If the content is less than 0.1% by weight, the effect of imparting lubricity by boron nitride cannot be sufficiently obtained, and if it exceeds 40% by weight, the brittleness of boron nitride appears in the composite material.
[0046]
The heat dissipation material according to the present invention can be preferably manufactured by the following method.
That is, a carbon fiber bundle is produced by incorporating a powdery binder pitch and a coke, which finally become a matrix, into the carbon fiber bundle and further including a phenol resin powder or the like as necessary. A flexible coating made of a plastic such as a thermoplastic resin is formed around the carbon fiber bundle to obtain a flexible intermediate material. This flexible intermediate material is formed into a yarn (Japanese Patent Application No. 63-231791), laminated in a required amount, and then hot-pressed at 300 to 2000 ° C., and Josho to 500 kg / cm. ² A molded article is obtained by molding under the following conditions. Alternatively, this molded body is carbonized at 700 to 1200 ° C. as necessary and graphitized at 1500 to 3000 ° C. to obtain a sintered body.
[0047]
Carbon fiber is obtained by adjusting pitch for spinning, melt-spinning, infusibilizing and carbonizing a pitch-based carbon fiber and acrylonitrile (co) polymer fiber obtained from petroleum pitch or coal tar pitch as a raw material. Any of the obtained PAN-based carbon fibers may be used.
[0048]
As the organic binder necessary for the formation of the matrix, a thermosetting resin such as a phenol resin or an epoxy resin and tar, pitch, and the like are used, and these include cokes, metals, metal compounds, inorganic and organic compounds, and the like. It may be. Some of the organic binder may serve as a carbon source.
[0049]
Next, the compact or sintered compact produced as described above and Si are held for 1 hour or more at a temperature range of 1100 to 1400 ° C and a furnace pressure of 0.1 to 10 hPa. Preferably, at this time, an inert gas of 0.1 NL (normal liter: 1200 ° C., pressure 0.1 hPa, corresponding to 5065 liter) or more per 1 kg of the total weight of the molded body or the sintered body and Si, Forming a Si-SiC layer on the surface of the compact or sintered body. Next, the temperature is raised to 1450-2500 ° C., preferably 1700-1800 ° C., and the Si—SiC-based material is melted and impregnated into the open pores of the compact or sintered body. In this process, when a molded article is used, the molded article is fired to produce a fiber composite material.
[0050]
The compact or sintered body and Si are kept at a temperature of 1100 to 1400 ° C. and a pressure of 0.1 to 10 hPa for 1 hour or more, and at that time, inertness per 1 kg of the total weight of the compact or sintered body and Si It is desirable to control the gas to flow at 0.1 NL or more, preferably 1 NL or more, more preferably 10 NL or more.
[0051]
In this way, by setting the atmosphere to an inert gas at the time of firing (that is, the stage before melting and impregnation of Si), the generated gas such as CO accompanying the change of the inorganic polymer or the inorganic substance into ceramics is removed from the firing atmosphere. , And O in the atmosphere ₂ By preventing contamination of the firing atmosphere from the outside due to, for example, the porosity of the fiber composite material obtained by subsequently melting and impregnating Si can be kept low.
[0052]
Further, when contacting and impregnating Si into the molded body or the sintered body, the ambient temperature is raised to 1450 to 2500 ° C, preferably 1700 to 1800 ° C. In this case, the firing furnace pressure is preferably in the range of 0.1 to 10 hPa. Further, the atmosphere in the furnace is preferably an inert gas or Ar gas.
[0053]
As described above, when a flexible intermediate material is used and impregnated with silicon and combined with melting, elongated voids remain in the gaps between the yarns in the molded or sintered body, and silicon is formed along the elongated voids. Penetrates deep into the sintered or molded body. During this infiltration process, silicon reacts with the carbon of the yarn and gradually carbonizes from the yarn surface side to generate a heat radiator made of the fiber composite material of the present invention.
[0054]
Adjustment of the concentration gradient of the Si-SiC-based material in the entire fiber composite material is performed based on the open porosity and the pore diameter of the compact or sintered body. For example, from 0.01 to 10 mm from the surface layer of the fiber composite material, if the concentration of the Si-SiC-based material is to be higher than other places, the open porosity in the desired high-concentration portion of the compact or sintered body is 5 to 5. 50%, the average pore size is 1 μm or more, and the open porosity and the average pore size of the portion other than the desired high concentration are not more than the high concentration portion. Preferably, the open porosity in the desired high-concentration portion of the molded body or the sintered body is 10 to 50%, the average pore diameter is 10 μm or more, and the open porosity and the average pore diameter in the portion other than the desired high-concentration portion are provided. Below the high concentration portion. If the open porosity is less than 5%, the binder in the compact or sintered body is difficult to remove, and if it is greater than 50%, the penetration of the Si-SiC-based material into a portion other than the desired portion will cause the amount of Si and contact. This is because the process proceeds beyond the control range of other manufacturing method parameters such as time.
[0055]
Further, in order to form the fiber composite material layer on the surface of the C / C composite, it is preferable to use a molded body adjusted so that the open porosity at least near the surface becomes 0.1 to 30% during sintering. .
[0056]
In order to reduce the open porosity of the molded body or the sintered body from the surface toward the inside, a plurality of reformed sheets composed of the reformed yarns having different binder pitches are formed from the inside toward the surface layer side. This is performed by arranging and molding such that the binder pitch becomes large.
[0057]
When a gradient is provided in the silicon concentration in the fiber composite material layer, the sintered body is adjusted so that the open porosity near the surface decreases from the surface toward the inside, or at least the open porosity near the surface decreases. A fiber composite material is manufactured using a molded body adjusted so as to become smaller from the surface toward the inside during the sintering.
The heat dissipating material of the present invention is manufactured by cutting the fiber composite material manufactured as described above into appropriate dimensions using a surface grinder or the like, and finishing the surface grinding.
[0058]
The heat radiating material of the present invention has both the high thermal conductivity and light weight of the C / C composite and the low thermal expansion coefficient, oxidation resistance, spalling resistance, self-lubricating property, abrasion resistance, etc. of the Si-SiC material. In addition, since it has self-healing properties, it can withstand long-term use under high-temperature oxidation conditions. Specifically, in the fields of semiconductors, automobiles, aircraft, space, oceans, etc. It can be suitably used as a constituent member such as a heat sink, a thyristor heat sink, and a heat dissipating material for electric vehicles.
[0059]
【Example】
Next, the present invention will be described in more detail using examples, but the present invention is not limited to these examples.
The properties of the heat dissipating materials obtained in each example were evaluated by the following methods.
[0060]
(Method of evaluating thermal conductivity)
Using a sample of 10 mmφ × 5 mmt as a test piece (TP), the thermal conductivity at room temperature in a direction in which 50 to 100% of fibers are arranged in a line was measured by a laser flash method.
In the above measurement, the value in the longitudinal direction of the fiber was measured, and the thermal conductivity in the vertical direction was measured using a test piece having upper and lower surfaces with a high ratio of fibers arranged in a certain direction.
[0061]
(Evaluation method of thermal expansion coefficient)
The largest direction in which the fibers are arranged in a certain direction is the X direction, the same molding surface as the X direction, and the vertical direction is the Y direction, and the direction perpendicular to the XY direction surface is the Z direction. A test piece of 20 mmt was cut out and measured using TMA-8140 (manufactured by Rigaku Corporation: thermal expansion measuring instrument).
In addition, C.I. T. E (thermal expansion coefficient) was a value at 200 ° C.
[0062]
(Method of measuring open porosity)
Open porosity (%) = [(W3-W1) / (W3-W2)] × 100
(Based on Archimedes' method)
Dry weight (W1): dried in an oven at 100 ° C. for 1 hour, then weighed
Underwater weight (W2): boil the sample, allow water to completely penetrate into open pores, and weigh in water
Drinking water weight (W3): A sample in which water has completely penetrated into the open pores is weighed in the atmosphere
[0063]
(Method of evaluating oxidation resistance)
Place the test piece in a furnace at 1150 ° C (1% O ₂ , 99% N ₂ ), And the oxidation resistance was evaluated by measuring the weight loss rate after 200 hours.
[0064]
(Evaluation method of compressive strength)
A compressive load was applied to the test piece and calculated by the following equation.
Compressive strength = P / A
(In the formula, P represents the load at the maximum load, and A represents the minimum cross-sectional area of the test piece.)
[0065]
(Evaluation method of interlaminar shear strength)
Three-point bending was performed using a distance four times as large as the thickness h of the test piece as a distance between fulcrums, and calculated by the following equation.
Interlaminar shear strength = 3P / 4bH
(In the formula, P represents the maximum bending load at the time of breaking, and b represents the width of the test piece.)
[0066]
(Method of evaluating flexural modulus)
Three-point bending was performed with the distance between supports 40 as the distance 40 times the thickness h of the test piece, and the initial slope P / σ of the linear portion of the load-deflection curve was calculated by the following equation. Flexural modulus = 1/4 L ³ / Bh ³ ・ P / σ
(Where b represents the width of the test piece)
[0067]
(Example 1) A fiber composite material in which a layer made of a Si-SiC material was disposed on a C / C composite base material having a thickness of 20 mm was manufactured.
[0068]
The C / C composite was manufactured by the following method.
By impregnating a carbon fiber in one direction with a phenol resin, about 10,000 long carbon fibers having a diameter of 10 μm are bundled to obtain a fiber bundle (yarn), and the yarns are arranged as shown in FIG. Thus, a prepreg sheet was obtained. Next, this prepreg sheet is laminated in 50 stages, and is hot-pressed at 180 ° C. and 10 kg / cm. ² To cure the phenolic resin. Next, the mixture was fired at 2000 ° C. in nitrogen to obtain a C / C composite. The density of the obtained C / C composite is 1.0 g / cm. ³ The open porosity was 50%.
[0069]
Next, the obtained C / C composite was erected in a carbon crucible filled with Si powder having a purity of 99.8% and an average particle diameter of 1 mm. Next, the carbon crucible was moved into the firing furnace. After the temperature in the firing furnace was 1300 ° C., the flow rate of argon gas as an inert gas was 20 NL / min, the pressure in the firing furnace was 1 hPa, and the holding time was 4 hours, the pressure in the firing furnace was maintained as it was. By raising the temperature to 1600 ° C., the C / C composite was impregnated with Si to produce a fiber composite material.
Tables 1 and 2 show the measurement results of the thickness, density, open porosity, interlaminar shear strength, compressive strength, flexural modulus and the like of the obtained fiber composite material.
[0070]
(Example 2) A fiber composite material (thickness: 50 mm) was produced by impregnating a base material made of a C / C composite with a layer made of a Si-SiC material.
[0071]
A C / C composite produced in the same manner as in Example 1 was impregnated with a phenol resin, and the resin was cured at 180 ° C. and normal pressure in an oven, and then fired at 2000 ° C. in a nitrogen atmosphere. This step was repeated five more times to obtain a C / C composite. The density of the obtained C / C composite is 1.4 g / cm. ² The open porosity was 30%.
[0072]
Next, the obtained C / C composite was impregnated with Si in the same manner as in Example 1 to produce a fiber composite material.
Tables 1 and 2 show the measurement results of the density, open porosity, interlaminar shear strength, compressive strength, flexural modulus and the like of the obtained fiber composite material.
[0073]
(Example 3) A fiber composite material (thickness: 30 mm) was produced by impregnating a base material made of a C / C composite with a layer made of a Si-SiC material.
[0074]
The C / C composite was manufactured by the following method.
A preformed yarn was manufactured by the preformed yarn method, and a unidirectional preformed yarn sheet was manufactured using the preformed yarn. This is laminated so that the carbon fibers are orthogonal to each other, and hot pressed at 800 ° C., ² Molded. Next, the mixture was fired at 2000 ° C. in a nitrogen atmosphere to obtain a C / C composite.
The density of the resulting C / C composite is 1.8 g / cm ³ The open porosity was 10%.
[0075]
Next, the obtained C / C composite was impregnated with Si in the same manner as in Example 1 to produce a fiber composite material.
Tables 1 and 2 show the measurement results of the thickness, density, open porosity, interlaminar shear strength, compressive strength, flexural modulus and the like of the obtained fiber composite material.
[0076]
Example 4 A C / C composite was obtained by firing a C / C composite precursor molded in the same manner as in Example 3 at 2500 ° C. in a nitrogen atmosphere.
The density of the obtained C / C composite is 1.9 g / cm. ³ The open porosity was 10%.
[0077]
Next, the obtained C / C composite was impregnated with Si in the same manner as in Example 1 to produce a fiber composite material.
Tables 1 and 2 show the measurement results of the thickness, density, open porosity, interlaminar shear strength, compressive strength, flexural modulus and the like of the obtained fiber composite material.
[0078]
(Example 5) A C / C composite was obtained by firing a C / C composite precursor molded in the same manner as in Example 3 at 2800 ° C in a nitrogen atmosphere.
The density of the obtained C / C composite is 1.9 g / cm. ³ The open porosity was 10%.
[0079]
Next, the obtained C / C composite was impregnated with Si in the same manner as in Example 1 to produce a fiber composite material.
Tables 1 and 2 show the measurement results of the thickness, density, open porosity, interlaminar shear strength, compressive strength, flexural modulus and the like of the obtained fiber composite material.
[0080]
(Example 6) A fiber composite material in which a layer made of a Si-SiC material was disposed on a C / C composite base material having a thickness of 20 mm was manufactured.
[0081]
The C / C composite was manufactured by the following method.
A prepreg sheet in which approximately 10,000 carbon long fibers having a diameter of 10 μm were bundled into a fiber bundle (yarn) was produced by impregnating a carbon fiber in one direction with a phenol resin. The two layers are made into an A layer and one layer is made into a B layer, and the A layer and the B layer are alternately laminated so that the carbon fibers are orthogonal to each other. ² To cure the resin. Therefore, a structure in which 66% of the fibers are arranged in one direction is obtained. Next, the mixture was fired at 2000 ° C. in a nitrogen atmosphere to obtain a C / C composite. The density of the obtained C / C composite is 1.0 g / cm. ³ The open porosity was 50%.
[0082]
Next, the obtained C / C composite was erected in a carbon crucible filled with Si powder having a purity of 99.8% and an average particle diameter of 1 mm. Next, the carbon crucible was moved into the firing furnace. The temperature in the firing furnace was 1300 ° C., the flow rate of argon gas as an inert gas was 20 NL / min, the pressure in the firing furnace was 1 hPa, and the holding time was 4 hours. By raising the internal temperature to 1600 ° C., the C / C composite was impregnated with Si to produce a fiber composite material.
Tables 1 and 2 show the measurement results of the thickness, density, open porosity, interlaminar shear strength, compressive strength, flexural modulus and the like of the obtained fiber composite material.
[0083]
(Example 7) A fiber composite material (thickness: 50 mm) was produced by impregnating a base material made of a C / C composite with a layer made of a Si-SiC material.
[0084]
The C / C composite produced in the same manner as in Example 6 was impregnated with a phenol resin, and the resin was cured at 180 ° C. and normal pressure in an oven, and then baked at 2000 ° C. in a nitrogen atmosphere. This step was repeated five more times to obtain a C / C composite. The density of the obtained C / C composite is 1.4 g / cm. ² The open porosity was 30%.
[0085]
Next, the obtained C / C composite was impregnated with Si in the same manner as in Example 1 to produce a fiber composite material.
Tables 1 and 2 show the measurement results of the thickness, density, open porosity, interlaminar shear strength, compressive strength, flexural modulus and the like of the obtained fiber composite material.
[0086]
(Example 8) A fiber composite material (thickness: 30 mm) was produced by impregnating and forming a part of a layer made of a Si-SiC material on a base material made of a C / C composite.
[0087]
The C / C composite was manufactured by the following method.
A preformed yarn was manufactured by the preformed yarn method, and a unidirectional preformed yarn sheet was manufactured using the preformed yarn. The C layer and the B layer are alternately laminated so that three layers are C layers and one layer is a B layer, and carbon fibers are orthogonal to each other, and are hot-pressed at 800 ° C. and 100 kg / cm. ² Molded. Therefore, a structure in which 75% of the fibers are arranged in one direction is obtained. Next, the mixture was fired at 2000 ° C. in a nitrogen atmosphere to obtain a C / C composite.
The density of the resulting C / C composite is 1.8 g / cm ³ The open porosity was 10%.
[0088]
Next, the obtained C / C composite was impregnated with Si in the same manner as in Example 1 to produce a fiber composite material.
Tables 1 and 2 show the measurement results of the thickness, density, open porosity, interlaminar shear strength, compressive strength, flexural modulus and the like of the obtained fiber composite material.
[0089]
Example 9 A C / C composite was obtained by firing a C / C composite precursor molded in the same manner as in Example 8 at 2500 ° C. in a nitrogen atmosphere.
The density of the obtained C / C composite is 1.9 g / cm. ³ The open porosity was 10%.
[0090]
Next, the obtained C / C composite was impregnated with Si in the same manner as in Example 1 to produce a fiber composite material.
Tables 1 and 2 show the measurement results of the thickness, density, open porosity, interlaminar shear strength, compressive strength, flexural modulus and the like of the obtained fiber composite material.
[0091]
(Example 10) A C / C composite was obtained by firing a C / C composite precursor molded in the same manner as in Example 3 at 2800 ° C in a nitrogen atmosphere.
Here, the tenth embodiment is different from the third embodiment in that carbon (fiber) is laminated in all directions (X, Y, Z directions).
The density of the obtained C / C composite is 1.9 g / cm. ³ The open porosity was 10%.
[0092]
Next, the obtained C / C composite was impregnated with Si in the same manner as in Example 1 to produce a fiber composite material.
Tables 1 and 2 show the measurement results of the density, open porosity, interlaminar shear strength, compressive strength, flexural modulus and the like of the obtained fiber composite material.
[0093]
(Comparative Example 1) A C / C composite was manufactured in the same manner as in Example 3.
Tables 1 and 2 show the measurement results of the density, open porosity, interlayer shear strength, compressive strength, flexural modulus and the like of the obtained C / C composite.
[0094]
(Comparative Example 2) A Si-SiC fiber reinforced Si-SiC composite material was manufactured.
60% by weight of coarse SiC particles having an average particle diameter of 100 μm, 30% by weight of SiC fine particles having an average particle diameter of 5 μm, and 10% by weight of C powder having an average particle diameter of 2 μm. 5% by weight of an organic binder was blended with 100% by weight of this mixture, and a slurry-like mixture dispersed in an appropriate amount of water was used to produce granulated particles having an average particle size of 120 μm using a spray dryer.
[0095]
Next, the granulated particles produced in the above process are filled in a mold having a size of 100 × 100 mm, a SiC fiber cloth is laid from above, and the granulated particles are further laid so as to sandwich the SiC fiber cloth. 500kgf / cm ² To form a molded body of 183 × 183 × 10 mm.
In addition, here, the SiC fiber cloth used Nicalon (made by Nippon Carbon).
Here, Nicalon is a Si-CO-based silicon carbide fiber having a β-SiC structure, which is melt spun with an organic silicate polymer (polycarbosilane) to form a continuous fiber, and the fiber is converted into air in the air. When heated in the above, Si-O-Si is cross-linked to make it infusible, and fired at 1200 to 1500C in an inert gas atmosphere.
[0096]
The obtained compact was melted and impregnated with Si under the same conditions as in Example 1 to produce a Si-SiC fiber reinforced Si-SiC composite material.
Tables 1 and 2 show measurement results of the density, open porosity, interlaminar shear strength, compressive strength, flexural modulus, and the like of the obtained Si—SiC fiber reinforced Si—SiC composite material.
[0097]
[Table 1]

[0098]
[Table 2]

[0099]
(Discussion: Examples 1 to 10, Comparative Examples 1 and 2)
From Table 1, when a fiber composite material in which a part of a layer made of a Si—SiC material is impregnated in a base material made of a C / C composite is used as a heat dissipating material (Examples 1 to 10), silicon nitride and silicon carbide are used. It can be seen that the thermal conductivity is higher than that of the heat dissipating material made of other ceramics such as Si, Si-SiC, etc., and the same as that of the C / C composite (Comparative Example 1).
[0100]
Further, when the fiber composite materials of Examples 1 to 10 were used as the heat dissipating material, the C / C composite was smaller in the compressive strength, the interlaminar shear strength and the flexural modulus than Comparative Example 1 made of the C / C composite. It showed the same value as
On the other hand, as compared with the Si-SiC fiber reinforced Si-SiC composite material (Comparative Example 2), it shows an excellent value in the flexural modulus, and has the same oxidation resistance as the value of the Si-SiC fiber reinforced Si-SiC composite material. Indicated.
It is considered that the reason why the impregnation with the Si—SiC material increases the compressive strength as compared with the C / C composite is that the SiC material enters between carbon fibers.
[0101]
【The invention's effect】
As described above, the heat radiating material of the present invention has high thermal conductivity and light weight of the C / C composite, low thermal expansion coefficient of Si-SiC material, oxidation resistance, spalling resistance, self-lubricating property, and abrasion resistance. Since it has wearability and the like, and also has self-healing properties, peeling off from a mating material is reduced, and it can withstand use under high-temperature oxidation conditions for a long time.
[0102]
In addition, since the C / C composite is used as a base material, it is light in weight and has a small dynamic friction coefficient, so that energy loss is small and the requirement for energy saving is met.
[0103]
Furthermore, since the base material is a C / C composite, it has high toughness, excellent impact resistance, and high hardness. Therefore, the disadvantage of low impact resistance of the SiC fiber reinforced Si-SiC composite can be overcome, and the composite can be used as a heat dissipating material having a complicated shape or a thin portion.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a perspective view schematically showing a form of a yarn aggregate of a fiber composite material according to the present invention.
FIGS. 2A and 2B are cross-sectional views schematically showing a microstructure of a main part of the fiber composite material according to the present invention. FIG. 2A is a cross-sectional view taken along line IIa-IIa of FIG. 1, and FIG. FIG.
FIG. 3 is a partially enlarged view of FIG. 2 (a).
FIG. 4 is a partial sectional perspective view schematically showing a microstructure of a fiber composite material according to another embodiment.
FIG. 5A is a cross-sectional view showing a fiber composite material 11, and FIG. 5B is a cross-sectional view showing a fiber composite material 16.
[Explanation of symbols]
1A, 1B, 1C, 1D, 1E, 1F ... yarn arrangement, 2A, 2B ... yarn, 3 ... carbon fiber bundle, 4A, 4B ... silicon carbide phase, 5A, 5B ... silicon phase, 6 ... yarn assembly, 7 ... fiber composite material, 11, 16 ... fiber composite material, 13 ... fiber composite material layer, 15 ... C / C composite.

Claims (13)

少なくとも炭素繊維の束と炭素繊維以外の炭素成分とを含有するヤーンが三次元的に組み合わされ、互いに分離しないように一体化されているヤーン集合体と、このヤーン集合体中で隣り合う前記ヤーンの間に充填され、前記炭素繊維以外の炭素成分がシリコンと反応して一部珪化され、炭素相、珪素相、中間相及び炭化珪素相を含むＳｉ−ＳｉＣ系材料からなるマトリックスとを備えた繊維複合材料を用いたことを特徴とする放熱材。A yarn aggregate in which yarns containing at least a bundle of carbon fibers and a carbon component other than carbon fibers are three-dimensionally combined and integrated so as not to be separated from each other, and the yarns adjacent in the yarn aggregate And a matrix composed of a Si-SiC-based material containing a carbon phase, a silicon phase, an intermediate phase and a silicon carbide phase, wherein the carbon component other than the carbon fiber reacts with silicon and is partially silicified . A heat dissipating material characterized by using a fiber composite material. 前記マトリックスが、前記ヤーンの表面に沿って生成している炭化珪素相を有している請求項１記載の放熱材。The radiator of claim 1, wherein the matrix has a silicon carbide phase formed along the surface of the yarn. 前記マトリックスが珪素からなる珪素相を有しており、この珪素相と前記ヤーンとの間に前記炭化珪素相が生成している請求項２記載の放熱材。The heat dissipation material according to claim 2, wherein the matrix has a silicon phase made of silicon, and the silicon carbide phase is generated between the silicon phase and the yarn. 前記マトリックスが、前記ヤーンの表面から離れるに従って珪素の含有比率が大きくなる傾斜組成を有している請求項１〜３のいずれか１項に記載の放熱材。The heat radiating material according to any one of claims 1 to 3, wherein the matrix has a gradient composition in which the content ratio of silicon increases with distance from the surface of the yarn. 前記ヤーン集合体が複数のヤーン配列体を備えており、各ヤーン配列体がそれぞれ複数の前記ヤーンを略平行に二次元的に配列することによって形成されており、前記各ヤーン配列体が積層されることによって前記ヤーン集合体が構成されている請求項１〜４のいずれか１項に記載の放熱材。The yarn assembly includes a plurality of yarn arrays, and each yarn array is formed by two-dimensionally arranging the plurality of yarns substantially in parallel, and the respective yarn arrays are stacked. The heat radiating material according to any one of claims 1 to 4, wherein the yarn aggregate is formed by performing the following steps. 隣接する前記ヤーン配列体における各ヤーンの長手方向が互いに交差している請求項５記載の放熱材。6. The heat dissipating material according to claim 5, wherein the longitudinal directions of the yarns in the adjacent yarn arrays cross each other. 前記マトリックスが、前記繊維複合材料の中で互いに連続することで三次元網目構造を形成している請求項１〜６のいずれか１項に記載の放熱材。The heat dissipation material according to any one of claims 1 to 6, wherein the matrix forms a three-dimensional network structure by being continuous with each other in the fiber composite material. 前記マトリックスが前記各ヤーン配列体において略平行に二次元的に配列されており、隣り合う前記各ヤーン配列体中に生成している前記マトリックスが互いに連続しており、これによって前記マトリックスが三次元格子を形成している請求項７記載の放熱材。The matrices are two-dimensionally arranged substantially parallel in each of the yarn arrays, and the matrices generated in each of the adjacent yarn arrays are continuous with each other, whereby the matrix is three-dimensional. The heat dissipating material according to claim 7, which forms a lattice. 熱伝導率が１９０〜６００Ｗ／ｍ・Ｋである請求項１〜８のいずれか１項に記載の放熱材。The heat dissipation material according to any one of claims 1 to 8, wherein the heat conductivity is 190 to 600 W / m · K. 熱膨張率が１×１０^−６〜８×１０^−６である請求項１〜９のいずれか１項に記載の放熱材。The heat radiating material according to any one of claims 1 to 9, wherein a thermal expansion coefficient is 1 x 10 ^-6 to 8 x 10 ^-6 . 炭素繊維の束に、最終的にマトリックスとなる粉末状の炭素成分を包含させることにより炭素繊維束を作製した後、前記炭素繊維束の周囲にプラスチック製被膜を形成して中間材料とし、次いでこの中間材料をヤーン状にして所定量を積層した後成形して成形体を得るか、あるいはこの成形体を焼結して焼結体を得た後、この成形体又は焼結体とＳｉを、不活性ガス雰囲気下にて１１００〜１４００℃の温度に保持し、次いで、前記成形体又は焼結体とＳｉを、１４５０〜２５００℃の温度に昇温することにより、前記成形体又は焼結体の開気孔内部へＳｉを含浸させ、その一部を炭素成分と反応させ、Ｓｉ−ＳｉＣマトリックスを形成することを特徴とする繊維複合材料からなる放熱材の製造方法。After preparing a carbon fiber bundle by incorporating a powdery carbon component that finally becomes a matrix into a bundle of carbon fibers, a plastic coating is formed around the carbon fiber bundle to form an intermediate material, and then After forming the intermediate material in a yarn shape and laminating a predetermined amount, molding is performed to obtain a molded body, or the molded body is sintered to obtain a sintered body. By maintaining the temperature of 1100 to 1400 ° C. in an inert gas atmosphere and then raising the temperature of the compact or sintered body and Si to a temperature of 1450 to 2500 ° C., of impregnated with Si to open pores inside, a manufacturing method of a portion thereof is reacted with a carbon component, the heat dissipation member of fiber composite material characterized that you form a Si-SiC matrix. 前記成形体又は焼結体とＳｉを、１１００〜１４００℃の温度、０．１〜１０ｈＰａの圧力に１時間以上保持し、かつその際、前記成形体又は焼結体とＳｉの合計重量１ｋｇ当たり不活性ガスを０．１ノルマルリットル（ＮＬ）以上流すように制御する請求項１１記載の放熱材の製造方法。The compact or sintered body and Si are held at a temperature of 1100 to 1400 ° C. and a pressure of 0.1 to 10 hPa for 1 hour or more, and at that time, the total weight of the compact or sintered body and Si is 1 kg / kg. The method for manufacturing a heat radiating material according to claim 11, wherein the inert gas is controlled to flow at 0.1 normal liter (NL) or more. 前記成形体又は焼結体とＳｉを、０．１〜１０ｈＰａの圧力下、１４５０〜２５００℃の温度に昇温する請求項１１又は１２記載の放熱材の製造方法。The method of manufacturing a heat radiating material according to claim 11, wherein the temperature of the molded body or the sintered body and Si is increased to a temperature of 1450 to 2500 ° C. under a pressure of 0.1 to 10 hPa.

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