JPH0571541B2 - - Google Patents
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Description
産業上の利用分野
本発明は、炭素及び炭化ケイ素の連続相からな
る新規な複合材料並びにその製造方法に関する。
従来技術とその問題点
従来炭素および炭化ケイ素からなる複合材料
は、通常炭素からなる連続相（マトリツクス）と
炭化ケイ素とからなる分散相（フイラー）により
構成されている。この様な構成は、下記のような
製造方法により必然的に規定されるものである。
(1) 炭素粉末と炭化ケイ素粉末にピツチなどの分
解により炭素を形成するバインダーを添加し、
混合し、成形した後、焼結する方法：この方法
においては、バインダーの分解により生成する
炭素が炭素粉末および炭化ケイ素粉末を結合さ
せるため、得られる複合材料中では、炭素が連
続相となり、炭化ケイ素が分散相になる。
(2) 炭化ケイ素粉末に自己焼結性の生コークスを
添加し、磨砕した後、成形し、焼成する方法：
この方法により得られる複合材料においても、
生コークスから生成した炭素が連続相となり、
炭化ケイ素が分散相となる。
これらの方法により得られた炭素および炭化ケ
イ素からなる複合材料は、炭素材料に由来する良
好な導電性、低い摩擦係数、優れた耐熱衝撃性、
良好な耐薬品性などを維持しつつ、炭素材料に比
して、耐酸化性、機械的強度、表面硬度、耐磨耗
性なども大幅に改善されている。しかしながら、
この複合材料においても、酸化条件下には、連続
相を構成する炭素成分が徐々に酸化され、消失し
て、次第に強度が低下し、遂には崩壊してしまう
ことは避けられない。従つて、この様な複合材料
は、酸化条件下では、構造材として使用すること
はやはり不可能であつた。
問題点を解決するための手段
本発明者は、炭素及び炭化ケイ素からなる公知
の複合材料における問題点に鑑みて鋭意研究を重
ねた結果、バインダーを用いることによつて炭素
粒子を三次元網目状に連結させた後に炭化して得
られる炭素成形体に、ケイ素等を接触せしめて一
定の条件下で加熱する場合には、成形体表面はも
とより成形体内部にまで均一に炭素及び炭化ケイ
素の連続相を有するという特異な構造をもつ複合
材料が得られることを見出し、本発明を完成する
に至つた。
即ち、本発明は、下記の炭素及び炭化ケイ素の
連続相からなる複合材料並びにその製造方法を提
供するものである。
炭素90〜30モル％と炭化ケイ素10〜70モル％
とからなり、両者がともに連続相を形成する組
織構造を有し、かつ気孔率が20％以下であるこ
とを特徴とする炭素及び炭化ケイ素の連続相か
らなる複合材料。
表面が主として炭化ケイ素により被覆されて
いる上記項記載の炭素及び炭化ケイ素の連続
相からなる複合材料。
炭素粒子とバインダーとを混練及び成形して
得た生成形体を炭化処理した後、ケイ素又はケ
イ素合金と接触させながら、非酸化性雰囲気下
で昇温速度50〜300℃／分で加熱し、当該ケイ
素又はケイ素合金の融点乃至1800℃で保持する
ことを特徴とする炭素及び炭化ケイ素の連続相
からなる複合材料の製造方法。
本発明の複合材料は、炭素90〜30モル％と炭化
ケイ素10〜70モル％とからなつている。炭素と炭
化ケイ素との割合がこの範囲外となる場合には、
両成分が連続相を形成し難くなり、特に耐酸化性
の改善が不十分となる。この複合材料において
は、炭素および／または炭化ケイ素の５モル％ま
でが、チタン、ジルコニウムおよび鉄の化合物に
より代替されていても良い。これらの成分は、製
造時に使用するケイ素系合金に由来するものであ
るが、その割合が５モル％以下である場合には、
本発明複合材料の特性を殆ど阻害しない。本発明
複合材料の気孔率が20％を超える場合には、耐磨
耗性および機械的強度が低下するので、実用上好
ましくない。
本発明の複合材料の製造に際し使用する炭素材
料としては、特に限定されるものではないが、下
記に示す炭素焼結体の格子定数ｃが6.9オングス
トローム以下（より好ましくは6.708〜6.9オング
ストロームの範囲）となり且つ密度が1.7ｇ／cm3
以下（より好ましくは1.0〜1.7ｇ／cm3の範囲）と
なり得る材料が好ましい。この様な材料は、例え
ば、特開昭63−95158号公報に開示されている。
炭素材料の粒子径も、特に限定されるものではな
いが、通常100〜200μｍ程度とすることが好まし
い。
ケイ素材料としては、金属ケイ素、ケイ素系合
金などが挙げられる。ケイ素系合金としては、特
に限定されるものではないが、チタン、ジルコニ
ウム、鉄を含む合金が例示される。これらの金属
ケイ素およびケイ素系合金は、複合材料の製造時
に溶融するので、粉末、粒子、塊状などの任意の
形態で使用できる。
次に、本発明の製造方法を示す。まず、バイン
ダーを用いて炭素粒子を混練して所定の形状に成
形して生成形体とする。バインダーを用いない場
合には、焼成工程において溶融ケイ素成分が個々
の炭素粒子を完全に取り囲んでしまい、連続相が
形成されなくなる。従つて、本発明ではバインダ
ーを予め炭素粒子と混練しておくことが必要であ
る。バインダーとしては汎用されているものを用
いることができ、例えばピツチ、フエノール樹脂
等が挙げられる。バインダーの添加量は、用いる
バインダーの種類、炭素粒子の粒径、炭素材料や
ケイ素成分の量、所望の気孔率等によつて一様で
はなく、結果的に炭化処理後の炭素成形体の密度
が1.7ｇ／cm3以下（より好ましくは1.0〜1.7ｇ／
cm3）となり、且つ炭素成形体中の気孔の気孔径が
１〜200μｍの範囲内となるように適宜選択すれ
ば良い。また、炭素粒子の粒径は、特に制限され
るものではないが通常100〜200μｍ程度とすれば
良い。
次いで、得られた生成形体を加熱してバインダ
ーの炭化処理を行なう。炭化処理の後、必要に応
じて結晶化処理を行なうこともできる。結晶化処
理は、特開昭63−95158号公報に示された方法に
従い、その格子定数ｃが6.9オングストローム以
下（より好ましくは6.708〜6.9オングストロー
ム）となるような温度及び時間で行なうのが望ま
しい。
次に、上記で得られた炭素成形体を、非酸化性
雰囲気中、加熱下でケイ素又はケイ素系合金と接
触させることにより、炭素成形体内部にまで溶融
ケイ素成分を浸透させて連続相を成形させる。ケ
イ素又はケイ素系合金は、得られる複合材料の炭
化ケイ素の割合が10〜70モル％となるように適宜
調整すれば良い。
非酸化性雰囲気としては、減圧乃至真空状態、
窒素、アルゴンなどのガス雰囲気が例示される。
接触加熱条件は、炭素材料成形体の寸法および形
状、所望の炭素と炭化ケイ素との割合などにより
異なるが、金属ケイ素またはケイ素系合金の融点
（例えば、金属ケイ素の場合、1414℃）乃至1800
℃の温度域内の所定の温度まで50℃／分以上の昇
温速度で（より好ましくは100〜300℃／分程度の
昇温速度で）で加熱し、該所定の温度に保持す
る。昇温温度が50℃／分未満の場合には、溶融し
たケイ素成分の粘度低下が遅くなるため、炭素材
料焼結体中へのその浸透が遅くなり、反応当初の
段階で炭素材料成形体表面に炭化ケイ素の厚い層
が形成され、炭素材料成形体の気孔が塞がれる。
このため、溶融ケイ素成分の成形体内部への浸透
が妨げられ、成形体内部に炭素と炭化ケイ素との
均質な連続相を有する複合材料が得られ難い。こ
れに対し、昇温温度が50℃／分を上回る場合に
は、溶融ケイ素成分の毛細管現象により、炭素材
料成形体表面での炭化ケイ素の形成よりも速やか
に、溶融ケイ素成分が成形体内部に三次元網目状
に存在する開気孔に沿つて浸透するので、成形体
全体にわたり均質な炭素−炭化ケイ素複合材料が
得られる。上記反応温度における保持時間は、溶
融したケイ素成分が炭素成分と反応して、炭化ケ
イ素の割合が成形体中の10〜70モル％を占めると
ともに、気孔率が20％以下となる時間とすれば良
い。
上記の様にして得られた本発明の複合材料は、
内部においては、炭素と炭化ケイ素とがともに連
続相を形成する均一な組織構造を有しているのに
対し、表面は、主に炭化ケイ素により被覆された
状態となつている。従つて、この状態では、耐酸
化性および耐フラツクス性に特に優れているの
で、例えば、溶融金属浸漬用チユーブ材料とし
て、有用である。
また、上記の様にして得られた本発明の複合材
料の表面をダヤモンド砥石などで研削すると、内
部の組織が表面に露出する。この状態では、炭素
による潤滑性と炭化ケイ素による耐磨耗性とに特
に優れているので、例えば、ガラス、金属などの
製造工程で使用する耐磨耗性に優れた滑り板材料
として、有用である。
本発明による複合材料は、さらに、びんガラス
用型枠などとしても有用である。
発明の効果
本発明によれば、下記の様な顕著な効果が達成
される。
(1) 本発明複合材料においては、炭化ケイ素成分
も連続相を形成しているので、酸化などにより
炭素成分が消失しても、かなり大きな曲げ強度
（500Kg／cm2程度）を有する炭化ケイ素多孔質体
として、当初の形状を保持することが出来る。
この点が、炭素をマトリツクスとし、炭化ケイ
素をフイラーとする従来の複合材料（このもの
は、炭素成分が酸化などにより消失すると、全
体としての形状も崩れてしまう）と明確に異な
り、且つ従来の複合材料に比して最も優れてい
る点である。
(2) 炭素と炭化ケイ素とが連続相を形成している
本発明複合材料は、炭素材料が本来有する良好
な電導性、低い摩擦係数、優れた耐熱衝撃性、
良好な耐薬品性などに加えて、耐酸化性、機械
的強度、表面硬度、耐磨耗性なども大幅に改善
されている。
(3) 特に、本発明複合材料が表面に主として炭化
ケイ素からなる被覆層を有する場合には、耐酸
化性、耐薬品性などに極めて優れているので、
過酷な酸化条件下での使用が可能となつた。
(4) また、本発明複合材料の表面が炭素と炭化ケ
イ素との連続相により形成されている場合に
は、炭素による優れた潤滑性と炭化ケイ素によ
る優れた耐磨耗性とが併せて発揮される。
実施例
以下に実施例を示し、本発明の特徴とするとこ
ろをより一層明確にする。
実施例 １
(イ) 平均粒径150μｍの炭素粒子100重量部にピツ
チ25重量部を加え、混練および成形した後、ピ
ツチの炭素化を行ない、次いで2200℃で黒鉛化
した。
得られた黒鉛化成形体の物性は、下記の通り
であつた。
＊密度：1.5ｇ／cm3
＊格子定数ｃ：6.80オングストローム
＊気孔径：５〜100μｍ（水銀圧入法）
(ロ) 上記の黒鉛化成形体から30×60×５mmの平板
を加工し、これにSi／Ｃ＝0.7（重量比）となる
ようにケイ素を載置し、アルゴン雰囲気中1800
℃で加熱し、ケイ素を平板内に溶融浸透させ
て、本発明による複合材料を得た。
第１図に得られた本発明の複合材料のＸ線回折
図を示す。β−型炭化ケイ素、炭素および弱いケ
イ素の回折線が観察されており、複合材料が主に
炭化ケイ素と炭素とから構成されていることが明
らかである。
また、参考図−１に上記複合材料の破断面の走
査型電子顕微鏡（SEM）写真を示し、参考図−
２に同視野のＸ線マイクロアナライザー
（EPMA）写真を示す。EPMAの白い部分は、炭
化ケイ素としてのケイ素の存在を示している。こ
れらの写真から、ケイ素成分は、炭素粒子を取巻
く様に存在していることが明らかである。
得られた複合材料の組成は、炭素約70モル％と
炭化ケイ素約30モル％であり、その気孔率は、約
５％であつた。
さらに、上記の本発明複合材料の幾つかの物性
値を既存の炭素材料のそれらと対比して、第１表
に示す。
INDUSTRIAL APPLICATION FIELD OF THE INVENTION The present invention relates to a novel composite material consisting of a continuous phase of carbon and silicon carbide, and a method for producing the same. Prior art and its problems Conventional composite materials made of carbon and silicon carbide are usually composed of a continuous phase (matrix) made of carbon and a dispersed phase (filler) made of silicon carbide. Such a configuration is necessarily defined by the manufacturing method described below. (1) A binder that forms carbon by decomposition, such as pitch, is added to carbon powder and silicon carbide powder,
Mixing, shaping, and sintering method: In this method, carbon produced by decomposition of the binder binds carbon powder and silicon carbide powder, so carbon becomes a continuous phase in the resulting composite material and carbonization occurs. Silicon becomes the dispersed phase. (2) Method of adding self-sintering raw coke to silicon carbide powder, grinding, shaping, and firing:
In the composite material obtained by this method,
Carbon generated from raw coke becomes a continuous phase,
Silicon carbide becomes the dispersed phase. Composite materials made of carbon and silicon carbide obtained by these methods have good electrical conductivity derived from carbon materials, a low coefficient of friction, excellent thermal shock resistance,
While maintaining good chemical resistance, it also has significantly improved oxidation resistance, mechanical strength, surface hardness, and abrasion resistance compared to carbon materials. however,
Even in this composite material, under oxidizing conditions, the carbon component constituting the continuous phase is gradually oxidized and disappears, the strength gradually decreases, and it is inevitable that the composite material will eventually collapse. Therefore, such composite materials could not be used as structural materials under oxidizing conditions. Means for Solving the Problems As a result of intensive research in view of the problems in known composite materials made of carbon and silicon carbide, the present inventor has discovered that carbon particles can be formed into a three-dimensional network by using a binder. When silicon, etc. is brought into contact with the carbon molded body obtained by carbonization after being connected to the molded body, and heated under certain conditions, a continuous layer of carbon and silicon carbide is formed uniformly not only on the surface of the molded body but also inside the molded body. The present inventors have discovered that a composite material having a unique structure having a phase can be obtained, and have completed the present invention. That is, the present invention provides a composite material comprising a continuous phase of carbon and silicon carbide as described below, and a method for producing the same. 90-30 mol% carbon and 10-70 mol% silicon carbide
1. A composite material comprising a continuous phase of carbon and silicon carbide, characterized in that both of them form a continuous phase, and have a porosity of 20% or less. A composite material comprising a continuous phase of carbon and silicon carbide as described in the above item, the surface of which is mainly coated with silicon carbide. After carbonizing the formed body obtained by kneading and molding carbon particles and a binder, it is heated at a temperature increase rate of 50 to 300°C/min in a non-oxidizing atmosphere while contacting with silicon or a silicon alloy. 1. A method for producing a composite material comprising a continuous phase of carbon and silicon carbide, which is maintained at a temperature between the melting point of silicon or a silicon alloy and 1800°C. The composite material of the present invention consists of 90-30 mol% carbon and 10-70 mol% silicon carbide. If the ratio of carbon to silicon carbide is outside this range,
It becomes difficult for both components to form a continuous phase, and the improvement in oxidation resistance in particular becomes insufficient. In this composite material, up to 5 mol % of the carbon and/or silicon carbide may be replaced by compounds of titanium, zirconium and iron. These components are derived from the silicon-based alloy used during manufacturing, but if their proportion is 5 mol% or less,
It hardly impairs the properties of the composite material of the present invention. If the porosity of the composite material of the present invention exceeds 20%, the abrasion resistance and mechanical strength will decrease, which is undesirable from a practical standpoint. The carbon material used in manufacturing the composite material of the present invention is not particularly limited, but the lattice constant c of the carbon sintered body shown below is 6.9 angstroms or less (more preferably in the range of 6.708 to 6.9 angstroms). and the density is 1.7g/cm 3
Preferably, the material can be less than (more preferably in the range of 1.0 to 1.7 g/cm 3 ). Such materials are disclosed, for example, in Japanese Patent Application Laid-Open No. 63-95158.
The particle size of the carbon material is also not particularly limited, but it is usually preferably about 100 to 200 μm. Examples of silicon materials include metallic silicon and silicon-based alloys. Examples of silicon-based alloys include, but are not limited to, alloys containing titanium, zirconium, and iron. These silicon metals and silicon-based alloys are melted during the production of composite materials, so they can be used in any form such as powder, particles, or lumps. Next, the manufacturing method of the present invention will be described. First, carbon particles are kneaded using a binder and molded into a predetermined shape to form a green body. If no binder is used, the molten silicon component will completely surround the individual carbon particles during the firing process, and no continuous phase will be formed. Therefore, in the present invention, it is necessary to knead the binder with the carbon particles in advance. As the binder, commonly used binders can be used, such as pitch, phenol resin, and the like. The amount of binder added varies depending on the type of binder used, the particle size of carbon particles, the amount of carbon material and silicon component, the desired porosity, etc., and as a result, the density of the carbon molded body after carbonization treatment will vary. is 1.7g/ cm3 or less (more preferably 1.0 to 1.7g/cm3 or less)
cm 3 ) and the diameter of the pores in the carbon molded body is within the range of 1 to 200 μm. Further, the particle size of the carbon particles is not particularly limited, but it may be generally about 100 to 200 μm. Next, the resulting green body is heated to carbonize the binder. After the carbonization treatment, a crystallization treatment can be performed if necessary. The crystallization treatment is preferably carried out at a temperature and for a time such that the lattice constant c becomes 6.9 angstroms or less (more preferably 6.708 to 6.9 angstroms) according to the method disclosed in JP-A-63-95158. Next, the carbon molded body obtained above is brought into contact with silicon or a silicon-based alloy under heating in a non-oxidizing atmosphere to allow the molten silicon component to penetrate into the inside of the carbon molded body to form a continuous phase. let Silicon or silicon-based alloy may be appropriately adjusted so that the proportion of silicon carbide in the resulting composite material is 10 to 70 mol%. Non-oxidizing atmospheres include reduced pressure or vacuum conditions,
Examples include gas atmospheres such as nitrogen and argon.
Contact heating conditions vary depending on the dimensions and shape of the carbon material molded body, the desired ratio of carbon to silicon carbide, etc., but range from the melting point of metallic silicon or silicon-based alloy (for example, 1414°C in the case of metallic silicon) to 1800°C.
It is heated to a predetermined temperature within the temperature range of .degree. C. at a heating rate of 50.degree. C./min or more (more preferably at a heating rate of about 100 to 300.degree. C./min), and maintained at the predetermined temperature. If the heating temperature is less than 50°C/min, the viscosity of the molten silicon component decreases slowly, so its penetration into the carbon material sintered body is delayed, and the surface of the carbon material molded body is heated at the initial stage of the reaction. A thick layer of silicon carbide is formed on the carbon material molded body, and the pores of the carbon material molded body are closed.
For this reason, the penetration of the molten silicon component into the molded body is hindered, and it is difficult to obtain a composite material having a homogeneous continuous phase of carbon and silicon carbide inside the molded body. On the other hand, when the heating temperature exceeds 50°C/min, the molten silicon component flows into the inside of the molded body more quickly than silicon carbide is formed on the surface of the carbon material molded body due to the capillary phenomenon of the molten silicon component. Since it permeates along the open pores that exist in a three-dimensional network, a carbon-silicon carbide composite material that is homogeneous throughout the molded body can be obtained. The holding time at the above reaction temperature is the time during which the molten silicon component reacts with the carbon component, the proportion of silicon carbide occupies 10 to 70 mol% in the molded article, and the porosity becomes 20% or less. good. The composite material of the present invention obtained as described above is
While the interior has a uniform structure in which carbon and silicon carbide together form a continuous phase, the surface is mainly covered with silicon carbide. Therefore, in this state, it has particularly excellent oxidation resistance and flux resistance, and is therefore useful, for example, as a tube material for immersing molten metal. Further, when the surface of the composite material of the present invention obtained as described above is ground with a diamond grindstone or the like, the internal structure is exposed on the surface. In this state, it has particularly excellent lubricity due to carbon and wear resistance due to silicon carbide, so it is useful as a sliding plate material with excellent wear resistance used in the manufacturing process of glass, metal, etc. be. The composite material according to the present invention is also useful as a mold for bottle glass. Effects of the Invention According to the present invention, the following remarkable effects are achieved. (1) In the composite material of the present invention, the silicon carbide component also forms a continuous phase, so even if the carbon component disappears due to oxidation etc., the silicon carbide porous material has a considerably high bending strength ( approximately 500 kg/cm2). As a solid body, it can maintain its original shape.
This point is clearly different from conventional composite materials that use carbon as a matrix and silicon carbide as filler (which loses its overall shape when the carbon component disappears due to oxidation, etc.), and This is the most superior feature compared to composite materials. (2) The composite material of the present invention, in which carbon and silicon carbide form a continuous phase, has good electrical conductivity, a low coefficient of friction, excellent thermal shock resistance, and
In addition to good chemical resistance, oxidation resistance, mechanical strength, surface hardness, and abrasion resistance have also been significantly improved. (3) In particular, when the composite material of the present invention has a coating layer mainly composed of silicon carbide on its surface, it has extremely excellent oxidation resistance, chemical resistance, etc.
It has become possible to use it under harsh oxidation conditions. (4) In addition, when the surface of the composite material of the present invention is formed of a continuous phase of carbon and silicon carbide, excellent lubricity due to carbon and excellent wear resistance due to silicon carbide are exhibited together. be done. Examples Examples will be shown below to further clarify the features of the present invention. Example 1 (a) 25 parts by weight of pitch was added to 100 parts by weight of carbon particles having an average particle size of 150 μm, and after kneading and molding, the pitch was carbonized and then graphitized at 2200°C. The physical properties of the obtained graphitized molded body were as follows. *Density: 1.5 g/cm 3 *Lattice constant c: 6.80 angstroms *Pore diameter: 5 to 100 μm (mercury intrusion method) (b) A flat plate of 30 x 60 x 5 mm was processed from the graphitized molded product above, and Si /C = 0.7 (weight ratio) and placed silicon at 1800 °C in an argon atmosphere.
The composite material according to the invention was obtained by heating at 0.degree. C. to melt and infiltrate the silicon into the flat plate. FIG. 1 shows an X-ray diffraction diagram of the composite material of the present invention obtained. β-type silicon carbide, carbon and weak silicon diffraction lines are observed, and it is clear that the composite material is mainly composed of silicon carbide and carbon. In addition, reference figure 1 shows a scanning electron microscope (SEM) photograph of the fracture surface of the above composite material, and reference figure -
Figure 2 shows an X-ray microanalyzer (EPMA) photograph of the same field of view. The white part of EPMA indicates the presence of silicon as silicon carbide. From these photographs, it is clear that the silicon component exists surrounding the carbon particles. The composition of the resulting composite material was about 70 mol% carbon and about 30 mol% silicon carbide, and its porosity was about 5%. Furthermore, Table 1 shows some physical property values of the above-mentioned composite material of the present invention in comparison with those of existing carbon materials.
【表】【table】
【表】
第１表に示す結果から、本発明による複合材料
は、強度および耐磨耗性において、炭素材料に著
しく優つていることが明らかである。
また、本発明複合材料の電気抵抗は、20〜
30μΩｍと炭素材料のそれ（５〜10μΩｍ）に近
く、本発明複合材料が十分な導電性を有している
ことが明らかである。このことは、本発明複合材
料中で、炭素が連続相を形成していることを示し
ている。
さらに、表面に形成された主として炭化ケイ素
からなる被覆層を研削除去した本発明複合材料の
動摩擦係数は、0.154と炭素材料のそれに近く、
本発明複合材料が相手材との間で良好な潤滑性を
発揮することが明らかである。
さらにまた、材料を750℃までの温度に加熱し
た後、水中に投下して急冷し、その曲げ強さを測
定する急冷強度測定法により、本発明複合材料の
耐熱衝撃性を評価したところ、750℃までの加熱
温度範囲では、明確な強度低下は認められなかつ
た。
また、本発明による複合材料をそれぞれ濃度10
％の塩酸、硫酸、硝酸、水酸化ナトリウムおよび
アンモニア水に20℃で１ケ月浸漬した後、重量変
化と曲げ強さを測定したところ、いずれの場合に
も、浸漬の前後で明確な重量変化および強度変化
は認められず、本発明複合材料が良好な耐薬品性
を具備していることが確認された。
実験例 １
実施例１と同様にして製造した複合材料につい
て、主として炭化ケイ素からなる表面層をそのま
ま残した場合と研削除去した場合の耐酸化性試験
を大気中800℃で行なつた。
その結果を第２図に示す。
炭化ケイ素からなる表面層をそのまま残した複
合材料（曲線Ａ）は、耐酸化性に極めて優れてい
ることが明らかである。
これに対し、炭化ケイ素からなる表面層を研削
除去した複合材料（曲線Ｂ）は、炭素成分がより
急速に酸化されており、比較的短時間内に実質的
に炭化ケイ素のみからなる多孔質材料となる。
ただし、炭化ケイ素からなる表面層をそのまま
残した複合材料（曲線Ａ）の場合にも、さらに長
時間同様の試験を継続すると、やがて曲線Ｂの場
合と同様に、炭素成分が失われ、実質的に炭化ケ
イ素のみからなる多孔質材料となる。
しかしながら、これらの実質的に炭化ケイ素の
みからなる多孔質体は、当初の形態をそのまま保
持しており、このことは、本発明複合材料におい
ては、炭化ケイ素成分も連続相を形成しているこ
とを示している。
そして、この様な炭化ケイ素多孔質体は、約
300〜500Kg／cm2程度の曲げ強度を発揮するので、
一定の条件下では、酸化雰囲気中でも構造材料と
して使用可能である。この点が、酸化の進行とと
もに急激に強度を失い、遂には崩壊してしまう公
知の炭素−炭化ケイ素複合材料とは、明確に相違
するところである。
因みに、上記の炭化ケイ素多孔質体のSEM写
真を参考図−３として示す。炭化ケイ素が三次元
網目状に連続相を形成していることが明らかであ
る。
実施例 ２
実施例１と同様にして作製した黒鉛化成形体か
ら30×60×５mmの平板を加工し、これにSi／Ｃ＝
0.6およびTiSi2／Ｃ＝0.1（ともに重量比）となる
ように２種の材料を載置し、実施例１と同様の条
件で加熱処理した。
得られた複合材料は、実質的に炭化ケイ素、炭
化チタンおよび炭素とから構成されていることが
確認された。
また、得られた複合材料の各種の物性は、実施
例１で得られた複合材料のそれとほぼ同等であつ
た。このことは、複合材料中に少量のチタンが存
在していても、その物性には殆ど影響しないこと
を示している。[Table] From the results shown in Table 1, it is clear that the composite material according to the present invention is significantly superior to carbon materials in terms of strength and abrasion resistance. In addition, the electrical resistance of the composite material of the present invention is 20~
It is clear that the composite material of the present invention has sufficient electrical conductivity, which is 30 μΩm, which is close to that of the carbon material (5 to 10 μΩm). This indicates that carbon forms a continuous phase in the composite material of the present invention. Furthermore, the coefficient of dynamic friction of the composite material of the present invention, in which the coating layer mainly composed of silicon carbide formed on the surface is removed by polishing, is 0.154, which is close to that of the carbon material.
It is clear that the composite material of the present invention exhibits good lubricity with the mating material. Furthermore, the thermal shock resistance of the composite material of the present invention was evaluated by a quench strength measurement method in which the material was heated to a temperature of up to 750°C, then dropped into water to rapidly cool it, and its bending strength was measured. No clear decrease in strength was observed in the heating temperature range up to ℃. In addition, the composite materials according to the present invention were each used at a concentration of 10
% hydrochloric acid, sulfuric acid, nitric acid, sodium hydroxide, and aqueous ammonia for one month at 20℃, the weight change and bending strength were measured. In each case, there was a clear weight change and bending strength before and after immersion. No change in strength was observed, confirming that the composite material of the present invention has good chemical resistance. Experimental Example 1 A composite material produced in the same manner as in Example 1 was subjected to an oxidation resistance test in the atmosphere at 800° C., with the surface layer consisting mainly of silicon carbide left as it was and with the surface layer removed by polishing. The results are shown in FIG. It is clear that the composite material in which the surface layer made of silicon carbide remains intact (curve A) has extremely excellent oxidation resistance. In contrast, in the composite material (curve B) in which the surface layer made of silicon carbide has been removed by grinding, the carbon component is oxidized more rapidly, and within a relatively short period of time, the composite material consists essentially of only silicon carbide. becomes. However, even in the case of a composite material in which the surface layer made of silicon carbide remains intact (curve A), if the same test is continued for a longer period of time, the carbon component will eventually be lost, as in the case of curve B, and the carbon content will be substantially reduced. It becomes a porous material consisting only of silicon carbide. However, these porous bodies consisting essentially only of silicon carbide retain their original morphology, which indicates that the silicon carbide component also forms a continuous phase in the composite material of the present invention. It shows. And, such a silicon carbide porous body is approximately
It exhibits a bending strength of about 300 to 500 kg/ cm2 , so
Under certain conditions, it can be used as a structural material even in an oxidizing atmosphere. This point is clearly different from known carbon-silicon carbide composite materials, which rapidly lose strength as oxidation progresses and eventually collapse. Incidentally, a SEM photograph of the above silicon carbide porous body is shown as Reference Figure-3. It is clear that silicon carbide forms a continuous phase in the form of a three-dimensional network. Example 2 A 30 x 60 x 5 mm flat plate was processed from the graphitized molded body produced in the same manner as in Example 1, and Si/C=
Two types of materials were placed so that TiSi 2 /C = 0.6 and TiSi 2 /C = 0.1 (both weight ratios), and heat treated under the same conditions as in Example 1. It was confirmed that the obtained composite material was substantially composed of silicon carbide, titanium carbide, and carbon. Moreover, various physical properties of the obtained composite material were almost equivalent to those of the composite material obtained in Example 1. This shows that even if a small amount of titanium is present in the composite material, it has little effect on its physical properties.
第１図は、実施例１で得られた複合材料のＸ線
回折結果を示すチヤートである。第２図は、本発
明複合材料の耐酸化性能を示す図面である。
FIG. 1 is a chart showing the X-ray diffraction results of the composite material obtained in Example 1. FIG. 2 is a diagram showing the oxidation resistance of the composite material of the present invention.
Claims (1)
とからなり、両者がともに連続相を形成する組織
構造を有し、かつ気孔率が20％以下であることを
特徴とする炭素及び炭化ケイ素の連続相からなる
複合材料。 ２ 表面が主として炭化ケイ素により被覆されて
いる請求項１記載の炭素及び炭化ケイ素の連続相
からなる複合材料。 ３ 炭素粒子とバインダーとを混練及び成形して
得た生成形体を炭化処理した後、ケイ素又はケイ
素合金と接触させながら、非酸化性雰囲気下で昇
温速度50〜300℃／分で加熱し、当該ケイ素又は
ケイ素合金の融点乃至1800℃で保持することを特
徴とする炭素及び炭化ケイ素の連続相からなる複
合材料の製造方法。[Claims] 1. 90 to 30 mol% carbon and 10 to 70 mol% silicon carbide
1. A composite material comprising a continuous phase of carbon and silicon carbide, characterized in that both of them form a continuous phase, and have a porosity of 20% or less. 2. A composite material comprising a continuous phase of carbon and silicon carbide according to claim 1, the surface of which is primarily coated with silicon carbide. 3 After carbonizing the formed body obtained by kneading and molding carbon particles and a binder, heating it at a temperature increase rate of 50 to 300 ° C / min in a non-oxidizing atmosphere while contacting with silicon or silicon alloy, 1. A method for producing a composite material comprising a continuous phase of carbon and silicon carbide, which is maintained at a temperature between the melting point of the silicon or silicon alloy and 1800°C.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1313966A JPH03174358A (en) | 1989-12-01 | 1989-12-01 | Composite material consisting of continuous phase of carbon and silicon carbide |
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| JP1313966A JPH03174358A (en) | 1989-12-01 | 1989-12-01 | Composite material consisting of continuous phase of carbon and silicon carbide |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03174358A JPH03174358A (en) | 1991-07-29 |
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