JPH08175879A - セラミックス基繊維複合材料 - Google Patents
セラミックス基繊維複合材料Info
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- JPH08175879A JPH08175879A JP6320630A JP32063094A JPH08175879A JP H08175879 A JPH08175879 A JP H08175879A JP 6320630 A JP6320630 A JP 6320630A JP 32063094 A JP32063094 A JP 32063094A JP H08175879 A JPH08175879 A JP H08175879A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】特に耐酸化性に優れ、強度および破壊エネルギ
ーを改善したセラミックス基繊維複合材料を提供する。 【構成】セラミックスマトリックス２ａ中にセラミック
ス繊維３ａを複合化して成るセラミックス基繊維複合材
料１ａにおいて、Ｓｉ−Ｎ−Ｏ化合物，Ｓｉ−Ｃ−Ｏ化
合物およびＳｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合物の少なくとも１種
を含む界面層５ａを、上記セラミックスマトリックス２
ａとセラミックス繊維３ａとの界面に形成したことを特
徴とする。また界面層５ａは、ポリシラザン，ポリカル
ボシラン，ポリチタノカルボシラン等のセラミックス前
駆体ポリマーの焼結体から構成するとよい。さらに形成
する界面層５ａの厚さは、セラミックス繊維３ａの直径
の１０％以下に設定するとよい。また炭素（Ｃ）および
窒化ほう素（ＢＮ）の少なくとも一方から成るすべり層
４を、セラミックス繊維３ａと界面層５ａとの間に形成
するとよい。
ーを改善したセラミックス基繊維複合材料を提供する。 【構成】セラミックスマトリックス２ａ中にセラミック
ス繊維３ａを複合化して成るセラミックス基繊維複合材
料１ａにおいて、Ｓｉ−Ｎ−Ｏ化合物，Ｓｉ−Ｃ−Ｏ化
合物およびＳｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合物の少なくとも１種
を含む界面層５ａを、上記セラミックスマトリックス２
ａとセラミックス繊維３ａとの界面に形成したことを特
徴とする。また界面層５ａは、ポリシラザン，ポリカル
ボシラン，ポリチタノカルボシラン等のセラミックス前
駆体ポリマーの焼結体から構成するとよい。さらに形成
する界面層５ａの厚さは、セラミックス繊維３ａの直径
の１０％以下に設定するとよい。また炭素（Ｃ）および
窒化ほう素（ＢＮ）の少なくとも一方から成るすべり層
４を、セラミックス繊維３ａと界面層５ａとの間に形成
するとよい。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はセラミックス基繊維複合
材料に係り、特に耐酸化性に優れ、強度および破壊抵抗
を改善したセラミックス基繊維複合材料に関する。
材料に係り、特に耐酸化性に優れ、強度および破壊抵抗
を改善したセラミックス基繊維複合材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般にセラミックス焼結体は、高温まで
強度低下が少なく、硬度，電気絶縁性，耐摩耗性，耐熱
性，耐腐食性，軽量性等の諸特性が従来の金属材と比較
して優れているため、重電設備部品，航空機部品，自動
車部品，電子機器，精密機械部品，半導体装置材料など
の電子用材料や構造用材料として広い分野において使用
されている。
強度低下が少なく、硬度，電気絶縁性，耐摩耗性，耐熱
性，耐腐食性，軽量性等の諸特性が従来の金属材と比較
して優れているため、重電設備部品，航空機部品，自動
車部品，電子機器，精密機械部品，半導体装置材料など
の電子用材料や構造用材料として広い分野において使用
されている。
【０００３】しかし、セラミックス焼結体は、圧縮に較
べて引張応力に弱く、特に引張応力下では破壊が一気に
進行する、いわゆる脆性という欠点を有している。この
ようなことから、高信頼性が要求される部位へのセラミ
ックス部品の適用を可能にするために、セラミックス焼
結体の高靭性化や破壊エネルギーの増大を図ることが強
く求められている。
べて引張応力に弱く、特に引張応力下では破壊が一気に
進行する、いわゆる脆性という欠点を有している。この
ようなことから、高信頼性が要求される部位へのセラミ
ックス部品の適用を可能にするために、セラミックス焼
結体の高靭性化や破壊エネルギーの増大を図ることが強
く求められている。
【０００４】すなわちガスタービン部品，航空機部品，
自動車部品に使用されるセラミックス構造部品など耐熱
性および高温強度に加えて高い信頼性を要求されるセラ
ミックス構造部品としては、無機物質や金属から成る繊
維，ウィスカー，プレート，粒子等の強化素材をマトリ
ックス焼結体に分散複合化させて靭性値や破壊エネルギ
ー値等を高めたセラミックス複合材料（ＣＭＣ）部品の
実用化研究が内外の研究機関等において進められてい
る。
自動車部品に使用されるセラミックス構造部品など耐熱
性および高温強度に加えて高い信頼性を要求されるセラ
ミックス構造部品としては、無機物質や金属から成る繊
維，ウィスカー，プレート，粒子等の強化素材をマトリ
ックス焼結体に分散複合化させて靭性値や破壊エネルギ
ー値等を高めたセラミックス複合材料（ＣＭＣ）部品の
実用化研究が内外の研究機関等において進められてい
る。
【０００５】しかし上記のような単に繊維をマトリック
ス焼結体中に分散複合化させたセラミックス基繊維複合
材料において、繊維とセラミックスマトリックスとが界
面で反応等を起こし強固に接合した場合、強度は増大化
するが、一旦クラックが発生した場合に、繊維によるク
ラックの進展阻止が不十分となり、複合材料の破壊が瞬
時に進行してしまう。また、逆に繊維とセラミックスマ
トリックスとの界面の結合力が弱過ぎる場合、マトリッ
クスが破断する前に、界面の剥離が進行し、十分な強度
が得られない。
ス焼結体中に分散複合化させたセラミックス基繊維複合
材料において、繊維とセラミックスマトリックスとが界
面で反応等を起こし強固に接合した場合、強度は増大化
するが、一旦クラックが発生した場合に、繊維によるク
ラックの進展阻止が不十分となり、複合材料の破壊が瞬
時に進行してしまう。また、逆に繊維とセラミックスマ
トリックスとの界面の結合力が弱過ぎる場合、マトリッ
クスが破断する前に、界面の剥離が進行し、十分な強度
が得られない。
【０００６】上記問題点を解決する手段として、繊維の
表面に、炭素（Ｃ），窒化ほう素（ＢＮ）等から成るす
べり層を形成した複合材料が開発されている。このすべ
り層は、繊維表面にカーボン（Ｃ）や窒化ほう素（Ｂ
Ｎ）等を化学的蒸着法（ＣＶＤ法）や物理的蒸着法（Ｐ
ＶＤ法）でコーティングして形成される。
表面に、炭素（Ｃ），窒化ほう素（ＢＮ）等から成るす
べり層を形成した複合材料が開発されている。このすべ
り層は、繊維表面にカーボン（Ｃ）や窒化ほう素（Ｂ
Ｎ）等を化学的蒸着法（ＣＶＤ法）や物理的蒸着法（Ｐ
ＶＤ法）でコーティングして形成される。
【０００７】このすべり層を形成することにより、繊維
とセラミックスマトリックスとの間の接合強度が最適化
される。そして十分な強度を保持し、かつマトリックス
の破断後、繊維の引き抜きが発生し、準安定的な破壊が
進行する。
とセラミックスマトリックスとの間の接合強度が最適化
される。そして十分な強度を保持し、かつマトリックス
の破断後、繊維の引き抜きが発生し、準安定的な破壊が
進行する。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、炭素や
ＢＮによってすべり層を形成した複合材料では、炭素お
よびＢＮの耐酸化性が低いことが高温で使用した場合に
問題となる。
ＢＮによってすべり層を形成した複合材料では、炭素お
よびＢＮの耐酸化性が低いことが高温で使用した場合に
問題となる。
【０００９】また複合材料の初期破壊後において、高温
度の酸化性雰囲気中にセラミックス繊維が表面に露出し
た場合には、ＣやＢＮから成るすべり層が急速に酸化さ
れ、すべり層としての機能が喪失してしまうという難点
があった。そのため高温で使用する場合の複合材料にお
けるクラックの進展阻止効果が未だ不十分であり、強度
および破壊エネルギーが減少する問題点がある。
度の酸化性雰囲気中にセラミックス繊維が表面に露出し
た場合には、ＣやＢＮから成るすべり層が急速に酸化さ
れ、すべり層としての機能が喪失してしまうという難点
があった。そのため高温で使用する場合の複合材料にお
けるクラックの進展阻止効果が未だ不十分であり、強度
および破壊エネルギーが減少する問題点がある。
【００１０】本発明は上記の問題点を解決するためにな
されたものであり、特に耐酸化性に優れ、強度および破
壊エネルギーを改善したセラミックス基繊維複合材料を
提供することを目的とする。
されたものであり、特に耐酸化性に優れ、強度および破
壊エネルギーを改善したセラミックス基繊維複合材料を
提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本願発明者らは、種々の物質を繊維表面に形成して
複合材料を調製し、上記界面物質が複合材料の高温強度
特性、特に破壊エネルギーに及ぼす影響を比較調査し
た。その結果、ある種のセラミックス前駆体ポリマーの
焼結体から成る所定厚さの界面層を繊維表面に一体に形
成し、その繊維をセラミックスマトリックスに複合化さ
せて複合材料としたときに、高温条件下においても高い
破壊エネルギーを有する複合材料が初めて得られた。ま
た上記界面層に加えて、ＣやBNから成るすべり層を、界
面層とセラミックス繊維との間に形成し、マトリックス
と繊維との界面を多重構造にすることにより、界面にお
ける剥離や繊維の引き抜け機構が従来と比較して、より
複雑化して破壊進展抵抗が増大する結果、破壊エネルギ
ーが優れた複合材料が得られるという知見も得られた。
本発明は上記知見に基づいて完成したものである。
め、本願発明者らは、種々の物質を繊維表面に形成して
複合材料を調製し、上記界面物質が複合材料の高温強度
特性、特に破壊エネルギーに及ぼす影響を比較調査し
た。その結果、ある種のセラミックス前駆体ポリマーの
焼結体から成る所定厚さの界面層を繊維表面に一体に形
成し、その繊維をセラミックスマトリックスに複合化さ
せて複合材料としたときに、高温条件下においても高い
破壊エネルギーを有する複合材料が初めて得られた。ま
た上記界面層に加えて、ＣやBNから成るすべり層を、界
面層とセラミックス繊維との間に形成し、マトリックス
と繊維との界面を多重構造にすることにより、界面にお
ける剥離や繊維の引き抜け機構が従来と比較して、より
複雑化して破壊進展抵抗が増大する結果、破壊エネルギ
ーが優れた複合材料が得られるという知見も得られた。
本発明は上記知見に基づいて完成したものである。
【００１２】すなわち本発明に係るセラミックス基繊維
複合材料は、セラミックスマトリックス中にセラミック
ス繊維を複合化して成るセラミックス基繊維複合材料に
おいて、Ｓｉ−Ｎ−Ｏ化合物，Ｓｉ−Ｃ−Ｏ化合物およ
びＳｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合物の少なくとも１種を含む界
面層を、上記セラミックスマトリックスとセラミックス
繊維との界面に形成したことを特徴とする。
複合材料は、セラミックスマトリックス中にセラミック
ス繊維を複合化して成るセラミックス基繊維複合材料に
おいて、Ｓｉ−Ｎ−Ｏ化合物，Ｓｉ−Ｃ−Ｏ化合物およ
びＳｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合物の少なくとも１種を含む界
面層を、上記セラミックスマトリックスとセラミックス
繊維との界面に形成したことを特徴とする。
【００１３】また、Ｓｉ−Ｎ−Ｏ化合物，Ｓｉ−Ｃ−Ｏ
化合物およびＳｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合物の少なくとも１
種を含む界面層が、ポリシラザン，ポリカルボシラン，
ポリチタノカルボシラン等のセラミックス前駆体ポリマ
ーの焼結体から成ることを特徴とする。さらに形成した
界面層の厚さは、セラミックス繊維の直径の１０％以下
である。また炭素（Ｃ）および窒化ほう素（ＢＮ）の少
なくとも一方から成るすべり層を、セラミックス繊維と
界面層との間に形成するとよい。
化合物およびＳｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合物の少なくとも１
種を含む界面層が、ポリシラザン，ポリカルボシラン，
ポリチタノカルボシラン等のセラミックス前駆体ポリマ
ーの焼結体から成ることを特徴とする。さらに形成した
界面層の厚さは、セラミックス繊維の直径の１０％以下
である。また炭素（Ｃ）および窒化ほう素（ＢＮ）の少
なくとも一方から成るすべり層を、セラミックス繊維と
界面層との間に形成するとよい。
【００１４】ここで上記セラミックス基繊維複合材料の
マトリックスを構成するセラミックスとしては、種々の
セラミックス焼結体を用いることができ、例えば炭化け
い素（ＳｉＣ），窒化アルミニウム（ＡｌＮ），窒化け
い素（Ｓｉ3 Ｎ4 ），窒化ほう素（ＢＮ）等の非酸化物
系のセラミックス焼結体やアルミナ（Ａｌ2 Ｏ3 ），ジ
ルコニア（ＺｒＯ2 ），チタニア（ＴｉＯ2 ），ムライ
ト（３Ａｌ2 Ｏ3 ・２ＳｉＯ2 ），ベリリア（Ｂｅ
Ｏ），コージェライト，ジルコン，サイアロン，スピネ
ル（ＭｇＡｌ2 Ｏ4 ）などの酸化物系のセラミックス原
料が１種または２種以上混合して使用される。特にサイ
アロンとしては組成式：Ｓｉ6-z Ａｌz Ｏz Ｎ8-z （但
し、０＜ｚ≦４．５）のものを使用するとよい。また、
上記焼結体を形成するためのセラミックス原料粉末に
は、必要に応じて酸化イットリウム，アルミナ，酸化セ
リウム，炭酸マグネシウム，炭酸カルシウムもしくはシ
リカ等の焼結助剤や添加剤が添加される。さらにマトリ
ックスを反応焼結で形成することも可能である。
マトリックスを構成するセラミックスとしては、種々の
セラミックス焼結体を用いることができ、例えば炭化け
い素（ＳｉＣ），窒化アルミニウム（ＡｌＮ），窒化け
い素（Ｓｉ3 Ｎ4 ），窒化ほう素（ＢＮ）等の非酸化物
系のセラミックス焼結体やアルミナ（Ａｌ2 Ｏ3 ），ジ
ルコニア（ＺｒＯ2 ），チタニア（ＴｉＯ2 ），ムライ
ト（３Ａｌ2 Ｏ3 ・２ＳｉＯ2 ），ベリリア（Ｂｅ
Ｏ），コージェライト，ジルコン，サイアロン，スピネ
ル（ＭｇＡｌ2 Ｏ4 ）などの酸化物系のセラミックス原
料が１種または２種以上混合して使用される。特にサイ
アロンとしては組成式：Ｓｉ6-z Ａｌz Ｏz Ｎ8-z （但
し、０＜ｚ≦４．５）のものを使用するとよい。また、
上記焼結体を形成するためのセラミックス原料粉末に
は、必要に応じて酸化イットリウム，アルミナ，酸化セ
リウム，炭酸マグネシウム，炭酸カルシウムもしくはシ
リカ等の焼結助剤や添加剤が添加される。さらにマトリ
ックスを反応焼結で形成することも可能である。
【００１５】またマトリックス中に配置されるセラミッ
クス繊維は複合材料の靭性を高めるために所定量複合化
される。また上記繊維の材質は、特に限定されるもので
はなく、マトリックスの構成材料と同様なセラミックス
繊維を用いることができる。このようなセラミックス繊
維の具体例としては、炭化けい素系繊維（ＳｉＣ，Ｓｉ
−Ｃ−Ｏ，Ｓｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ等），ＳｉＣ被覆繊維
（芯線は例えばＣ），アルミナ繊維，ジルコニア繊維，
炭素繊維，ボロン繊維，窒化けい素系繊維，Ｓｉ3 Ｎ4
被覆繊維（芯線は例えばＣ）およびムライト（３Ａｌ2
Ｏ3 ・２ＳｉＯ2 〜２Ａｌ2 Ｏ3 ・ＳｉＯ2 ）繊維等が
あり、これらから選択された少なくとも一種を使用する
とよい。
クス繊維は複合材料の靭性を高めるために所定量複合化
される。また上記繊維の材質は、特に限定されるもので
はなく、マトリックスの構成材料と同様なセラミックス
繊維を用いることができる。このようなセラミックス繊
維の具体例としては、炭化けい素系繊維（ＳｉＣ，Ｓｉ
−Ｃ−Ｏ，Ｓｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ等），ＳｉＣ被覆繊維
（芯線は例えばＣ），アルミナ繊維，ジルコニア繊維，
炭素繊維，ボロン繊維，窒化けい素系繊維，Ｓｉ3 Ｎ4
被覆繊維（芯線は例えばＣ）およびムライト（３Ａｌ2
Ｏ3 ・２ＳｉＯ2 〜２Ａｌ2 Ｏ3 ・ＳｉＯ2 ）繊維等が
あり、これらから選択された少なくとも一種を使用する
とよい。
【００１６】繊維の径および長さは、成形体中における
繊維の配置や、体積分率、そして複合材料の強度特性に
大きく影響を及ぼすものであり、本発明では直径が３〜
１５０μｍ、長さが０．１mm以上の短繊維または連続繊
維を使用する。直径が３μｍ未満の場合にはマトリック
スの粒径以下となり、複合効果が小さく、また直径が１
５０μｍを超える太い繊維では、繊維とマトリックスと
の境界面に熱膨脹差による応力が生じ易く、マトリック
スに割れ等が発生し易くなり、いずれの場合も繊維によ
る複合効果を大幅に改善することが困難になる。また繊
維の長さが０．１mm未満の場合には、クラック進行の抑
制効果が少なく靭性の改善効果も少なくなる。
繊維の配置や、体積分率、そして複合材料の強度特性に
大きく影響を及ぼすものであり、本発明では直径が３〜
１５０μｍ、長さが０．１mm以上の短繊維または連続繊
維を使用する。直径が３μｍ未満の場合にはマトリック
スの粒径以下となり、複合効果が小さく、また直径が１
５０μｍを超える太い繊維では、繊維とマトリックスと
の境界面に熱膨脹差による応力が生じ易く、マトリック
スに割れ等が発生し易くなり、いずれの場合も繊維によ
る複合効果を大幅に改善することが困難になる。また繊
維の長さが０．１mm未満の場合には、クラック進行の抑
制効果が少なく靭性の改善効果も少なくなる。
【００１７】すなわち、直径が３〜１５０μｍで、かつ
長さが０．１mm以上の繊維を用いることによって、良好
な形状付与性能を維持しつつ、繊維による複合効果を大
幅に改善することが可能となる。但し、このような繊維
の含有量が５％未満であると、複合効果が低下するた
め、繊維の含有量は５％以上とすることが好ましい。
長さが０．１mm以上の繊維を用いることによって、良好
な形状付与性能を維持しつつ、繊維による複合効果を大
幅に改善することが可能となる。但し、このような繊維
の含有量が５％未満であると、複合効果が低下するた
め、繊維の含有量は５％以上とすることが好ましい。
【００１８】上記繊維表面には、Ｓｉ−Ｎ−Ｏ化合物，
Ｓｉ−Ｃ−Ｏ化合物およびＳｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合物の
少なくとも１種を含む界面層が一体に形成される。上記
Ｓｉ−Ｎ−Ｏ化合物，Ｓｉ−Ｃ−Ｏ化合物およびＳｉ−
Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合物は、ＣやＢＮと比較して耐熱性はや
や劣る一方、耐酸化性は優れており、複合材料の耐食性
および破壊エネルギーを向上させる安定した界面物質と
して極めて有効である。
Ｓｉ−Ｃ−Ｏ化合物およびＳｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合物の
少なくとも１種を含む界面層が一体に形成される。上記
Ｓｉ−Ｎ−Ｏ化合物，Ｓｉ−Ｃ−Ｏ化合物およびＳｉ−
Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合物は、ＣやＢＮと比較して耐熱性はや
や劣る一方、耐酸化性は優れており、複合材料の耐食性
および破壊エネルギーを向上させる安定した界面物質と
して極めて有効である。
【００１９】上記界面層を構成するＳｉ−Ｎ−Ｏ化合
物，Ｓｉ−Ｃ−Ｏ化合物およびＳｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合
物は、例えば、それぞれポリシラザン，ポリカルボシラ
ンおよびポリチタノカルボシラン等のセラミックス前駆
体ポリマーを出発原料とし、その溶液をセラミックス繊
維表面に塗布した後に、窒素ガス等の非酸化性雰囲気中
で温度５００〜１１００℃の範囲で焼成することにより
得られる。
物，Ｓｉ−Ｃ−Ｏ化合物およびＳｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合
物は、例えば、それぞれポリシラザン，ポリカルボシラ
ンおよびポリチタノカルボシラン等のセラミックス前駆
体ポリマーを出発原料とし、その溶液をセラミックス繊
維表面に塗布した後に、窒素ガス等の非酸化性雰囲気中
で温度５００〜１１００℃の範囲で焼成することにより
得られる。
【００２０】なお上記セラミックス前駆体ポリマーは空
気中において分解し易い性質を有するため、繊維表面へ
の塗布操作および焼成操作は、窒素ガスやＡｒガス等の
不活性ガス雰囲気中で実施することが望ましい。
気中において分解し易い性質を有するため、繊維表面へ
の塗布操作および焼成操作は、窒素ガスやＡｒガス等の
不活性ガス雰囲気中で実施することが望ましい。
【００２１】上記界面層の厚さは、使用するセラミック
ス繊維の直径の１０％以下に設定される。界面層は繊維
やマトリックス自身と比較して脆弱であるため、その厚
さが繊維径の１０％を超えると、複合材料の強度特性お
よび破壊エネルギーが低下してしまう。したがって、界
面層の厚さは、上記範囲に設定されるが、実用上０．２
〜５μｍの範囲が好適である。
ス繊維の直径の１０％以下に設定される。界面層は繊維
やマトリックス自身と比較して脆弱であるため、その厚
さが繊維径の１０％を超えると、複合材料の強度特性お
よび破壊エネルギーが低下してしまう。したがって、界
面層の厚さは、上記範囲に設定されるが、実用上０．２
〜５μｍの範囲が好適である。
【００２２】また上記繊維と界面層との間の反応を防止
するため、または両者の界面におけるすべりを改善する
ためにセラミックス繊維表面に厚さ１〜５μｍ程度のす
べり層を形成するとよい。このすべり層は繊維表面にカ
ーボン（Ｃ）や窒化ほう素（ＢＮ）をコーティングして
形成される。
するため、または両者の界面におけるすべりを改善する
ためにセラミックス繊維表面に厚さ１〜５μｍ程度のす
べり層を形成するとよい。このすべり層は繊維表面にカ
ーボン（Ｃ）や窒化ほう素（ＢＮ）をコーティングして
形成される。
【００２３】上記すべり層によりセラミックス繊維と、
界面層との間の強度が最適化され、この最適な強度に起
因して初期破断後の保持強度が高く維持でき、靭性値が
高い複合材料が得られる。
界面層との間の強度が最適化され、この最適な強度に起
因して初期破断後の保持強度が高く維持でき、靭性値が
高い複合材料が得られる。
【００２４】また前記界面層とＣまたはＢＮから成るす
べり層とを多重構造にし、複合界面を形成することによ
って、複合界面の多くの箇所において、剥離（ディボン
ディング）およびすべり（プルアウト）が起こり、累積
的で複雑な破壊機構が形成されるため、複合材料の破壊
エネルギーをさらに向上させることが可能となる。
べり層とを多重構造にし、複合界面を形成することによ
って、複合界面の多くの箇所において、剥離（ディボン
ディング）およびすべり（プルアウト）が起こり、累積
的で複雑な破壊機構が形成されるため、複合材料の破壊
エネルギーをさらに向上させることが可能となる。
【００２５】界面層および必要に応じてすべり層を形成
した繊維は、複合材料全体に対して繊維体積率（Ｖｆ）
で５％以上の割合で添加される。しかしながら添加量が
５０％を超える過量となると、各繊維周囲に均一にマト
リックスを配置することが困難になり、空隙など欠陥の
発生に伴い複合材料の強度特性が急激に低下してしま
う。したがって複合効果が現れる好ましい添加量は２０
〜４０体積％の範囲である。
した繊維は、複合材料全体に対して繊維体積率（Ｖｆ）
で５％以上の割合で添加される。しかしながら添加量が
５０％を超える過量となると、各繊維周囲に均一にマト
リックスを配置することが困難になり、空隙など欠陥の
発生に伴い複合材料の強度特性が急激に低下してしま
う。したがって複合効果が現れる好ましい添加量は２０
〜４０体積％の範囲である。
【００２６】また複合材料の全表面にマトリックスのみ
から成る厚さ２００μｍ以上のマトリックス単体層を一
体に形成し、繊維とマトリックスとの界面部が表面に露
出しないように構成することにより、繊維の露出による
酸化劣化および強度低下を防止することができる。さら
に繊維表面に形成したすべり層を構成するＣやＢＮ成分
の酸化によるすべり機能の低下が防止でき、複合材料の
高温強度の低下を効果的に防止することができる。上記
マトリックス単体層を厚さ５００μｍ以下に形成するこ
とにより、上記強度低下防止機能を十分に発揮できる。
から成る厚さ２００μｍ以上のマトリックス単体層を一
体に形成し、繊維とマトリックスとの界面部が表面に露
出しないように構成することにより、繊維の露出による
酸化劣化および強度低下を防止することができる。さら
に繊維表面に形成したすべり層を構成するＣやＢＮ成分
の酸化によるすべり機能の低下が防止でき、複合材料の
高温強度の低下を効果的に防止することができる。上記
マトリックス単体層を厚さ５００μｍ以下に形成するこ
とにより、上記強度低下防止機能を十分に発揮できる。
【００２７】上記マトリックス中に複数の繊維層を積層
配置した平板状のセラミックス基繊維複合材料は、例え
ば以下のように製造される。すなわちセラミックス繊維
を織り上げて形成した各繊維層の内部および周辺部に、
セラミックス原料粉末を所定割合にて積層配置した上で
成形し、得られた成形体を非酸化性雰囲気中でホットプ
レス法または常圧焼結法、反応焼結法によって焼結して
製造される。
配置した平板状のセラミックス基繊維複合材料は、例え
ば以下のように製造される。すなわちセラミックス繊維
を織り上げて形成した各繊維層の内部および周辺部に、
セラミックス原料粉末を所定割合にて積層配置した上で
成形し、得られた成形体を非酸化性雰囲気中でホットプ
レス法または常圧焼結法、反応焼結法によって焼結して
製造される。
【００２８】一方、平板状ではなく、例えばタービン動
翼などの複雑な形状を有するセラミックス基繊維複合材
料は、例えば以下のような方法で製造される。すなわ
ち、繊維を編み上げて最終部品形状に近似した予備成形
体（プリフォーム）を形成し、この予備成形体中にマト
リックスとなるセラミックススラリーを含浸せしめて成
形体を形成し、得られた成形体を本焼結して製造され
る。なお上記マトリックスを反応焼結法によって製造す
ることも可能である。
翼などの複雑な形状を有するセラミックス基繊維複合材
料は、例えば以下のような方法で製造される。すなわ
ち、繊維を編み上げて最終部品形状に近似した予備成形
体（プリフォーム）を形成し、この予備成形体中にマト
リックスとなるセラミックススラリーを含浸せしめて成
形体を形成し、得られた成形体を本焼結して製造され
る。なお上記マトリックスを反応焼結法によって製造す
ることも可能である。
【００２９】
【作用】上記構成に係るセラミックス基繊維複合材料に
よれば、Ｓｉ−Ｎ−Ｏ化合物，Ｓｉ−Ｃ−Ｏ化合物およ
びＳｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合物の少なくとも１種を含む耐
酸化性に優れた界面層を、セラミックス繊維とマトリッ
クスとの間に形成しているため、複合材料の製造プロセ
スにおいて繊維とマトリックスとの間の反応を効果的に
防止でき、両者の固着による複合材料の脆化を防止する
ことができる。また複合材料に応力が負荷した際に繊維
とマトリックスとの剥離（ディボンディング）が界面層
で発生し、クラックの進展抵抗を増す作用を発揮する
が、複合材料の初期破壊強度を低下させない剪断強度は
保持される。さらに初期破壊後に、繊維の引き抜けを生
じて複合材料の靭性を向上させる。この際、界面層は繊
維とマトリックスとのすべり抵抗を増加させるため、複
合材料の破壊エネルギーを大幅に向上させることができ
る。
よれば、Ｓｉ−Ｎ−Ｏ化合物，Ｓｉ−Ｃ−Ｏ化合物およ
びＳｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合物の少なくとも１種を含む耐
酸化性に優れた界面層を、セラミックス繊維とマトリッ
クスとの間に形成しているため、複合材料の製造プロセ
スにおいて繊維とマトリックスとの間の反応を効果的に
防止でき、両者の固着による複合材料の脆化を防止する
ことができる。また複合材料に応力が負荷した際に繊維
とマトリックスとの剥離（ディボンディング）が界面層
で発生し、クラックの進展抵抗を増す作用を発揮する
が、複合材料の初期破壊強度を低下させない剪断強度は
保持される。さらに初期破壊後に、繊維の引き抜けを生
じて複合材料の靭性を向上させる。この際、界面層は繊
維とマトリックスとのすべり抵抗を増加させるため、複
合材料の破壊エネルギーを大幅に向上させることができ
る。
【００３０】また上記界面層を構成するＳｉ−Ｎ−Ｏ化
合物等は、ＣやＢＮと比較して優れた耐酸化性を有して
いるため、繊維が複合材料表面に露出した場合または初
期破壊後において繊維が露出した場合においても、界面
層が劣化するおそれが少なく、繊維を保護する機能を維
持する。したがって複合材料を高温度の酸化性雰囲気中
で使用した場合においても、強度および破壊エネルギー
値の低下が少なく、特に高温用構造部品材料として優れ
た耐久性を発揮する。
合物等は、ＣやＢＮと比較して優れた耐酸化性を有して
いるため、繊維が複合材料表面に露出した場合または初
期破壊後において繊維が露出した場合においても、界面
層が劣化するおそれが少なく、繊維を保護する機能を維
持する。したがって複合材料を高温度の酸化性雰囲気中
で使用した場合においても、強度および破壊エネルギー
値の低下が少なく、特に高温用構造部品材料として優れ
た耐久性を発揮する。
【００３１】また前記界面層とＣまたはＢＮから成るす
べり層とを多重構造にし、複合界面を形成することによ
って、複合界面の多くの箇所において、剥離（ディボン
ディング）およびすべり（プルアウト）が起こり、累積
的で複雑な破壊機構が形成されるため、複合材料の破壊
エネルギーをさらに向上させることが可能となる。
べり層とを多重構造にし、複合界面を形成することによ
って、複合界面の多くの箇所において、剥離（ディボン
ディング）およびすべり（プルアウト）が起こり、累積
的で複雑な破壊機構が形成されるため、複合材料の破壊
エネルギーをさらに向上させることが可能となる。
【００３２】
【実施例】以下本発明の一実施例について添付図面を参
照して説明する。
照して説明する。
【００３３】実施例１〜７ 直径１５μｍのＳｉＣ連続繊維（商品名：ニカロン，日
本カーボン株式会社製）を実施例１〜７用のセラミック
ス繊維として用意した。これらのＳｉＣ連続繊維のう
ち、表１に示すように実施例２，６用のＳｉＣ連続繊維
表面に、ＣＶＤ法を用いて厚さ０．４μｍのカーボン
（Ｃ）から成るすべり層を形成する一方、実施例４用の
ＳｉＣ連続繊維表面には、ＣＶＤ法を用いて厚さ０．４
μｍの窒化ほう素（ＢＮ）から成るすべり層を形成し
た。
本カーボン株式会社製）を実施例１〜７用のセラミック
ス繊維として用意した。これらのＳｉＣ連続繊維のう
ち、表１に示すように実施例２，６用のＳｉＣ連続繊維
表面に、ＣＶＤ法を用いて厚さ０．４μｍのカーボン
（Ｃ）から成るすべり層を形成する一方、実施例４用の
ＳｉＣ連続繊維表面には、ＣＶＤ法を用いて厚さ０．４
μｍの窒化ほう素（ＢＮ）から成るすべり層を形成し
た。
【００３４】次に、必要に応じてすべり層を形成した実
施例１，２，７用のＳｉＣ連続繊維に、セラミックス前
駆体ポリマーとしてのポリシラザンのキシレン溶液（株
式会社東燃製）を、窒素雰囲気中で塗布後、同じく窒素
雰囲気中で温度６００℃で焼成して厚さ０．６μｍ（実
施例１，２）または３μｍ（実施例７）のＳｉ−Ｎ−Ｏ
化合物から成る界面層を形成した。
施例１，２，７用のＳｉＣ連続繊維に、セラミックス前
駆体ポリマーとしてのポリシラザンのキシレン溶液（株
式会社東燃製）を、窒素雰囲気中で塗布後、同じく窒素
雰囲気中で温度６００℃で焼成して厚さ０．６μｍ（実
施例１，２）または３μｍ（実施例７）のＳｉ−Ｎ−Ｏ
化合物から成る界面層を形成した。
【００３５】一方、必要に応じてすべり層を形成した実
施例３，４用のＳｉＣ連続繊維に、セラミックス前駆体
ポリマーとしてのポリカルボシランのキシレン溶液（日
本カーボン株式会社製）を、窒素雰囲気中で塗布後、同
じく窒素雰囲気中で温度６００℃で焼成して厚さ０．６
μｍのＳｉ−Ｃ−Ｏ化合物から成る界面層を形成した。
施例３，４用のＳｉＣ連続繊維に、セラミックス前駆体
ポリマーとしてのポリカルボシランのキシレン溶液（日
本カーボン株式会社製）を、窒素雰囲気中で塗布後、同
じく窒素雰囲気中で温度６００℃で焼成して厚さ０．６
μｍのＳｉ−Ｃ−Ｏ化合物から成る界面層を形成した。
【００３６】一方、必要に応じてすべり層を形成した実
施例５，６用のＳｉＣ連続繊維に、セラミックス前駆体
ポリマーとしてのポリチタノカルボシランのキシレン溶
液（宇部興産株式会社製）を、窒素雰囲気中で塗布後、
同じく窒素雰囲気中で温度６００℃で焼成して厚さ０．
６μｍのＳｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合物から成る界面層を形
成した。
施例５，６用のＳｉＣ連続繊維に、セラミックス前駆体
ポリマーとしてのポリチタノカルボシランのキシレン溶
液（宇部興産株式会社製）を、窒素雰囲気中で塗布後、
同じく窒素雰囲気中で温度６００℃で焼成して厚さ０．
６μｍのＳｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合物から成る界面層を形
成した。
【００３７】上記のように各種界面層と、必要に応じて
すべり層とを形成した実施例１〜７用のＳｉＣ連続繊維
を二次元方向に織り上げて平織りクロスを作成し、この
平織りクロスを複数枚積層して、それぞれ実施例１〜７
用の予備成形体（プリフォーム）を製造した。
すべり層とを形成した実施例１〜７用のＳｉＣ連続繊維
を二次元方向に織り上げて平織りクロスを作成し、この
平織りクロスを複数枚積層して、それぞれ実施例１〜７
用の予備成形体（プリフォーム）を製造した。
【００３８】一方、骨材としてのＳｉＣ粉末（平均粒径
５μｍ）と、ＳｉＣ粉末量の２０重量％に相当する炭素
源としての黒鉛粉末（平均粒径１μｍ）とを溶媒中に分
散させることにより低粘度原料スラリーを調製した。次
に圧力鋳込み法を使用して、上記低粘度原料スラリーを
上記各予備成形体中に含浸させて、各繊維含有セラミッ
クス成形体とした。なお原料スラリーの含浸量は、表１
に示すように、緻密化した複合材料焼結体中の繊維体積
率（Ｖｆ）が３０％となるように設定した。
５μｍ）と、ＳｉＣ粉末量の２０重量％に相当する炭素
源としての黒鉛粉末（平均粒径１μｍ）とを溶媒中に分
散させることにより低粘度原料スラリーを調製した。次
に圧力鋳込み法を使用して、上記低粘度原料スラリーを
上記各予備成形体中に含浸させて、各繊維含有セラミッ
クス成形体とした。なお原料スラリーの含浸量は、表１
に示すように、緻密化した複合材料焼結体中の繊維体積
率（Ｖｆ）が３０％となるように設定した。
【００３９】この後、上記繊維含有セラミックス成形体
のけい化に必要なＳｉ量の１．２倍の粉末Ｓｉを充填し
たアルミナボード内に、上記繊維含有セラミックス成形
体を配置し、Ａｒガス雰囲気に調整した焼成炉内におい
て、１４３０℃の温度で４時間保持することにより、溶
融Ｓｉの含浸を行いつつ、上記繊維含有セラミックス成
形体を反応焼結せしめて、ＳｉＣ焼結体から成る緻密な
マトリックスを形成し、それぞれ実施例１〜７に係るＳ
ｉＣ基繊維複合材料を調製した。
のけい化に必要なＳｉ量の１．２倍の粉末Ｓｉを充填し
たアルミナボード内に、上記繊維含有セラミックス成形
体を配置し、Ａｒガス雰囲気に調整した焼成炉内におい
て、１４３０℃の温度で４時間保持することにより、溶
融Ｓｉの含浸を行いつつ、上記繊維含有セラミックス成
形体を反応焼結せしめて、ＳｉＣ焼結体から成る緻密な
マトリックスを形成し、それぞれ実施例１〜７に係るＳ
ｉＣ基繊維複合材料を調製した。
【００４０】上記実施例１，３，５，７に係る複合材料
１は、図１に示すようにＳｉＣ反応焼結体から成るマト
リックス２中にＳｉＣ連続繊維３が分散複合化した構造
を有する。また各ＳｉＣ連続繊維３の表面には、Ｓｉ−
Ｎ−Ｏ化合物等から成る界面層５が一体に形成されてい
る。
１は、図１に示すようにＳｉＣ反応焼結体から成るマト
リックス２中にＳｉＣ連続繊維３が分散複合化した構造
を有する。また各ＳｉＣ連続繊維３の表面には、Ｓｉ−
Ｎ−Ｏ化合物等から成る界面層５が一体に形成されてい
る。
【００４１】一方、実施例２，４，６に係る複合材料１
ａは、図２に示すように、ＳｉＣ反応焼結体から成るマ
トリックス２ａ中にＳｉＣ連続繊維３ａが分散複合化し
た構造を有する。またＳｉＣ連続繊維３ａとマトリック
ス２ａとの間には、ＣまたはＢＮから成るすべり層４お
よびＳｉ−Ｎ−Ｏ化合物等から成る界面層５ａが、多重
構造になるように形成されている。
ａは、図２に示すように、ＳｉＣ反応焼結体から成るマ
トリックス２ａ中にＳｉＣ連続繊維３ａが分散複合化し
た構造を有する。またＳｉＣ連続繊維３ａとマトリック
ス２ａとの間には、ＣまたはＢＮから成るすべり層４お
よびＳｉ−Ｎ−Ｏ化合物等から成る界面層５ａが、多重
構造になるように形成されている。
【００４２】比較例１ 一方、界面層を形成しない点以外は実施例１と同様に処
理して、ＳｉＣ焼結体をマトリックスとする比較例１に
係る複合材料を調製した。
理して、ＳｉＣ焼結体をマトリックスとする比較例１に
係る複合材料を調製した。
【００４３】比較例２ ＳｉＣ連続繊維表面に界面層を形成せず、厚さ０．４μ
ｍのカーボン（Ｃ）を被覆した以外は実施例１と同様に
処理してＳｉＣ焼結体をマトリックスとする比較例２に
係る複合材料を調製した。
ｍのカーボン（Ｃ）を被覆した以外は実施例１と同様に
処理してＳｉＣ焼結体をマトリックスとする比較例２に
係る複合材料を調製した。
【００４４】比較例３ ＳｉＣ連続繊維表面に界面層を形成せず、厚さ０．４μ
ｍの窒化ほう素（ＢＮ）を被覆した以外は実施例１と同
様に処理してＳｉＣ焼結体をマトリックスとする比較例
３に係る複合材料を調製した。
ｍの窒化ほう素（ＢＮ）を被覆した以外は実施例１と同
様に処理してＳｉＣ焼結体をマトリックスとする比較例
３に係る複合材料を調製した。
【００４５】上記のように調製した実施例１〜７および
比較例１〜３に係る各複合材料の破壊特性を評価するた
め、各複合材料から曲げ試験片を切り出し、室温（Ｒ
Ｔ：２５℃）および高温（１３００℃）における３点曲
げ強度，破壊エネルギーおよび耐酸化性を測定した。こ
こで各試験片の破壊エネルギー値は、応力−歪曲線の形
状から破壊エネルギーを積算し、比較例３の場合を基準
値１とし、その基準値に対する倍率を算出して相対値と
してそれぞれ表示した。また耐酸化性は、各複合材料の
試験片を１４５０℃の空気中に５００時間保持した後に
おける試験片の酸化による重量増の大小で評価し、表中
○印は重量増が０．１％未満であり、△印は０．１％以
上１％未満であり、×印は１％以上の重量増を示す。測
定評価結果を下記表１に示す。
比較例１〜３に係る各複合材料の破壊特性を評価するた
め、各複合材料から曲げ試験片を切り出し、室温（Ｒ
Ｔ：２５℃）および高温（１３００℃）における３点曲
げ強度，破壊エネルギーおよび耐酸化性を測定した。こ
こで各試験片の破壊エネルギー値は、応力−歪曲線の形
状から破壊エネルギーを積算し、比較例３の場合を基準
値１とし、その基準値に対する倍率を算出して相対値と
してそれぞれ表示した。また耐酸化性は、各複合材料の
試験片を１４５０℃の空気中に５００時間保持した後に
おける試験片の酸化による重量増の大小で評価し、表中
○印は重量増が０．１％未満であり、△印は０．１％以
上１％未満であり、×印は１％以上の重量増を示す。測
定評価結果を下記表１に示す。
【００４６】
【表１】
【００４７】表１に示す結果から明らかなように、耐酸
化性に優れたＳｉ−Ｎ−Ｏ化合物等から成る界面層を形
成した本実施例に係るセラミックス基繊維複合材料によ
れば、繊維とマトリックスとの間の反応が効果的に防止
でき、両者の反応固着による複合材料の脆化を防止で
き、破壊エネルギーが高い複合材料が得られた。
化性に優れたＳｉ−Ｎ−Ｏ化合物等から成る界面層を形
成した本実施例に係るセラミックス基繊維複合材料によ
れば、繊維とマトリックスとの間の反応が効果的に防止
でき、両者の反応固着による複合材料の脆化を防止で
き、破壊エネルギーが高い複合材料が得られた。
【００４８】また上記界面層に加えて、ＣまたはＢＮか
ら成るすべり層を二重に形成した実施例２，４，６に係
る複合材料においては、複合界面において剥離および繊
維の引き抜けが起こり、累積的で複雑な破壊機構となる
ため、複合材料の破壊エネルギーがさらに向上すること
が確認された。
ら成るすべり層を二重に形成した実施例２，４，６に係
る複合材料においては、複合界面において剥離および繊
維の引き抜けが起こり、累積的で複雑な破壊機構となる
ため、複合材料の破壊エネルギーがさらに向上すること
が確認された。
【００４９】なお、界面層の厚さを繊維直径の２０％と
過大にした実施例７に係る複合材料においては、強度お
よび破壊エネルギーが相対的に低下することが判明し
た。
過大にした実施例７に係る複合材料においては、強度お
よび破壊エネルギーが相対的に低下することが判明し
た。
【００５０】一方、上記すべり層および界面層を形成し
ない比較例１に係る複合材料においては、繊維とマトリ
ックスが固着し、脆性破壊した。またＣから成るすべり
層を形成した比較例２に係る複合材料においては、Ｓｉ
と反応して繊維とマトリックスが強固に接合した反応焼
結 SiCマトリックスが形成されるため、３点曲げ強度は
比較的に大きいが、脆性破壊した。またＢＮから成るす
べり層のみを形成した比較例３の複合材料においては、
ある程度の強度特性は得られるが、耐酸化性が劣り、高
温での曲げ試験では初期破壊後に繊維が露出した部分か
ら急速に酸化が進み、破壊エネルギー値が悪化し易い難
点があり、高温用構造部品材料として不適であることが
判明した。
ない比較例１に係る複合材料においては、繊維とマトリ
ックスが固着し、脆性破壊した。またＣから成るすべり
層を形成した比較例２に係る複合材料においては、Ｓｉ
と反応して繊維とマトリックスが強固に接合した反応焼
結 SiCマトリックスが形成されるため、３点曲げ強度は
比較的に大きいが、脆性破壊した。またＢＮから成るす
べり層のみを形成した比較例３の複合材料においては、
ある程度の強度特性は得られるが、耐酸化性が劣り、高
温での曲げ試験では初期破壊後に繊維が露出した部分か
ら急速に酸化が進み、破壊エネルギー値が悪化し易い難
点があり、高温用構造部品材料として不適であることが
判明した。
【００５１】なお上記実施例においては、セラミックス
マトリックスとして反応焼結ＳｉＣマトリックスを形成
した場合について例示しているが、マトリックスとして
Ｓｉ3 Ｎ4 ，サイアロン，ＡｌＮ，Ａｌ2 Ｏ3 ，ＺｒＯ
2 ，ＳｉＯ2 ，ムライトおよびスピネルを形成した場合
においても、同様な複合効果が得られた。
マトリックスとして反応焼結ＳｉＣマトリックスを形成
した場合について例示しているが、マトリックスとして
Ｓｉ3 Ｎ4 ，サイアロン，ＡｌＮ，Ａｌ2 Ｏ3 ，ＺｒＯ
2 ，ＳｉＯ2 ，ムライトおよびスピネルを形成した場合
においても、同様な複合効果が得られた。
【００５２】
【発明の効果】以上説明の通り本発明に係るセラミック
ス基繊維複合材料によれば、Ｓｉ−Ｎ−Ｏ化合物，Ｓｉ
−Ｃ−Ｏ化合物およびＳｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合物の少な
くとも１種を含む耐酸化性に優れた界面層を、セラミッ
クス繊維とマトリックスとの間に形成しているため、複
合材料の製造プロセスにおいて繊維とマトリックスとの
間の反応を効果的に防止でき、両者の固着による複合材
料の脆化を防止することができる。また複合材料に応力
が負荷した際に繊維とマトリックスとの剥離（ディボン
ディング）が界面層で発生し、クラックの進展抵抗を増
す作用を発揮するが、複合材料の初期破壊強度を低下さ
せない剪断強度は保持される。さらに初期破壊後に、繊
維の引き抜けを生じて複合材料の靭性を向上させる。こ
の際、界面層は繊維とマトリックスとのすべり抵抗を増
加させるため、複合材料の破壊エネルギーを大幅に向上
させることができる。
ス基繊維複合材料によれば、Ｓｉ−Ｎ−Ｏ化合物，Ｓｉ
−Ｃ−Ｏ化合物およびＳｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合物の少な
くとも１種を含む耐酸化性に優れた界面層を、セラミッ
クス繊維とマトリックスとの間に形成しているため、複
合材料の製造プロセスにおいて繊維とマトリックスとの
間の反応を効果的に防止でき、両者の固着による複合材
料の脆化を防止することができる。また複合材料に応力
が負荷した際に繊維とマトリックスとの剥離（ディボン
ディング）が界面層で発生し、クラックの進展抵抗を増
す作用を発揮するが、複合材料の初期破壊強度を低下さ
せない剪断強度は保持される。さらに初期破壊後に、繊
維の引き抜けを生じて複合材料の靭性を向上させる。こ
の際、界面層は繊維とマトリックスとのすべり抵抗を増
加させるため、複合材料の破壊エネルギーを大幅に向上
させることができる。
【００５３】また上記界面層を構成するＳｉ−Ｎ−Ｏ化
合物等は、ＣやＢＮと比較して優れた耐酸化性を有して
いるため、繊維が複合材料表面に露出した場合または初
期破壊後において繊維が露出した場合においても、界面
層が劣化するおそれが少なく、繊維を保護する機能を維
持する。したがって複合材料を高温度の酸化性雰囲気中
で使用した場合においても、強度および破壊エネルギー
値の低下が少なく、特に高温用構造部品材料として優れ
た耐久性を発揮する。
合物等は、ＣやＢＮと比較して優れた耐酸化性を有して
いるため、繊維が複合材料表面に露出した場合または初
期破壊後において繊維が露出した場合においても、界面
層が劣化するおそれが少なく、繊維を保護する機能を維
持する。したがって複合材料を高温度の酸化性雰囲気中
で使用した場合においても、強度および破壊エネルギー
値の低下が少なく、特に高温用構造部品材料として優れ
た耐久性を発揮する。
【００５４】また前記界面層とＣまたはＢＮから成るす
べり層とを多重構造にし、複合界面を形成することによ
って、複合界面の多くの箇所において、剥離（ディボン
ディング）およびすべり（プルアウト）が起こり、累積
的で複雑な破壊機構が形成されるため、複合材料の破壊
エネルギーをさらに向上させることが可能となる。
べり層とを多重構造にし、複合界面を形成することによ
って、複合界面の多くの箇所において、剥離（ディボン
ディング）およびすべり（プルアウト）が起こり、累積
的で複雑な破壊機構が形成されるため、複合材料の破壊
エネルギーをさらに向上させることが可能となる。
【図１】本発明に係るセラミックス基繊維複合材料の一
実施例を示す要部断面図。
実施例を示す要部断面図。
【図２】本発明に係るセラミックス基繊維複合材料の他
の実施例を示す要部断面図。
の実施例を示す要部断面図。
１，１ａ セラミックス基繊維複合材料（ＳｉＣ基繊維
複合材料） ２，２ａ セラミックスマトリックス（ＳｉＣ反応焼結
マトリックス） ３，３ａ セラミックス繊維（ＳｉＣ連続繊維） ４ すべり層 ５，５ａ 界面層
複合材料） ２，２ａ セラミックスマトリックス（ＳｉＣ反応焼結
マトリックス） ３，３ａ セラミックス繊維（ＳｉＣ連続繊維） ４ すべり層 ５，５ａ 界面層
Claims (5)
- 【請求項１】 セラミックスマトリックス中にセラミッ
クス繊維を複合化して成るセラミックス基繊維複合材料
において、Ｓｉ−Ｎ−Ｏ化合物，Ｓｉ−Ｃ−Ｏ化合物お
よびＳｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合物の少なくとも１種を含む
界面層を、上記セラミックスマトリックスとセラミック
ス繊維との界面に形成したことを特徴とするセラミック
ス基繊維複合材料。 - 【請求項２】 Ｓｉ−Ｎ−Ｏ化合物，Ｓｉ−Ｃ−Ｏ化合
物およびＳｉ−Ｔｉ−Ｃ−Ｏ化合物の少なくとも１種を
含む界面層が、ポリシラザン，ポリカルボシラン，ポリ
チタノカルボシラン等のセラミックス前駆体ポリマーの
焼結体から成ることを特徴とする請求項１記載のセラミ
ックス基繊維複合材料。 - 【請求項３】 形成した界面層の厚さが、セラミックス
繊維の直径の１０％以下であることを特徴とする請求項
１記載のセラミックス基繊維複合材料。 - 【請求項４】 炭素（Ｃ）および窒化ほう素（ＢＮ）の
少なくとも一方から成るすべり層を、セラミックス繊維
と界面層との間に形成したことを特徴とする請求項１記
載のセラミックス基繊維複合材料。 - 【請求項５】 セラミックスマトリックスの主成分が、
炭化けい素（ＳｉＣ），窒化けい素（Ｓｉ3 Ｎ4 ），サ
イアロン（Ｓｉ6-z Ａｌz Ｏz Ｎ8-z （０＜ｚ≦４．
５）），窒化アルミニウム（ＡｌＮ），アルミナ（Ａｌ
2 Ｏ3 ），ジルコニア（ＺｒＯ2 ），シリカ（Ｓｉ
Ｏ2 ），ムライト（３Ａｌ2 Ｏ3 ・２ＳｉＯ2 ），スピ
ネル（ＭｇＡｌ2 Ｏ4 ）の少なくとも１種から成ること
を特徴とする請求項１記載のセラミックス基繊維複合材
料。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6320630A JPH08175879A (ja) | 1994-12-22 | 1994-12-22 | セラミックス基繊維複合材料 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6320630A JPH08175879A (ja) | 1994-12-22 | 1994-12-22 | セラミックス基繊維複合材料 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08175879A true JPH08175879A (ja) | 1996-07-09 |
Family
ID=18123558
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6320630A Pending JPH08175879A (ja) | 1994-12-22 | 1994-12-22 | セラミックス基繊維複合材料 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08175879A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN117865677A (zh) * | 2023-11-30 | 2024-04-12 | 江苏泰瑞耐火有限公司 | 一种陶瓷基复合料管及其制备方法 |
| CN119844167A (zh) * | 2023-10-18 | 2025-04-18 | 中国航发商用航空发动机有限责任公司 | 涡轮叶片 |
-
1994
- 1994-12-22 JP JP6320630A patent/JPH08175879A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN119844167A (zh) * | 2023-10-18 | 2025-04-18 | 中国航发商用航空发动机有限责任公司 | 涡轮叶片 |
| CN117865677A (zh) * | 2023-11-30 | 2024-04-12 | 江苏泰瑞耐火有限公司 | 一种陶瓷基复合料管及其制备方法 |
| CN117865677B (zh) * | 2023-11-30 | 2026-04-17 | 江苏泰瑞耐火有限公司 | 一种陶瓷基复合料管及其制备方法 |
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