JPH1119458A - ガス分離膜及びその製造方法 - Google Patents
ガス分離膜及びその製造方法Info
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- JPH1119458A JPH1119458A JP9181501A JP18150197A JPH1119458A JP H1119458 A JPH1119458 A JP H1119458A JP 9181501 A JP9181501 A JP 9181501A JP 18150197 A JP18150197 A JP 18150197A JP H1119458 A JPH1119458 A JP H1119458A
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Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02C—CAPTURE, STORAGE, SEQUESTRATION OR DISPOSAL OF GREENHOUSE GASES [GHG]
- Y02C20/00—Capture or disposal of greenhouse gases
- Y02C20/40—Capture or disposal of greenhouse gases of CO2
Landscapes
- Separation Using Semi-Permeable Membranes (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 簡単な方法により安価に製造でき、ＣＯ2と
Ｎ2の選択的ガス分離性能及び優れた透過速度を有して
いて、高温でも選択的ガス分離性能が低下しないガス分
離膜を提供する。 【解決手段】 ＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系ガラス粉末
の懸濁液を多孔質セラミックス基材で濾過して該基材上
にガラス粉末の堆積層を形成し、真空中で加熱して該堆
積層を溶融した後室温まで急冷してガラス膜とし、この
ガラス膜を酸溶液で処理して多孔質ガラス膜を生成す
る。この多孔質ガラス膜は平均細孔径が２０Å以下で、
ＣＯ2よりもＮ2を選択的に透過させ、３５０℃でのＮ2
とＣＯ2との透過速度の比が３以上のガス分離膜であ
る。
Ｎ2の選択的ガス分離性能及び優れた透過速度を有して
いて、高温でも選択的ガス分離性能が低下しないガス分
離膜を提供する。 【解決手段】 ＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系ガラス粉末
の懸濁液を多孔質セラミックス基材で濾過して該基材上
にガラス粉末の堆積層を形成し、真空中で加熱して該堆
積層を溶融した後室温まで急冷してガラス膜とし、この
ガラス膜を酸溶液で処理して多孔質ガラス膜を生成す
る。この多孔質ガラス膜は平均細孔径が２０Å以下で、
ＣＯ2よりもＮ2を選択的に透過させ、３５０℃でのＮ2
とＣＯ2との透過速度の比が３以上のガス分離膜であ
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、マイクロポアを有
する多孔質ガラス膜からなり、Ｎ2とＣＯ2の分離が可能
なガス分離膜、及びその製造方法に関する。
する多孔質ガラス膜からなり、Ｎ2とＣＯ2の分離が可能
なガス分離膜、及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年の環境問題への対策から、ＣＯ2な
どのガス分離が可能な直径２０Å以下の細孔を持つマイ
クロポア多孔体が要求されている。例えば、火力発電所
の排気ガスには約９０％のＮ2と約１０％のＣＯ2が含ま
れており、このＣＯ2とＮ2を分離する技術が地球温暖化
対策上必要とされている。
どのガス分離が可能な直径２０Å以下の細孔を持つマイ
クロポア多孔体が要求されている。例えば、火力発電所
の排気ガスには約９０％のＮ2と約１０％のＣＯ2が含ま
れており、このＣＯ2とＮ2を分離する技術が地球温暖化
対策上必要とされている。
【０００３】このようなガス分離性能を備えた材料の候
補として、結晶格子中に規則正しい細孔を持つ材料であ
るゼオライトや、ゾルゲル法により作製された各種の多
孔質酸化物膜が期待されている。例えば、ゼオライトに
関しては、ＣＯ2とＮ2の混合ガスからＣＯ2を選択的に
透過する場合において、室温でのＣＯ2とＮ2の透過速度
の比（ＰCO2／ＰN2）で８.６７の分離性能が得られたと
の報告がある。
補として、結晶格子中に規則正しい細孔を持つ材料であ
るゼオライトや、ゾルゲル法により作製された各種の多
孔質酸化物膜が期待されている。例えば、ゼオライトに
関しては、ＣＯ2とＮ2の混合ガスからＣＯ2を選択的に
透過する場合において、室温でのＣＯ2とＮ2の透過速度
の比（ＰCO2／ＰN2）で８.６７の分離性能が得られたと
の報告がある。
【０００４】同様の機能を持つ材料として、ＳｉＯ2−
Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系の多孔質ガラスが開発されている。
この系のガラスは分相ガラスとしてよく知られており、
以下のプロセスで作製される。即ち、上記系のガラス粉
末を高温で溶融させてガラスを作製した後、４００〜５
００℃の温度で長時間熱処理すると、ガラスはＳｉＯ2
に富む成分とＢ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏに富む成分に相分離す
る。そこで、このガラスを塩酸などの酸に８０℃程度の
温度で浸漬すると、Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏに富む成分が溶出
して細孔が形成される。通常この方法で形成される細孔
径は４０Å程度以上である。
Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系の多孔質ガラスが開発されている。
この系のガラスは分相ガラスとしてよく知られており、
以下のプロセスで作製される。即ち、上記系のガラス粉
末を高温で溶融させてガラスを作製した後、４００〜５
００℃の温度で長時間熱処理すると、ガラスはＳｉＯ2
に富む成分とＢ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏに富む成分に相分離す
る。そこで、このガラスを塩酸などの酸に８０℃程度の
温度で浸漬すると、Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏに富む成分が溶出
して細孔が形成される。通常この方法で形成される細孔
径は４０Å程度以上である。
【０００５】このプロセスにおいて、ガラス作製後の加
熱処理を行わずに酸処理すると、相分離が起こらずガラ
スの耐酸性はより高くなり、結果として酸処理により形
成される細孔の直径は２０Å以下になる。この多孔質ガ
ラスは、その極めて小さな細孔によって優れたガス分離
性能を発揮する。例えば、ＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系
ガラスを溶融後、外径０.３ｍｍ、厚さ６０μｍ程度の
キャピラリー状にして酸処理したたものは、ＣＯ2とＮ2
の混合ガスからＣＯ2を選択的に透過し、室温における
ＣＯ2とＮ2の透過速度の比（ＰCO2／ＰN2）が１００以
上になるとの報告もある。
熱処理を行わずに酸処理すると、相分離が起こらずガラ
スの耐酸性はより高くなり、結果として酸処理により形
成される細孔の直径は２０Å以下になる。この多孔質ガ
ラスは、その極めて小さな細孔によって優れたガス分離
性能を発揮する。例えば、ＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系
ガラスを溶融後、外径０.３ｍｍ、厚さ６０μｍ程度の
キャピラリー状にして酸処理したたものは、ＣＯ2とＮ2
の混合ガスからＣＯ2を選択的に透過し、室温における
ＣＯ2とＮ2の透過速度の比（ＰCO2／ＰN2）が１００以
上になるとの報告もある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】上記したように、ガス
分離膜として、ゼオライトやゾルゲル法による多孔質酸
化物膜、及びＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系多孔質ガラス
などが知られているが、これら従来のガス分離膜は、操
作温度が室温の場合は高い選択的ガス分離性能を示すも
のの、操作温度が高くなるにつれて選択的ガス分離性能
が低下するという共通の欠点を有している。
分離膜として、ゼオライトやゾルゲル法による多孔質酸
化物膜、及びＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系多孔質ガラス
などが知られているが、これら従来のガス分離膜は、操
作温度が室温の場合は高い選択的ガス分離性能を示すも
のの、操作温度が高くなるにつれて選択的ガス分離性能
が低下するという共通の欠点を有している。
【０００７】これは、以下の理由によると推定されてい
る。即ち、ＣＯ2とＮ2は分子径に殆ど差がない（熱力学
的分子径はＣＯ2＝３.１Å、Ｎ2＝３.３Å）ため、ガス
分離膜の細孔での分子篩い効果による分離は殆ど不可能
である。上記ガス分離膜がＣＯ2のみを選択的に透過さ
せるのは、ＣＯ2の方がＮ2よりも膜の細孔壁に吸着し易
く、吸着したＣＯ2が細孔壁を優先的に拡散するためと
考えられている。従って、操作温度が高くなるにつれて
ＣＯ2の吸着能が低下し、Ｎ2と殆ど差がなくなるため
に、分離性能が急激に低下するのである。
る。即ち、ＣＯ2とＮ2は分子径に殆ど差がない（熱力学
的分子径はＣＯ2＝３.１Å、Ｎ2＝３.３Å）ため、ガス
分離膜の細孔での分子篩い効果による分離は殆ど不可能
である。上記ガス分離膜がＣＯ2のみを選択的に透過さ
せるのは、ＣＯ2の方がＮ2よりも膜の細孔壁に吸着し易
く、吸着したＣＯ2が細孔壁を優先的に拡散するためと
考えられている。従って、操作温度が高くなるにつれて
ＣＯ2の吸着能が低下し、Ｎ2と殆ど差がなくなるため
に、分離性能が急激に低下するのである。
【０００８】以上のような欠点の他に、ゾルゲル法で作
製したガス分離膜は気孔率が低いためガス透過速度が小
さい、製膜時にクラックが生成しやすいためクラックを
通ってガスがリークする、製造プロセスの制御が困難な
ため量産に向かない、などの問題点がある。また、ゼオ
ライトの合成法である水熱合成法は、高温高圧プロセス
を経る特殊な製法であるため非常にコストがかかる上、
水熱合成法ではゼオライトの微結晶は合成できても、緻
密な膜を合成することは困難であるから、安価なガス分
離膜が得られないという欠点がある。
製したガス分離膜は気孔率が低いためガス透過速度が小
さい、製膜時にクラックが生成しやすいためクラックを
通ってガスがリークする、製造プロセスの制御が困難な
ため量産に向かない、などの問題点がある。また、ゼオ
ライトの合成法である水熱合成法は、高温高圧プロセス
を経る特殊な製法であるため非常にコストがかかる上、
水熱合成法ではゼオライトの微結晶は合成できても、緻
密な膜を合成することは困難であるから、安価なガス分
離膜が得られないという欠点がある。
【０００９】更に、比較的安価に製造できるＳｉＯ2−
Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系の多孔質ガラスについても、前記し
た方法によって製造されるため、薄膜状にすることは困
難であり、薄膜以外の形状ではガスの透過性能が低く、
実用上満足できるものではなかった。また、ガラス単体
では強度が低いため、ガス圧が負荷されたときに破損し
やすいという欠点があった。
Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系の多孔質ガラスについても、前記し
た方法によって製造されるため、薄膜状にすることは困
難であり、薄膜以外の形状ではガスの透過性能が低く、
実用上満足できるものではなかった。また、ガラス単体
では強度が低いため、ガス圧が負荷されたときに破損し
やすいという欠点があった。
【００１０】このため、ＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系多
孔質ガラスを用いた実用的なガス分離膜としては、例え
ば、直径１ｍｍ程度のチューブ状多孔質セラミックスの
内面に上記多孔質ガラスの薄膜を形成し、これを数十〜
数百本束ねてモジュールとして使用する方法が採用され
ている。この場合、ＣＯ2とＮ2の混合ガスは、モジュー
ルの各チューブ内に供給され、各チューブの外側に透過
ガスを流出させるようになっている。
孔質ガラスを用いた実用的なガス分離膜としては、例え
ば、直径１ｍｍ程度のチューブ状多孔質セラミックスの
内面に上記多孔質ガラスの薄膜を形成し、これを数十〜
数百本束ねてモジュールとして使用する方法が採用され
ている。この場合、ＣＯ2とＮ2の混合ガスは、モジュー
ルの各チューブ内に供給され、各チューブの外側に透過
ガスを流出させるようになっている。
【００１１】しかしながら、チューブ状多孔質セラミッ
クスの内面にガラスの薄膜を形成する技術として、例え
ばＣＶＤ法やスパッタリング法などによりＳｉＯ2−Ｂ2
Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系ガラス膜を形成した後、これを溶融、急
冷、酸処理する方法が知られているが、小径のチューブ
の内面にガラス膜を均一にコーティングすることは非常
に困難であった。
クスの内面にガラスの薄膜を形成する技術として、例え
ばＣＶＤ法やスパッタリング法などによりＳｉＯ2−Ｂ2
Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系ガラス膜を形成した後、これを溶融、急
冷、酸処理する方法が知られているが、小径のチューブ
の内面にガラス膜を均一にコーティングすることは非常
に困難であった。
【００１２】また、ゾルゲル法などの液相プロセスもあ
るが、１回にコーティングできる膜厚はせいぜい０.１
〜１μｍ程度であるため、基材となる多孔質セラミック
スの細孔を完全に覆い、ガス分離膜として信頼性のある
膜厚である１０μｍ程度以上の厚さにコーティングする
ためには、多くの時間とコストを要していた。
るが、１回にコーティングできる膜厚はせいぜい０.１
〜１μｍ程度であるため、基材となる多孔質セラミック
スの細孔を完全に覆い、ガス分離膜として信頼性のある
膜厚である１０μｍ程度以上の厚さにコーティングする
ためには、多くの時間とコストを要していた。
【００１３】本発明は、このような従来の事情に鑑み、
簡単な方法により安価に製造でき、ＣＯ2とＮ2の選択的
ガス分離性能及び優れた透過速度を有していて、高温で
も選択的ガス分離性能が低下しないガス分離膜及びその
製造方法を提供することを目的とする。
簡単な方法により安価に製造でき、ＣＯ2とＮ2の選択的
ガス分離性能及び優れた透過速度を有していて、高温で
も選択的ガス分離性能が低下しないガス分離膜及びその
製造方法を提供することを目的とする。
【００１４】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本発明が提供するガス分離膜は、多孔質セラミック
ス基材上に形成されたＳｉＯ2をベースとするＳｉＯ2−
Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系多孔質ガラス膜からなり、該多孔質
ガラス膜の平均細孔径が２０Å以下であって、ＣＯ2よ
りもＮ2を選択的に透過させ、３５０℃におけるＮ2とＣ
Ｏ2との透過速度の比が３以上であることを特徴とす
る。
め、本発明が提供するガス分離膜は、多孔質セラミック
ス基材上に形成されたＳｉＯ2をベースとするＳｉＯ2−
Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系多孔質ガラス膜からなり、該多孔質
ガラス膜の平均細孔径が２０Å以下であって、ＣＯ2よ
りもＮ2を選択的に透過させ、３５０℃におけるＮ2とＣ
Ｏ2との透過速度の比が３以上であることを特徴とす
る。
【００１５】また、このガス分離膜の製造方法は、Ｓｉ
Ｏ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系ガラス粉末の懸濁液を多孔質セ
ラミックス基材で濾過して該基材上に前記ガラス粉末の
堆積層を形成し、次に真空中で加熱して該堆積層を溶融
せしめた後、室温まで急冷してガラス膜とし、このガラ
ス膜を酸溶液で処理して平均細孔径２０Å以下の細孔を
有する多孔質ガラス膜を生成させることを特徴とする。
Ｏ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系ガラス粉末の懸濁液を多孔質セ
ラミックス基材で濾過して該基材上に前記ガラス粉末の
堆積層を形成し、次に真空中で加熱して該堆積層を溶融
せしめた後、室温まで急冷してガラス膜とし、このガラ
ス膜を酸溶液で処理して平均細孔径２０Å以下の細孔を
有する多孔質ガラス膜を生成させることを特徴とする。
【００１６】
【発明の実施の形態】本発明のガス分離膜は、ＳｉＯ2
−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系多孔質ガラスを用いたものであ
り、これを多孔質セラミックス基材上に薄膜状に形成し
てある。また、本発明の方法によれば、このガス分離膜
をあらゆる形状の多孔質セラミックス基材上に形成する
ことができ、特に基材が小径のチューブであっても、そ
の外表面又は内表面に、所定の厚さで均一に形成するこ
とが可能である。
−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系多孔質ガラスを用いたものであ
り、これを多孔質セラミックス基材上に薄膜状に形成し
てある。また、本発明の方法によれば、このガス分離膜
をあらゆる形状の多孔質セラミックス基材上に形成する
ことができ、特に基材が小径のチューブであっても、そ
の外表面又は内表面に、所定の厚さで均一に形成するこ
とが可能である。
【００１７】即ち、本発明のガス分離膜の製造方法にお
いては、まず、ＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系ガラス粉末
を液体に分散させることにより、ガラス粉末の懸濁液を
作製する。この懸濁液を多孔質セラミックス基材で濾過
して基材上にガラス粉末の堆積層を形成し、次に真空中
で加熱して堆積層を溶融せしめた後、室温まで急冷して
ガラス膜とする。最後に、このガラス膜を酸溶液で処理
することにより、主としてＢ2Ｏ3成分とＮａ2Ｏ成分が
エッチングされて微細な細孔が形成され、ＳｉＯ2をベ
ースとするＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系多孔質ガラス膜
からなるガス分離膜が得られる。
いては、まず、ＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系ガラス粉末
を液体に分散させることにより、ガラス粉末の懸濁液を
作製する。この懸濁液を多孔質セラミックス基材で濾過
して基材上にガラス粉末の堆積層を形成し、次に真空中
で加熱して堆積層を溶融せしめた後、室温まで急冷して
ガラス膜とする。最後に、このガラス膜を酸溶液で処理
することにより、主としてＢ2Ｏ3成分とＮａ2Ｏ成分が
エッチングされて微細な細孔が形成され、ＳｉＯ2をベ
ースとするＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系多孔質ガラス膜
からなるガス分離膜が得られる。
【００１８】上記方法で使用するＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎ
ａ2Ｏ系ガラス粉末は、平均粒径が１０μｍを越えると
均一なガラス膜を形成することが難しくなるので、平均
粒径が１０μｍ以下のものが好ましい。特に、多孔質セ
ラミックス基材として小径チューブを用い、その内面に
ガラス膜を形成する場合には、サブミクロン程度の平均
粒径を有するガラス粉末を用いることが好ましい。
ａ2Ｏ系ガラス粉末は、平均粒径が１０μｍを越えると
均一なガラス膜を形成することが難しくなるので、平均
粒径が１０μｍ以下のものが好ましい。特に、多孔質セ
ラミックス基材として小径チューブを用い、その内面に
ガラス膜を形成する場合には、サブミクロン程度の平均
粒径を有するガラス粉末を用いることが好ましい。
【００１９】かかるガラス粉末を分散させる液体として
は、水又はアルコールが好ましい。ガラス粉末を分散さ
せた懸濁液は、多孔質セラミックス基材を炉材として濾
過するが、濾過方法としては加圧又は吸引濾過がより効
率的である。この濾過によって、多孔質セラミックス基
材上にガラス粉末が堆積層として残る。
は、水又はアルコールが好ましい。ガラス粉末を分散さ
せた懸濁液は、多孔質セラミックス基材を炉材として濾
過するが、濾過方法としては加圧又は吸引濾過がより効
率的である。この濾過によって、多孔質セラミックス基
材上にガラス粉末が堆積層として残る。
【００２０】得られたガラス粉末の堆積層は、次に、使
用したＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系ガラスの融点以上に
加熱することにより溶融させる。ＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎ
ａ2Ｏ系ガラスの融点は組成により変化するが、通常は
１０００℃程度までである。しかし、ガラス融液の粘度
は低温ほど高いため、溶融温度が低いとガラス粉末は溶
融しても流れ性が悪く、基材全面を均一に覆うことが難
しい。そのため、実際の溶融時の加熱温度は１１００℃
以上とすることが好ましいが、余り高温でもエネルギー
コストが上昇するので１５００℃程度までとすることが
望ましい。
用したＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系ガラスの融点以上に
加熱することにより溶融させる。ＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎ
ａ2Ｏ系ガラスの融点は組成により変化するが、通常は
１０００℃程度までである。しかし、ガラス融液の粘度
は低温ほど高いため、溶融温度が低いとガラス粉末は溶
融しても流れ性が悪く、基材全面を均一に覆うことが難
しい。そのため、実際の溶融時の加熱温度は１１００℃
以上とすることが好ましいが、余り高温でもエネルギー
コストが上昇するので１５００℃程度までとすることが
望ましい。
【００２１】更に、上記ガラス粉末の堆積層の溶融処理
は、真空中で行う必要がある。大気中などガスが存在す
る状態で溶融すると、溶融体中にガスが取り込まれ、大
きな気泡となって残るために、得られるガラス膜に数百
μｍ以上のポアが生成し、ガス分離性能が極めて悪くな
るからである。尚、真空とは工業的な真空であり、具体
的には圧力１００Ｔｏｒｒ以下の真空度とすることが好
ましい。
は、真空中で行う必要がある。大気中などガスが存在す
る状態で溶融すると、溶融体中にガスが取り込まれ、大
きな気泡となって残るために、得られるガラス膜に数百
μｍ以上のポアが生成し、ガス分離性能が極めて悪くな
るからである。尚、真空とは工業的な真空であり、具体
的には圧力１００Ｔｏｒｒ以下の真空度とすることが好
ましい。
【００２２】このように加熱溶融されたＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ
3−Ｎａ2Ｏ系ガラスの堆積層は、多孔質セラミックス基
材上でほぼ均一な厚さとなると共に、一部が多孔質セラ
ミックス基材中に浸透する。この溶融ガラスを室温まで
急冷することにより、多孔質セラミックス基材に強固に
密着したガラス膜が得られる。
3−Ｎａ2Ｏ系ガラスの堆積層は、多孔質セラミックス基
材上でほぼ均一な厚さとなると共に、一部が多孔質セラ
ミックス基材中に浸透する。この溶融ガラスを室温まで
急冷することにより、多孔質セラミックス基材に強固に
密着したガラス膜が得られる。
【００２３】尚、上記のごとく、ガラス膜形成時には１
１００℃以上の高温から室温まで急冷されるため、多孔
質セラミックス基材には耐熱衝撃性の高いものを使用す
ることが好ましい。耐熱衝撃性は強度が高いほど、且つ
熱膨張係数が小さいほど高くなるため、高強度で且つ低
熱膨張係数特性を持つ多孔質セラミックス基材が好まし
く、具体的には熱膨張係数が２.５×１０-6Ｋ-1以下、
及び３点曲げ強度が１５０ＭＰａ以上であることが好ま
しい。
１００℃以上の高温から室温まで急冷されるため、多孔
質セラミックス基材には耐熱衝撃性の高いものを使用す
ることが好ましい。耐熱衝撃性は強度が高いほど、且つ
熱膨張係数が小さいほど高くなるため、高強度で且つ低
熱膨張係数特性を持つ多孔質セラミックス基材が好まし
く、具体的には熱膨張係数が２.５×１０-6Ｋ-1以下、
及び３点曲げ強度が１５０ＭＰａ以上であることが好ま
しい。
【００２４】更に、ガラス膜形成時の加熱温度で焼結が
起こる材料は、多孔質セラミックス基材として好ましく
ない。焼結により基材の気孔率が減少して、ガス透過性
能が極めて悪くなるからである。従って、熱膨張係数が
大きく且つ高温で焼結が進みやすいＡｌ2Ｏ3等は好まし
くなく、熱膨張係数が小さく且つ焼結しにくいＳｉ3Ｎ4
（緻密体で３.２×１０-6Ｋ-1）やＳｉＣ（緻密体で３.
２×１０-6Ｋ-1）を多孔質化したセラミックス基材が望
ましい。尚、上記Ｓｉ3Ｎ4にはサイアロンも含まれる。
起こる材料は、多孔質セラミックス基材として好ましく
ない。焼結により基材の気孔率が減少して、ガス透過性
能が極めて悪くなるからである。従って、熱膨張係数が
大きく且つ高温で焼結が進みやすいＡｌ2Ｏ3等は好まし
くなく、熱膨張係数が小さく且つ焼結しにくいＳｉ3Ｎ4
（緻密体で３.２×１０-6Ｋ-1）やＳｉＣ（緻密体で３.
２×１０-6Ｋ-1）を多孔質化したセラミックス基材が望
ましい。尚、上記Ｓｉ3Ｎ4にはサイアロンも含まれる。
【００２５】また、多孔質セラミックス基材の平均細孔
径は、健全なガス分離膜が形成でき且つ目的とするガス
の分離が可能であれば制限はない。しかし、平均細孔径
が大きくなるほど、ガラス膜が多孔質セラミックス基材
を完全に覆うことが難しくなるため、通常は１μｍ以下
の平均細孔径が好ましい。
径は、健全なガス分離膜が形成でき且つ目的とするガス
の分離が可能であれば制限はない。しかし、平均細孔径
が大きくなるほど、ガラス膜が多孔質セラミックス基材
を完全に覆うことが難しくなるため、通常は１μｍ以下
の平均細孔径が好ましい。
【００２６】得られたガラス膜は、塩酸、硝酸、硫酸な
どの強酸によって主としてＢ2Ｏ3成分とＮａ2Ｏ成分が
エッチングされ、その部分に細孔が形成された多孔質ガ
ラス膜となる。形成される細孔の直径は、酸濃度やエッ
チング時間などにより変化し、酸濃度が高いほど、また
エッチング時間が長いほど細孔径は大きくなる。細孔径
の制御範囲としては、ガス分離膜として作用する２０Å
以下の平均細孔径とする必要がある。尚、この多孔質ガ
ラス膜は、上記のごとく原料組成からＢ2Ｏ3成分とＮａ
2Ｏ成分が一部除去されているため、本発明ではＳｉＯ2
をベースとするＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系多孔質ガラ
ス膜と称する。
どの強酸によって主としてＢ2Ｏ3成分とＮａ2Ｏ成分が
エッチングされ、その部分に細孔が形成された多孔質ガ
ラス膜となる。形成される細孔の直径は、酸濃度やエッ
チング時間などにより変化し、酸濃度が高いほど、また
エッチング時間が長いほど細孔径は大きくなる。細孔径
の制御範囲としては、ガス分離膜として作用する２０Å
以下の平均細孔径とする必要がある。尚、この多孔質ガ
ラス膜は、上記のごとく原料組成からＢ2Ｏ3成分とＮａ
2Ｏ成分が一部除去されているため、本発明ではＳｉＯ2
をベースとするＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系多孔質ガラ
ス膜と称する。
【００２７】エッチング前のガラス膜及び上記多孔質ガ
ラス膜の膜厚は、１０〜２００μｍが好ましい。１０μ
ｍ未満では膜厚が薄すぎるため、基材全面を均一に覆う
ことが難しく、逆に２００μｍを越えるとガスの透過速
度が小さくなるため、実用上コストパフォーマンスが低
くなる。また、膜厚が２００μｍを越えると、基材とガ
ラス膜の熱膨張係数の差（ガラス膜は４.２〜５.０×１
０-6Ｋ-1）のため、急冷時にガラス膜にクラックが入り
分離性能が低下する。
ラス膜の膜厚は、１０〜２００μｍが好ましい。１０μ
ｍ未満では膜厚が薄すぎるため、基材全面を均一に覆う
ことが難しく、逆に２００μｍを越えるとガスの透過速
度が小さくなるため、実用上コストパフォーマンスが低
くなる。また、膜厚が２００μｍを越えると、基材とガ
ラス膜の熱膨張係数の差（ガラス膜は４.２〜５.０×１
０-6Ｋ-1）のため、急冷時にガラス膜にクラックが入り
分離性能が低下する。
【００２８】以上の方法により多孔質セラミックス基材
上に形成された多孔質ガラス膜からなる本発明のガス分
離膜は、従来のキャピラリー状のＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎ
ａ2Ｏ系多孔質ガラス膜のようにＣＯ2を選択的に透過さ
せるのではなく、ＣＯ2よりもＮ2を選択的に透過させる
ガス分離膜であることが判明した。本発明方法で作製さ
れた上記多孔質ガラス膜が、同じＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎ
ａ2Ｏ系ガラスから作製した従来のキャピラリー状のも
のと異なり、Ｎ2を選択的に透過させる理由は明確でな
いが、以下のように推測することができる。
上に形成された多孔質ガラス膜からなる本発明のガス分
離膜は、従来のキャピラリー状のＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎ
ａ2Ｏ系多孔質ガラス膜のようにＣＯ2を選択的に透過さ
せるのではなく、ＣＯ2よりもＮ2を選択的に透過させる
ガス分離膜であることが判明した。本発明方法で作製さ
れた上記多孔質ガラス膜が、同じＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎ
ａ2Ｏ系ガラスから作製した従来のキャピラリー状のも
のと異なり、Ｎ2を選択的に透過させる理由は明確でな
いが、以下のように推測することができる。
【００２９】即ち、キャピラリーガラスは、ＳｉＯ2−
Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系ガラスの溶融体を微小ノズルから瞬
間的に線引きすることによって作製されるため、得られ
たキャピラリーガラスの組成は溶融体の組成とほぼ同じ
である。しかし、本発明の多孔質ガラス膜では、ガラス
粉末を溶融させるために比較的長時間加熱するため、溶
融体の表面からのＮａ2Ｏ成分及びＢ2Ｏ3成分の揮発が
激しく、結果としてガラス膜の表面はＳｉＯ2に富むこ
とになる。このため、ＣＯ2とＮ2の吸着、移動挙動が変
化するものと考えられる。
Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系ガラスの溶融体を微小ノズルから瞬
間的に線引きすることによって作製されるため、得られ
たキャピラリーガラスの組成は溶融体の組成とほぼ同じ
である。しかし、本発明の多孔質ガラス膜では、ガラス
粉末を溶融させるために比較的長時間加熱するため、溶
融体の表面からのＮａ2Ｏ成分及びＢ2Ｏ3成分の揮発が
激しく、結果としてガラス膜の表面はＳｉＯ2に富むこ
とになる。このため、ＣＯ2とＮ2の吸着、移動挙動が変
化するものと考えられる。
【００３０】しかも、本発明のガス分離膜は、操作温度
が高くなるほどＣＯ2の透過速度ＰCO2が低下し、結果と
して選択的ガス分離性能が向上し、３５０℃においてＮ
2とＣＯ2の透過速度の比（ＰN2／ＰCO2）が３以上と優
れたガス分離性能を有する。また、ガラス膜作製時の加
熱時間が長いほど又加熱温度が高いほど、Ｎａ2Ｏ成分及
びＢ2Ｏ3成分の表面部からの揮発量が大きくなるため、
得られるガス分離膜の2とＣＯ2の透過速度の比（ＰN2／
ＰCO2）が向上することが分かった。
が高くなるほどＣＯ2の透過速度ＰCO2が低下し、結果と
して選択的ガス分離性能が向上し、３５０℃においてＮ
2とＣＯ2の透過速度の比（ＰN2／ＰCO2）が３以上と優
れたガス分離性能を有する。また、ガラス膜作製時の加
熱時間が長いほど又加熱温度が高いほど、Ｎａ2Ｏ成分及
びＢ2Ｏ3成分の表面部からの揮発量が大きくなるため、
得られるガス分離膜の2とＣＯ2の透過速度の比（ＰN2／
ＰCO2）が向上することが分かった。
【００３１】
【実施例】多孔質セラミックス基材として下記３種類の
多孔質セラミックスからなるチューブ（外径１ｍｍ、内
径０.８ｍｍ、長さ３００ｍｍ）を用い、その内表面に
それぞれガス分離膜を形成した。尚、各試料ごとに使用
した基材の材質、平均細孔径、気孔率、平均熱膨張係
数、３点曲げ強度を下記表１に示した。
多孔質セラミックスからなるチューブ（外径１ｍｍ、内
径０.８ｍｍ、長さ３００ｍｍ）を用い、その内表面に
それぞれガス分離膜を形成した。尚、各試料ごとに使用
した基材の材質、平均細孔径、気孔率、平均熱膨張係
数、３点曲げ強度を下記表１に示した。
【００３２】多孔質セラミックス基材の種類 多孔質Ｓｉ3Ｎ4焼結体：気孔率３０〜５０％、３点
曲げ強度１５０〜２１０ＭＰａ、平均細孔径０.５、０.
９、１.２μｍの３種。室温〜１０００℃までの平均熱
膨張係数２.２〜２.６×１０-6Ｋ-1。 多孔質Ａｌ2Ｏ3焼結体：気孔率３５％、３点曲げ強
度３５ＭＰａ、平均細孔径０.３μｍ、室温〜１０００
℃までの平均熱膨張係数４.９×１０-6Ｋ-1。 多孔質ＳｉＣ焼結体：気孔率３０〜５０％、３点曲
げ強度９９〜１７５ＭＰａ、平均細孔径０.５μｍ、室
温〜１０００℃までの平均熱膨張係数２.１〜２.６×１
０-6Ｋ-1。
曲げ強度１５０〜２１０ＭＰａ、平均細孔径０.５、０.
９、１.２μｍの３種。室温〜１０００℃までの平均熱
膨張係数２.２〜２.６×１０-6Ｋ-1。 多孔質Ａｌ2Ｏ3焼結体：気孔率３５％、３点曲げ強
度３５ＭＰａ、平均細孔径０.３μｍ、室温〜１０００
℃までの平均熱膨張係数４.９×１０-6Ｋ-1。 多孔質ＳｉＣ焼結体：気孔率３０〜５０％、３点曲
げ強度９９〜１７５ＭＰａ、平均細孔径０.５μｍ、室
温〜１０００℃までの平均熱膨張係数２.１〜２.６×１
０-6Ｋ-1。
【００３３】
【表１】多孔質セラミックス基材：
【００３４】まず、組成が７０重量％ＳｉＯ2−２２重
量％Ｂ2Ｏ3−８重量％Ｎａ2ＯのＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ
2Ｏ系ガラスをボールミルにより粉砕し、平均粒径０.
９、８、１２μｍの３種のガラス粉末を作製した。これ
らの各ガラス粉末をエチルアルコールに分散させ、上記
チューブ状の多孔質セラミックス基材を用いて、その内
面から外面に濾過し、チューブ状の基材の内表面にガラ
ス粉末の堆積層を層厚を制御して形成した。
量％Ｂ2Ｏ3−８重量％Ｎａ2ＯのＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ
2Ｏ系ガラスをボールミルにより粉砕し、平均粒径０.
９、８、１２μｍの３種のガラス粉末を作製した。これ
らの各ガラス粉末をエチルアルコールに分散させ、上記
チューブ状の多孔質セラミックス基材を用いて、その内
面から外面に濾過し、チューブ状の基材の内表面にガラ
ス粉末の堆積層を層厚を制御して形成した。
【００３５】次に、堆積層を有する各多孔質セラミック
ス基材を１〜１２０Ｔｏｒｒの真空中において１０００
〜１６００℃で０.５〜３.０時間加熱し、内表面のガラ
ス粉末の堆積層を溶融した後、室温まで急冷した。得ら
れたガラス膜を基材ごと８０℃、１Ｎの塩酸溶液に０.
２５〜２.０時間浸漬し、充分な水で洗浄した後、乾燥
した。下記表２に、各試料ごとの多孔質ガラス膜形成条
件として、用いたガラス粉末の平均粒径、堆積層の層
厚、溶融時の加熱温度、溶融時の圧力、溶融時の加熱時
間、及び酸処理時間をまとめて示した。
ス基材を１〜１２０Ｔｏｒｒの真空中において１０００
〜１６００℃で０.５〜３.０時間加熱し、内表面のガラ
ス粉末の堆積層を溶融した後、室温まで急冷した。得ら
れたガラス膜を基材ごと８０℃、１Ｎの塩酸溶液に０.
２５〜２.０時間浸漬し、充分な水で洗浄した後、乾燥
した。下記表２に、各試料ごとの多孔質ガラス膜形成条
件として、用いたガラス粉末の平均粒径、堆積層の層
厚、溶融時の加熱温度、溶融時の圧力、溶融時の加熱時
間、及び酸処理時間をまとめて示した。
【００３６】
【表２】多孔質ガラス膜形成条件： 粉末粒径 堆積層厚 加熱温度 圧力 加熱時間 酸処理試料 (μｍ) (μｍ) (℃) (Torr) (hr) 時間(hr) 1 0.9 200 1200 1 0.5 0.25 2 0.9 200 1200 1 0.5 0.25 3 0.9 200 1100 1 0.5 0.25 4 0.9 200 1200 1 0.5 0.25 5 0.9 200 1200 1 0.5 0.25 6 0.9 200 1200 1 0.5 0.25 7 0.9 200 1200 1 0.5 0.25 8 0.9 200 1200 1 0.5 0.25 9 8 200 1200 1 0.5 0.25 10 12 200 1200 1 0.5 0.25 11 0.9 440 1200 1 0.5 0.25 12 0.9 401 1200 1 0.5 0.25 13 0.9 100 1200 1 0.5 0.25 14 0.9 22 1200 1 0.5 0.25 15 0.9 17 1200 1 0.5 0.25 16 0.9 200 1000 1 0.5 0.25 17 0.9 200 1100 1 0.5 0.25 18 0.9 200 1300 1 0.5 0.25 19 0.9 200 1500 1 0.5 0.25 20 0.9 200 1600 1 0.5 0.25 21 0.9 22 1200 1 0.5 0.25 22 0.9 22 1200 50 0.5 0.25 23 0.9 22 1200 100 0.5 0.25 24 0.9 22 1200 120 0.5 0.25 25 0.9 180 1200 1 0.5 0.25 26 0.9 180 1200 1 0.5 0.5 27 0.9 180 1200 1 0.5 1.0 28 0.9 180 1200 1 0.5 2.0 29 0.9 180 1200 1 2.0 0.25 30 0.9 180 1200 1 3.0 0.25 31 0.9 180 1200 1 0.5 0.25 32 0.9 180 1200 1 0.5 0.25 33 0.9 180 1200 1 0.5 0.25
【００３７】上記のごとくチューブ状の多孔質セラミッ
クス基材の内表面に、ＳｉＯ2をベースとするＳｉＯ2−
Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系多孔質ガラス膜を形成した各試料に
ついて、それぞれの多孔質ガラス膜のガス分離膜として
の特性及び性能を以下のごとく評価した。即ち、ガス吸
着式細孔分布測定装置により、上記各試料の多孔質ガラ
ス膜の細孔分布を測定し、平均細孔径を求めた。
クス基材の内表面に、ＳｉＯ2をベースとするＳｉＯ2−
Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系多孔質ガラス膜を形成した各試料に
ついて、それぞれの多孔質ガラス膜のガス分離膜として
の特性及び性能を以下のごとく評価した。即ち、ガス吸
着式細孔分布測定装置により、上記各試料の多孔質ガラ
ス膜の細孔分布を測定し、平均細孔径を求めた。
【００３８】また、図２に示す装置を用いて、ガス供給
系１から各試料２に圧力２ａｔｍでＣＯ2とＮ2の１：１
混合ガスを供給し、各試料２のガス分離膜で分離された
透過ガスの透過流量を流量計３で測定すると共に、透過
ガスの組成をガスクロマトグラフィー４により定量し
て、測定温度２５℃と３５０℃におけるガラス分離膜の
透過速度とガス分離係数ｙを評価した。尚、ガス分離性
能ｙとは、Ｎ2とＣＯ2との透過速度の比（ＰN2／ＰC
O2）＝透過ガス組成（Ｎ2／ＣＯ2）／供給ガス組成（Ｎ
2／ＣＯ2）である。
系１から各試料２に圧力２ａｔｍでＣＯ2とＮ2の１：１
混合ガスを供給し、各試料２のガス分離膜で分離された
透過ガスの透過流量を流量計３で測定すると共に、透過
ガスの組成をガスクロマトグラフィー４により定量し
て、測定温度２５℃と３５０℃におけるガラス分離膜の
透過速度とガス分離係数ｙを評価した。尚、ガス分離性
能ｙとは、Ｎ2とＣＯ2との透過速度の比（ＰN2／ＰC
O2）＝透過ガス組成（Ｎ2／ＣＯ2）／供給ガス組成（Ｎ
2／ＣＯ2）である。
【００３９】得られた結果を下記表３に示した。また、
表３には、各試料における多孔質ガラス膜の膜厚、多孔
質セラミックス基材又は多孔質ガラス膜のクラックの有
無についても、併せて記載した。尚、表中のクラック有
無の欄での割れとは基材の破壊を意味し、その場合には
分離性能の評価は不可能であった。
表３には、各試料における多孔質ガラス膜の膜厚、多孔
質セラミックス基材又は多孔質ガラス膜のクラックの有
無についても、併せて記載した。尚、表中のクラック有
無の欄での割れとは基材の破壊を意味し、その場合には
分離性能の評価は不可能であった。
【００４０】
【表３】ガス分離膜の特性： 膜厚 クラック 細孔径 ｙ(ＰN2/ＰCO2) 透過速度(mol/m・s2・Pa) 試料 (μｍ) 有無 (μｍ) 25℃時 350℃時 25℃時 350℃時 1 100 無 5 15 120 2.2×10-8 3.2×10-8 2＊ 100 割れ 24 − − − − 3＊ 100 割れ 22 − − − − 4 99 無 5 16 122 3.3×10-8 3.8×10-8 5 98 無 5 1.4 3.5 1.8×10-7 1.8×10-7 6 100 無 5 17 155 2.0×10-8 2.5×10-8 7＊ 99 割れ − − − − − 8＊ 99 有 7 1.1 1.1 3.3×10-8 3.7×10-8 9 100 無 6 2.1 4.5 7.4×10-8 7.9×10-8 10＊ 100 無 22 1.8 2.9 8.0×10-8 8.2×10-8 11＊ 220 有 23 1.1 1.1 8.8×10-7 8.9×10-7 12 199 無 5 13 99 6.0×10-8 6.8×10-8 13 50 無 5 12 95 9.5×10-8 9.9×10-8 14 10 無 5 22 275 1.0×10-7 2.0×10-7 15＊ 8 無 21 1.1 1.1 2.2×10-6 3.2×10-6 16＊ 100 無 21 1.0 1.1 2.2×10-7 3.2×10-7 17 100 無 6 3.5 9.4 8.0×10-8 8.9×10-8 18 100 無 4 17 133 2.1×10-8 3.1×10-8 19 100 無 4 23 288 1.4×10-8 1.9×10-8 20 100 無 4 24 299 1.1×10-8 1.4×10-8 21 10 無 5 20 155 1.3×10-7 2.6×10-7 22 10 無 8 2.7 5.5 7.0×10-7 8.6×10-7 23 10 無 19 3.2 8.8 6.5×10-7 7.4×10-7 24＊ 10 無 25 1.1 1.1 8.5×10-6 9.3×10-6 25 90 無 5 15 122 4.2×10-8 4.8×10-8 26 90 無 12 8 44 8.9×10-8 8.9×10-8 27＊ 90 無 25 1.1 1.1 8.9×10-7 8.9×10-7 28＊ 90 無 40 1.1 1.1 2.2×10-6 3.2×10-6 29 90 無 4 26 344 9.8×10-9 9.9×10-9 30 90 無 4 29 358 9.0×10-9 9.2×10-9 31＊ 90 割れ − − − − − 32 90 無 5 12 111 3.4×10-8 3.3×10-8 33＊ 90 有 7 1.1 1.1 8.8×10-7 8.9×10-7 （注）表中の＊を付した試料は比較例である。
【００４１】上記表１〜表３から分かるように、比較例
の試料２、３、７、８、３１、３３は、基材の熱膨張係
数が大きいか又は３点曲げ強度が低いため基材に割れや
クラックが発生した。同じく試料１１では、多孔質ガラ
ス膜が厚いため膜にクラックが発生した。また、試料１
０は原料のガラス粉末の平均粒径が大きいため、試料１
５はガラス膜厚が薄いため、試料１６は溶融時の加熱温
度が低いため、試料２４は溶融時の圧力が高いため、試
料２７と２８では酸処理時間が長いため、いずれも多孔
質ガラス膜の平均細孔径が大きくなり過ぎ、ガス分離性
能が著しく低下した。
の試料２、３、７、８、３１、３３は、基材の熱膨張係
数が大きいか又は３点曲げ強度が低いため基材に割れや
クラックが発生した。同じく試料１１では、多孔質ガラ
ス膜が厚いため膜にクラックが発生した。また、試料１
０は原料のガラス粉末の平均粒径が大きいため、試料１
５はガラス膜厚が薄いため、試料１６は溶融時の加熱温
度が低いため、試料２４は溶融時の圧力が高いため、試
料２７と２８では酸処理時間が長いため、いずれも多孔
質ガラス膜の平均細孔径が大きくなり過ぎ、ガス分離性
能が著しく低下した。
【００４２】これに対して本発明の各試料では、多孔質
セラミックス基材や多孔質ガラス膜に割れやクラックの
発生がなく、平均細孔径が２０Å以下の細孔を有する多
孔質ガラス膜からなるガス分離膜が得られた。このガス
分離膜は、ＣＯ2よりもＮ2を選択的に透過させるもので
あり、優れたガス分離性能を示すことが分かる。ガス分
離係数ｙについては、ガラス堆積層の溶融時の加熱温度
が高い試料１９及び２０、加熱時間が長い試料２９及び
３０で、特に高い値を示した。しかし、ガラス膜の酸処
理時間が長い試料２７及び２８では、平均細孔径が大き
くなり、ガス分離係数ｙは逆に若干低下した。
セラミックス基材や多孔質ガラス膜に割れやクラックの
発生がなく、平均細孔径が２０Å以下の細孔を有する多
孔質ガラス膜からなるガス分離膜が得られた。このガス
分離膜は、ＣＯ2よりもＮ2を選択的に透過させるもので
あり、優れたガス分離性能を示すことが分かる。ガス分
離係数ｙについては、ガラス堆積層の溶融時の加熱温度
が高い試料１９及び２０、加熱時間が長い試料２９及び
３０で、特に高い値を示した。しかし、ガラス膜の酸処
理時間が長い試料２７及び２８では、平均細孔径が大き
くなり、ガス分離係数ｙは逆に若干低下した。
【００４３】
【発明の効果】本発明によれば、ＣＯ2とＮ2の混合ガス
からＮ2を選択的に透過でき、しかも高温になってもガ
ス分離性能が低下することのない新規なガス分離膜を、
簡単な方法で安価に製造することができる。このガス分
離膜は、火力発電所の排気ガスからのＣＯ2の分離など
に利用でき、地球温暖化対策などにとって有用なものと
期待される。
からＮ2を選択的に透過でき、しかも高温になってもガ
ス分離性能が低下することのない新規なガス分離膜を、
簡単な方法で安価に製造することができる。このガス分
離膜は、火力発電所の排気ガスからのＣＯ2の分離など
に利用でき、地球温暖化対策などにとって有用なものと
期待される。
【図１】ガス分離膜のガス透過性能の評価に用いた装置
を示す概略図である。
を示す概略図である。
１ ガス供給系 ２ 試料 ３ 流量計 ４ ガスクロマトグラフィー ５ 圧力調整用バルブ
Claims (7)
- 【請求項１】 多孔質セラミックス基材上に形成された
ＳｉＯ2をベースとするＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系多
孔質ガラス膜からなり、該多孔質ガラス膜の平均細孔径
が２０Å以下であって、ＣＯ2よりもＮ2を選択的に透過
させ、３５０℃におけるＮ2とＣＯ2との透過速度の比が
３以上であることを特徴とするガス分離膜。 - 【請求項２】 前記多孔質ガラス膜の厚さが１０〜２０
０μｍであることを特徴とする、請求項１に記載のガス
分離膜膜。 - 【請求項３】 ＳｉＯ2−Ｂ2Ｏ3−Ｎａ2Ｏ系ガラス粉末
の懸濁液を多孔質セラミックス基材で濾過して該基材上
に前記ガラス粉末の堆積層を形成し、次に真空中で加熱
して該堆積層を溶融せしめた後、室温まで急冷してガラ
ス膜とし、このガラス膜を酸溶液で処理して平均細孔径
２０Å以下の細孔を有する多孔質ガラス膜を生成させる
ことを特徴とするガス分離膜の製造方法。 - 【請求項４】 前記ガラス粉末の平均粒径が１０μｍ以
下であることを特徴とする、請求項３に記載のガス分離
膜の製造方法。 - 【請求項５】 前記ガラス粉末の堆積層の溶融時におけ
る加熱温度が１１００℃〜１５００℃であることを特徴
とする、請求項３又は４に記載のガス分離膜の製造方
法。 - 【請求項６】 前記ガラス粉末の堆積層の溶融時におけ
る真空度が１００Ｔｏｒｒ以下の圧力であることを特徴
とする、請求項３〜５のいずれかに記載のガス分離膜の
製造方法。 - 【請求項７】 前記多孔質セラミックス基材として、熱
膨張係数が２.５×１０-6Ｋ-1以下で、且つ３点曲げ強
度が１５０ＭＰａ以上の多孔質セラミックスを用いるこ
とを特徴とする、請求項３〜６のいずれかに記載のガス
分離膜の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9181501A JPH1119458A (ja) | 1997-07-07 | 1997-07-07 | ガス分離膜及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9181501A JPH1119458A (ja) | 1997-07-07 | 1997-07-07 | ガス分離膜及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1119458A true JPH1119458A (ja) | 1999-01-26 |
Family
ID=16101870
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9181501A Pending JPH1119458A (ja) | 1997-07-07 | 1997-07-07 | ガス分離膜及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1119458A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2511005A4 (en) * | 2009-12-11 | 2016-11-16 | Sumitomo Electric Industries | SILICONE-SUBSTITUTING HYDROGEN DISCOVERY MATERIAL AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF, AND HYDROGEN SCALING MODULE AND HYDROGEN PRODUCTION DEVICE WITH HYDROGEN DISK MATERIAL |
-
1997
- 1997-07-07 JP JP9181501A patent/JPH1119458A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2511005A4 (en) * | 2009-12-11 | 2016-11-16 | Sumitomo Electric Industries | SILICONE-SUBSTITUTING HYDROGEN DISCOVERY MATERIAL AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF, AND HYDROGEN SCALING MODULE AND HYDROGEN PRODUCTION DEVICE WITH HYDROGEN DISK MATERIAL |
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