特開 2020-23732 αＦｅ−ＳｉＣ複合材料の製造方法、およびαＦｅ−ＳｉＣ複合材料

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公開特許公報(A)

(11)【公開番号】特開2020-23732(P2020-23732A)

(43)【公開日】2020年2月13日

(54)【発明の名称】αＦｅ−ＳｉＣ複合材料の製造方法、およびαＦｅ−ＳｉＣ複合材料

(51)【国際特許分類】

   C22C 33/02 20060101AFI20200121BHJP

   B22F 3/10 20060101ALI20200121BHJP

   B22F 3/105 20060101ALI20200121BHJP

   C22C 38/00 20060101ALN20200121BHJP

【ＦＩ】

   C22C33/02 103B

   B22F3/10 E

   B22F3/105

   C22C38/00 304

【審査請求】未請求

【請求項の数】11

【出願形態】ＯＬ

【全頁数】15

(21)【出願番号】特願2018-148884(P2018-148884)

(22)【出願日】2018年8月7日

(71)【出願人】

【識別番号】504136568

【氏名又は名称】国立大学法人広島大学

(71)【出願人】

【識別番号】500213915

【氏名又は名称】株式会社ワイテック

(71)【出願人】

【識別番号】590000721

【氏名又は名称】株式会社キーレックス

(71)【出願人】

【識別番号】000005083

【氏名又は名称】日立金属株式会社

(71)【出願人】

【識別番号】000003137

【氏名又は名称】マツダ株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】110000338

【氏名又は名称】特許業務法人ＨＡＲＡＫＥＮＺＯ ＷＯＲＬＤ ＰＡＴＥＮＴ ＆ ＴＲＡＤＥＭＡＲＫ

(72)【発明者】

【氏名】杉尾 健次郎

(72)【発明者】

【氏名】高橋 拓也

(72)【発明者】

【氏名】沢田 仁志

(72)【発明者】

【氏名】佐々木 元

(72)【発明者】

【氏名】松木 一弘

(72)【発明者】

【氏名】崔 龍範

(72)【発明者】

【氏名】許 哲峰

(72)【発明者】

【氏名】末次 元

(72)【発明者】

【氏名】近藤 裕樹

(72)【発明者】

【氏名】真鍋 秀樹

(72)【発明者】

【氏名】山根 響太郎

(72)【発明者】

【氏名】畠山 健一

(72)【発明者】

【氏名】川▲崎▼ 敬三

(72)【発明者】

【氏名】板岡 毅

(72)【発明者】

【氏名】妹尾 晋作

(72)【発明者】

【氏名】田村 庸

(72)【発明者】

【氏名】猪 一郎

(72)【発明者】

【氏名】平尾 嘉英

【テーマコード（参考）】

4K018

【Ｆターム（参考）】

4K018AA24

4K018AB02

4K018AC01

4K018BA03

4K018BA13

4K018BA20

4K018BB04

4K018BC12

4K018DA11

4K018EA01

4K018EA11

4K018EA21

4K018KA18

(57)【要約】

【課題】高強度かつ高熱伝導性を有する複合材料の製造方法を提供する。
【解決手段】αＦｅに少なくとも１種のα相安定化元素が固溶した合金を作製する合金作製工程と、粉末状の少なくとも１種のα相安定化元素と、ＳｉＣとを混合して第１混合物を作製する第１混合工程と、前記合金と、前記第１混合物とを混合して第２混合物を作製する第２混合工程と、前記第２混合物を焼結する焼結工程と、を含む。
【選択図】なし

【特許請求の範囲】

【請求項1】

αＦｅ−ＳｉＣ複合材料の製造方法であって、
前記αＦｅに少なくとも１種のα相安定化元素が固溶した合金を作製する合金作製工程と、
粉末状の少なくとも１種のα相安定化元素と、ＳｉＣとを混合して第１混合物を作製する第１混合工程と、
前記合金と、前記第１混合物とを混合して第２混合物を作製する第２混合工程と、
前記第２混合物を焼結する焼結工程と、
を含むことを特徴とする製造方法。

【請求項2】

αＦｅ−ＳｉＣ複合材料の製造方法であって、
前記αＦｅに少なくとも１種のα相安定化元素が固溶した合金を作製する合金作製工程と、
前記合金と、粉末状の少なくとも１種のα相安定化元素とを混合して第３混合物を作製する第３混合工程と、
前記第３混合物と、ＳｉＣとを混合して第４混合物を作製する第４混合工程と、
前記第４混合物を焼結する焼結工程と、
を含むことを特徴とする製造方法。

【請求項3】

前記第２混合工程において、αＦｅ−ＳｉＣ複合材料におけるＦｅに対してα相安定化元素を５．０ａｔ．％以上含む前記第２混合物を作製することを特徴とする請求項１に記載の製造方法。

【請求項4】

前記第３混合工程において、αＦｅ−ＳｉＣ複合材料におけるＦｅに対してα相安定化元素を５．０ａｔ．％以上含む前記第３混合物を作製することを特徴とする請求項２に記載の製造方法。

【請求項5】

前記α相安定化元素は、炭化物形成元素であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の製造方法。

【請求項6】

前記炭化物形成元素は、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＴａの少なくとも１種であることを特徴とする請求項５に記載の製造方法。

【請求項7】

前記焼結工程は、放電プラズマ焼結によって焼結を行うことを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の製造方法。

【請求項8】

前記放電プラズマ焼結では、設定した焼結温度にて保持せず、当該焼結温度に達した後加熱を停止することを特徴とする請求項７に記載の製造方法。

【請求項9】

αＦｅに少なくとも１種のα相安定化元素が固溶した合金と、ＳｉＣとを含み、
前記合金の体積に対する前記ＳｉＣの体積の割合が１．０％以上であり、
前記ＳｉＣの平均粒径が、１μｍ〜１００μｍであることを特徴とするαＦｅ−ＳｉＣ複合材料。

【請求項10】

前記合金は、オーステナイト相温度領域でα相となる量の前記少なくとも１種のα相安定化元素を含むことを特徴とする請求項９に記載のαＦｅ−ＳｉＣ複合材料。

【請求項11】

前記α相安定化元素は、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶまたはＴａであることを特徴とする請求項９または１０に記載のαＦｅ−ＳｉＣ複合材料。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、αＦｅ−ＳｉＣ複合材料の製造方法、およびαＦｅ−ＳｉＣ複合材料に関する。

【背景技術】

【0002】

自動車などの製造において、燃費向上のため車体の軽量化が図られている。例えば、車体の軽量化の対策として、部品の素材の超高張力鋼へのグレードアップが行われている。部品の素材を超高張力鋼へグレードアップすることに伴い、部品の成形精度と部品の強度の確保とを実現できることから熱間プレス成型の利用が拡大している。そこで、熱間プレス成型のより一層の効率化が求められている。

【0003】

熱間プレス成型の効率化として、熱間プレス成型に使用する金型の高寿命化と、熱間プレス成型に使用する金型の冷却に要する時間の短縮とが挙げられる。熱間プレス成型に使用する金型の高寿命化は、硬度の高い材料を金型として用いることにより達成することができる。一方、熱間プレス成型に使用する金型の冷却に要する時間の短縮は、熱伝導性の高い材料を金型として用いることにより達成することができる。今日では、熱間プレス成型のより一層の効率化のため、熱間プレス成型に使用する金型に用いる材料として硬度および熱伝導性の高い材料が求められている。例えば、非特許文献１では、硬度および熱伝導性の高い材料として、αＦｅおよびＳｉＣ（炭化ケイ素）を複合したαＦｅ−ＳｉＣ複合材料について議論されている。

【先行技術文献】

【非特許文献】

【0004】

【非特許文献1】Joshua Pelleg,"Reaction in the matrix and interface of the Fe-SiC metal matrix composite system",Materiaks Science and Engineering A269(1999)225-241

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0005】

非特許文献１には、αＦｅ−ＳｉＣ複合材料は、オーステナイト温度域にてαＦｅ中のＳｉＣの分解が著しいことが開示されており、αＦｅ−ＳｉＣ複合材料の作製は困難であることが示されている。

【課題を解決するための手段】

【0006】

本発明者は、鋭意研究を行った結果、高強度と高熱伝導性とを兼ね備えたαＦｅ−ＳｉＣ複合材料、およびその製造方法を実現した。

【0007】

すなわち、上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係るαＦｅ−ＳｉＣ複合材料の製造方法は、前記αＦｅに少なくとも１種のα相安定化元素が固溶した合金を作製する合金作製工程と、粉末状の少なくとも１種のα相安定化元素と、ＳｉＣとを混合して第１混合物を作製する第１混合工程と、前記合金と、前記第１混合物とを混合して第２混合物を作製する第２混合工程と、前記第２混合物を焼結する焼結工程と、を含む。

【0008】

上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係るαＦｅ−ＳｉＣ複合材料の製造方法は、前記αＦｅに少なくとも１種のα相安定化元素が固溶した合金を作製する合金作製工程と、前記合金と、粉末状の少なくとも１種のα相安定化元素とを混合して第３混合物を作製する第３混合工程と、前記第３混合物と、ＳｉＣとを混合して第４混合物を作製する第４混合工程と、記第４混合物を焼結する焼結工程と、を含む。

【0009】

上記の課題を解決するために、本発明の一様態に係るαＦｅ−ＳｉＣ複合材料は、αＦｅに少なくとも１種のα相安定化元素が固溶した合金と、ＳｉＣとを含み、前記合金の体積に対する前記ＳｉＣの体積の割合が１．０％以上であり、前記ＳｉＣの平均粒径が、１μｍ〜１００μｍである。

【発明の効果】

【0010】

本発明の一態様によれば、高強度と高熱伝導性とを兼ね備えたαＦｅ−ＳｉＣ複合材料を実現することができる。

【図面の簡単な説明】

【0011】

【図1】１３７３Ｋにおける、ＳｉＣが分解した量に対する、ＦｅをαＦｅとするために必要となるα相安定化元素の最小添加量を示すグラフである。

【図2】（ａ）は、α相安定化元素を２ａｔ．％加えて作製した合金のＳＥＭ写真であり、（ｂ）は、α相安定化元素を複数用い、合計で１２ａｔ．％加えて作製した合金のＳＥＭ写真である。

【図3】（ａ）は、α相安定化元素を２ａｔ．％加えて作製した合金の平均粒子径を示す図であり、（ｂ）は、α相安定化元素を複数用い、合計で１２ａｔ．％加えて作製した合金の平均粒子径を示す図である。

【図4】α相安定化元素の添加方法によるＳｉＣの残存率への影響を示すグラフである。

【図5】焼結温度および保持時間によるＳｉＣの残存率への影響を示すグラフである。

【発明を実施するための形態】

【0012】

〔実施形態１〕
本発明の一実施形態について以下に説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。本発明は、以下に説明する各構成に限定されるものではなく、特許請求の範囲に示した範囲で種々の変更が可能であり、異なる実施形態や実施例にそれぞれ開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態や実施例についても本発明の技術的範囲に含まれる。また、本明細書中に記載された学術文献および特許文献の全てが、本明細書中において参考文献として援用される。また、本明細書において特記しない限り、数値範囲を表す「Ａ〜Ｂ」は、「Ａ以上、Ｂ以下」を意図する。

【0013】

以下に、本実施形態におけるαＦｅ−ＳｉＣ複合材料およびその製造方法について説明する。本実施形態におけるαＦｅ−ＳｉＣ複合材料は、高強度と高熱伝導性とを兼ね備えており、熱間プレス成型などに用いる金型の材料などに好適に使用することができる。

【0014】

＜１．αＦｅ−ＳｉＣ複合材料の製造方法＞
本実施形態におけるαＦｅ−ＳｉＣ複合材料の製造方法は、合金作製工程と、第１混合工程と、第２混合工程と、焼結工程とを含む。

【0015】

[１−１．合金作製工程]
合金作製工程は、αＦｅに少なくとも１種のα相安定化元素が固溶した合金を作製する工程である。換言すれば、合金作成工程において作製する合金は、αＦｅと、少なくとも１種のα相安定化元素とを含む。合金作成工程では、ガスアトマイズ法、またはボールミリングなどの方法によって上記合金を作製する。

【0016】

αＦｅは、上記合金の主となる成分であり、室温での熱伝導率がおよそ６７Ｗ／ｍ・Ｋである。なお、合金におけるＦｅがα相となればよく、合金の作製に用いるＦｅの相は限定されない。

【0017】

α相安定化元素は、オーステナイト温度域にてαＦｅがγＦｅへ相変態することを抑制する元素である。α相安定化元素として、Ｂｅ（ベリリウム）、Ａｌ（アルミニウム）、Ｐ（リン）、Ｓｉ（ケイ素）、Ｚｎ（亜鉛）、Ｓｎ（スズ）、Ｓｂ（アンチモン）、Ｃｒ（クロム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｗ（タングステン）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｔａ（タンタル）、Ｖ（バナジウム）およびＴｉ（チタン）などが挙げられる。なかでも、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＴａは、少量の添加でＦｅのα相を安定化させることができるため好ましい。なお、上記合金は、１種類のみのα安定化元素を含んでもよいし、複数の種類のα安定化元素を含んでもよい。

【0018】

また、α相安定化元素は、炭素と反応し炭化物として析出する炭化物形成元素であることが好ましい。α相安定化元素が炭化物として析出することにより、αＦｅ−ＳｉＣ複合材料の硬度を向上させることができる。炭化物形成元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＴａを挙げることができ、少量の添加によりＦｅのα相を安定化させることができるため好ましい。

【0019】

[１−２．第１混合工程]
第１混合工程は、粉末状の少なくとも１種のα相安定化元素と、ＳｉＣとを混合した混合物（以降では、第１混合物と称する）を作製する工程である。したがって、第１混合物は、少なくとも１種のα相安定化元素と、ＳｉＣとを含む。

【0020】

α相安定化元素は、合金作製工程にて用いたα相安定化元素と同じ元素を用いてもよく、異なる元素を用いてもよい。また、第１混合工程では、合金作製工程と同様に複数のα相安定化元素を併用することもできる。

【0021】

ＳｉＣは、硬度がおよそ２２００ＨＶ、室温での熱伝導率がおよそ２７０Ｗ／ｍ・Ｋであり、ＳｉＣを含ませた材料を金型に使用することにより、金型の硬度および熱伝導率を向上させることができる成分である。

【0022】

第１混合工程では、ＳｉＣとα相安定化元素とを混合し、ＳｉＣの表面にα相安定化元素を略均一に分散させる。第１混合工程において使用する方法または装置は、ＳｉＣの表面にα相安定化元素が略均一に分散させることができる方法または装置であれば特に制限されるものではない。例えば、ボールミリング装置（例えば、Ｖ型混合機、遊星ボールミル）などの装置を用いて、第１混合物を作製することができる。

【0023】

[１−３．第２混合工程]
第２混合工程は、合金作製工程にて作製した合金と、第１混合工程にて混合した第１混合物とを混合した混合物（以降では、第２混合物と称する）を作製する工程である。

【0024】

第２混合工程において使用する方法または装置は、合金作製工程にて作製した合金と第１混合物とを混合できる方法または装置であれば特に制限されるものではないが、例えば、ボールミリング装置（例えば、Ｖ型混合機、遊星ボールミル）などの装置を用いることができる。また、ボールミリング装置を用いて混合する際に、助剤としてエタノールなどを用いた湿式条件で混合することにより第２混合物を作製することもできる。湿式条件にて混合することによりＳｉＣの粉砕が抑制され、最終的に製造されるＦｅ−ＳｉＣ複合材料において、界面熱抵抗に起因する熱伝導率の低下を抑制することができる。

【0025】

第２混合工程では、第２混合物に含まれるＦｅがすべてαＦｅとなるために必要となる量のα相安定化元素を含むように、第２混合物を作製することが好ましい。また、当該量は、計算によって求めることができる。計算によって求めた必要なα相安定化元素の量の一例を図１に示す。図１は、１３７３Ｋにおける、ＳｉＣが分解した量に対する、すべてのＦｅがαＦｅとなるために必要となるα相安定化元素の最小添加量の関係を示すグラフである。当該グラフは、ＪＭａｔＰｒｏ（Sente Software社製）を用いて作成した。図１に示すように、例えば、ＳｉＣの分解した量が１５ｖｏｌ．％の場合（グラフの横軸が１５ｖｏｌ．％の場合）において、αＦｅ−ＳｉＣ複合材料におけるＦｅに対してＴｉを５ａｔ．％以上含んだ合金の場合（グラフの縦軸が５ａｔ．％以上の場合）、１３７３ＫにおいてすべてのＦｅがα相となる。

【0026】

具体的には、例えば、α相安定化元素としてＴｉおよびＮｂを用いた場合では、αＦｅ−ＳｉＣ複合材料におけるＦｅに対してα相安定化元素を５．０ａｔ．％以上含むことが好ましい。

【0027】

合金作成工程におけるα相安定化元素の添加量、および、第１混合工程におけるα相安定化元素の添加量を適宜調整することにより、第２混合物が、当該第２混合物に含まれるＦｅがすべてαＦｅとなるために必要となる量のα相安定化元素を含むようにすることができる。

【0028】

第２混合物に含まれるＦｅがすべてαＦｅとなるために必要となる量のα相安定化元素を含むように第２混合物を作製することにより、後述する焼結工程において、ＦｅがγＦｅに相変態しないようにすることができる。なお、Ｆｅ−ＳｉＣ複合材料の熱伝導率を高くするためには、α相安定化元素の添加量をできるだけ少なくすることが好ましい。

【0029】

第２混合工程においてボールミリングを用いた場合、例えばガスアトマイズ法で合金を作製した場合に比べて、Ｆｅ−ＳｉＣ界面にα相安定化元素が不均一に分布する。これにより、後述する焼結工程において、ＳｉＣの分解を抑制することができる。

【0030】

[１−４．焼結工程]
焼結工程は、第２混合工程で得られた第２混合物を焼結する工程であり、焼結工程を行うことにより、本実施形態のαＦｅ−ＳｉＣ複合材料が得られる。

【0031】

ここで、γＦｅは、αＦｅと比べて原子間距離が長いため、αＦｅと比べて原子空孔移動が容易である。そのため、γＦｅにＳｉＣ（炭化ケイ素）を添加したときに、ＳｉＣに含まれるＳｉがγＦｅ中に拡散しやすくなる。また、γＦｅは、αＦｅと比べて格子間の隙間の距離が長い。そのため、γＦｅにＳｉＣを添加したときに、ＳｉＣに含まれるＣがαＦｅ中に侵入しやすくなる。すなわち、ＳｉＣに含まれるＣが拡散しやすくなる。これらの理由により、γＦｅにＳｉＣが含まれる場合では、αＦｅにＳｉＣが含まれる場合と比べて、オーステナイト温度領域において、ＳｉＣが分解しやすくなる。

【0032】

本実施形態では、第２混合物がα相安定化元素を含んでいる。これにより、焼結工程において、αＦｅがγＦｅへ相変態することを抑制することができる。その結果、Ｆｅ中のＳｉＣが分解することを抑制することができる。

【0033】

本実施形態では、焼結工程において、放電プラズマ焼結法により焼結を行う。ただし、本発明における焼結方法は、放電プラズマ焼結法に限られずその他の焼結方法（例えば、通電焼結法、ホットプレス法、またはＨＩＰ（熱間等方圧加圧法）など）によって焼結を行ってもよい。

【0034】

放電プラズマ焼結法は、放電を利用しているため、原料粉末の酸化膜を除去することができる。さらに、放電プラズマ焼結法は従来の焼結方法に比べて短い時間で焼結することができる。そのため、ＳｉＣが分解することを抑制することができる。

【0035】

本実施形態における焼結工程では、１２７３Ｋ以上の温度で放電プラズマ焼結を行う。また、本実施形態における焼結工程では、最高温度まで昇温した後、当該最高温度にて保持せず、加熱を停止することが好ましい。これにより、ＳｉＣが分解することをさらに抑制することができる。

【0036】

＜２．αＦｅ−ＳｉＣ複合材料＞
上記の製造方法で作成されたαＦｅ−ＳｉＣ複合材料は、αＦｅに少なくとも１種のα相安定化元素が固溶した合金と、ＳｉＣとを含む。さらに、本実施形態におけるαＦｅ−ＳｉＣ複合材料は、上記合金の体積に対するＳｉＣの体積の割合が１．０％以上であり、ＳｉＣの平均粒径が、１μｍ〜１００μｍとなる。これにより、熱伝導パス（すなわち、αＦｅ−ＳｉＣ複合材料において熱を伝導させる効率が高い経路）を形成することができ、かつ、ＳｉＣに起因して強度および熱伝導率を向上させることができる。すなわち、高強度かつ高熱伝導性を有する複合材料とすることができる。

【0037】

なお、ＳｉＣの粒子径を１００μｍ以下とすることにより、分散強化が働き複合材料の硬度を向上させることができる。また、ＳｉＣの粒子径を１μｍ以上とすることにより、界面熱抵抗による複合材料の熱伝導率の低下を抑制できる。界面熱抵抗による複合材料の熱伝導率の低下の抑制に関して、「アルミニウム基複合材料の有効熱伝導率に対する界面熱抵抗の影響、日本金属学会誌、第８１巻、第１０号、（２０１７）４６７−４７４」の式（９）等を用いて理論計算により好ましい粒子径を計算することもできる。上述した式を用いた理論計算の結果では、ＳｉＣの粒子径が約２０８ｎｍ以上であれば熱伝導率の低下を抑制することができる。しかし、粒子の凝集など操作性を考慮し、１μｍ以上であればよい。なお、ＳｉＣの平均粒子径については、ＳＥＭまたはＥＰＭＡなどの画像から求めることができる。

【0038】

また、本実施形態におけるαＦｅ−ＳｉＣ複合材料では、上記合金の体積に対するＳｉＣの体積の割合の上限については、特に制限しない。しかし、ＳｉＣ粒子を球と仮定した場合における最密充填構造の充填率は７４％となるため、ＳｉＣの体積を７４％以下であればよい。一方、上記合金の体積に対するＳｉＣの体積の割合の下限については、少量でもＳｉＣ粒子が複合材料に含まれると硬度および熱伝導率の向上が期待出来るため、１．０％とした。

【0039】

また、ＳｉＣの平均粒子径を１μｍ以上とすることにより界面熱抵抗による熱伝導率の低下を抑制できる。さらに、ＳｉＣの平均粒子径が１００μｍ以下とすることにより混合性を良好とすることができる。なお、平均粒子径については、ＳＥＭまたはＥＰＭＡなどの画像から求めることができる。

【0040】

〔実施形態２〕
本発明の他の実施形態について、以下に説明する。

【0041】

＜３．αＦｅ−ＳｉＣ複合材料の製造方法＞
本実施形態におけるαＦｅ−ＳｉＣ複合材料の製造方法は、合金作製工程と、第３混合工程と、第４合工程と、焼結工程とを含む。なお、合金作製工程は、上述した実施形態１と同様のため、その説明を省略する。

【0042】

[３−１．第３混合工程]
第３混合工程は、合金作製工程にて作製した合金と、粉末状の少なくとも１種のα相安定化元素とを混合した混合物（以降では、第３混合物と称する）を作製する工程である。第３混合工程において使用する方法または装置は、合金作製工程にて作製した合金と、粉末状の少なくとも１種のα相安定化元素とを混合できる方法または装置であれば特に制限されるものではない。例えば、ボールミリング装置（例えば、Ｖ型混合機、遊星ボールミル）などの装置を用いることができる。

【0043】

第３混合工程では、第３混合物に含まれるＦｅがすべてαＦｅとなるために必要となる量のα相安定化元素を含むように、第３混合物を作製することが好ましい。その理由は、実施形態１において説明した理由と同じである。具体的には、例えば、α相安定化元素としてＴｉおよびＮｂを用いた場合では、αＦｅ−ＳｉＣ複合材料におけるＦｅに対してα相安定化元素を５．０ａｔ．％以上含むことが好ましい。

【0044】

合金作成工程におけるα相安定化元素の添加量、および、第３混合工程におけるα相安定化元素の添加量を適宜調整することにより、第３混合物に含まれるＦｅがすべてαＦｅとなるために必要となる量のα相安定化元素を含むようにすることができる。

【0045】

[３−２．第４混合工程]
第４混合工程は、第３混合物と、ＳｉＣとを混合した混合物（以降では、第４混合物と称する）を作製する工程である。第４混合工程において使用する方法または装置は、第３混合物とＳｉＣとを混合できる方法または装置であれば特に制限されるものではない。例えば、ボールミリング装置（例えば、Ｖ型混合機、遊星ボールミル）などの装置を用いることができる。

【0046】

また、ボールミリング装置を用いて混合する際に、助剤としてエタノールなどを用いた湿式条件で混合することにより第４混合物を作製することもできる。湿式条件にて混合することによりＳｉＣの粉砕が抑制され、最終的に製造されるＦｅ−ＳｉＣ複合材料において、界面熱抵抗に起因する熱伝導率の低下を抑制することができる。

【0047】

第４混合工程においてボールミリングを用いた場合、例えばガスアトマイズ法で合金を作製した場合に比べて、Ｆｅ−ＳｉＣ界面にα相安定化元素が不均一に分布する。これにより、焼結工程において、ＳｉＣの分解を抑制することができる。

【0048】

＜４．αＦｅ−ＳｉＣ複合材料＞
上記の製造方法によって製造した本実施形態におけるαＦｅ−ＳｉＣ複合材料は、実施形態１におけるαＦｅ−ＳｉＣ複合材料と同様に、αＦｅに少なくとも１種のα相安定化元素が固溶した合金と、ＳｉＣとを含む。さらに、本実施形態におけるαＦｅ−ＳｉＣ複合材料は、上記合金の体積に対するＳｉＣの体積の割合が１．０％以上であり、ＳｉＣの平均粒径が、１μｍ〜１００μｍとなる。これにより、熱伝導パスを形成することができ、かつ、ＳｉＣに起因して硬度および熱伝導率を向上させることができる。すなわち、高強度かつ高熱伝導性を有する複合材料とすることができる。

【実施例】

【0049】

本発明のαＦｅ−ＳｉＣ複合材料の実施例および比較例について説明する。図２の（ａ）および（ｂ）は、合金作成工程で作製した合金のＳＥＭ画像である。図３の（ａ）および（ｂ）は、上記合金の粒径分布を示すグラフである。本実施例では、αＦｅ−ＳｉＣ複合材料の実施例としての実施例１〜３のαＦｅ−ＳｉＣ複合材料、および、αＦｅ−ＳｉＣ複合材料の実施例としての比較例１〜７のαＦｅ−ＳｉＣ複合材料を作製した。実施例１〜３および比較例１〜７のそれぞれにおける、α相安定化元素およびＳｉＣの添加量、ならびに焼結条件を表１に示す。

【0050】

【表1】

【0051】

（実施例１）
実施例１は、下記の製法１によって作製した。製法１は、実施形態１に記載の製造方法である。

【0052】

[製法１]
〈１−１．合金作製工程〉
α相安定化元素として、ＴｉおよびＮｂを用い、ガスアトマイズ法を用いて粉末状の合金を作製した。合金は、当該合金に含まれるＦｅに対してＴｉが４ａｔ．％、Ｎｂが８ａｔ．％となるように作製した。作製した合金のＳＥＭ画像および粒径分布を図２の（ｂ）および図３の（ｂ）にそれぞれ示す。なお、ガスアトマイズ法の噴射温度は、１８２３Ｋとした。

【0053】

〈１−２．第１混合工程〉
第１混合工程では、合金に含まれるＦｅに対して４ａｔ．％のＴｉと、後述する第２混合工程にて使用する合金の体積に対して４０％のＳｉＣとをＶ型混合機を用いて混合し、第１混合物を作製した。第１混合工程では、アルミニウム製の容器およびアルミナボールを用いて混合した。混合に用いた原料（ＳｉＣおよびＴｉ）の合計質量に対して１０倍の質量のアルミナボールを加え、５０ｒｐｍ、６時間、乾式で混合を行った。

【0054】

〈１−３．第２混合工程〉
第１混合物と、合金作製工程にて作製した合金とをＶ型混合機を用いて混合し、第２混合物を作製した。なお、Ｖ型混合機は、上記第１混合工程と同様にアルミナ製のボールを加え、５０ｒｐｍ、３時間、湿式で混合を行った。第２混合工程では、助剤としてエタノールを、混合に用いた原料が浸る程度まで加えて混合を行った。

【0055】

〈１−４．焼結工程〉
焼結工程では、第２混合工程にて得られた第２混合物を成形した後に、予備焼結として１５ＭＰａ、５００Ｋにて１５分間放電プラズマ焼結を行った。予備焼結が終了した後に、本焼結として５０ＭＰａ、１３７３Ｋにて保持を行わず放電プラズマ焼結を行った。これにより、実施例１のαＦｅ−ＳｉＣ複合材料を得た。

【0056】

（実施例２）
実施例２は、下記の製法２によって作製した。製法２は、実施形態２に記載の製造方法である。

【0057】

[製法２]
合金作製工程、および焼結工程は、実施例１と同じ条件にて作製を行った。

【0058】

〈２−１．第３混合工程〉
上述した実施例１の合金作製工程にて作製した合金と、当該合金に含まれるＦｅに対して８ａｔ．％のＴｉとを遊星ボールミルを用いて混合し、第３混合物を作製した。混合条件は、混合時間を３時間とした以外は、実施例１の第１混合工程と同条件とした。

【0059】

〈２−２．第４混合工程〉
第３混合工程にて作製した第３混合物と、第３混合物の体積に対して３０％のＳｉＣとをＶ型混合機を用いて混合し、第４混合物を作製した。混合条件は、実施例１の第２混合工程と同条件とした。

【0060】

（実施例３）
実施例３のαＦｅ−ＳｉＣ複合材料は、以下の（Ａ）および（Ｂ）以外の点については、実施例２のαＦｅ−ＳｉＣ複合材料と同じ方法で作製した。
（Ａ）合金作製工程において、α相安定化元素としてＴｉを用い、ガスアトマイズ法を用いて粉末状の合金を作製した。合金は、当該合金に含まれるＦｅに対してＴｉが２ａｔ．％となるように作製した。作製した合金のＳＥＭ画像および粒径分布を図２の（ａ）および図３の（ａ）にそれぞれ示す。
（Ｂ）第３混合工程において、Ｔｉの添加量を合金に含まれるＦｅに対して１３ａｔ．％とした。

【0061】

（比較例１）
比較例１は、下記の製法３によって作製した。

【0062】

[製法３]
比較例１は、実施例３における合金作製工程にて作製した合金と、ＳｉＣとを実施例１の第２混合工程と同条件で混合し、焼結することにより作製した。なお、ＳｉＣは、合金の体積に対して２０％混合した。焼結は、実施例１の焼結工程と同条件で行った。

【0063】

（比較例２）
比較例２は、下記の製法４によって作製した。

【0064】

[製法４]
比較例２は、実施例３における合金作製工程にて作製した合金と、Ｔｉと、ＳｉＣとを実施例１の第２混合工程と同条件で混合し、焼結することにより作製した。なお、Ｔｉは、合金に含まれるＦｅに対して３ａｔ．％となるように混合し、ＳｉＣは、合金の体積に対して３０％混合した。焼結は、実施例１の焼結工程と同条件で行った。

【0065】

（比較例３）
比較例３は、合金に含まれるＦｅに対して７ａｔ．％となるようにＴｉを混合した点以外については、比較例２と同様に作製した。

【0066】

（比較例４）
比較例４は、合金に含まれるＦｅに対して３９．７ａｔ．％となるようにＴｉを混合した点以外については、比較例３と同様に作製した。

【0067】

（比較例５）
比較例５は、下記の製法５によって作製した。

【0068】

[製法５]
比較例５は、実施例１における合金作製工程にて作製した合金と、ＳｉＣとを実施例１の第２混合工程と同条件で混合し、焼結することにより作製した。なお、ＳｉＣは、合金の体積に対して３０％混合した。焼結は、実施例１の焼結工程と同条件で行った。

【0069】

（比較例６）
比較例６は、焼結条件以外については、比較例５と同様に作製した。比較例６では、１２７３Ｋにて焼結を行い、該温度で１０分間保持することにより焼結を行った。

【0070】

（比較例７）
比較例７は、焼結条件以外については、比較例５と同様に作製した。比較例７では、１２７３Ｋにて焼結を行い、該温度で２０分間保持することにより焼結を行った。

【0071】

＜評価方法＞
作製したαＦｅ−ＳｉＣ複合材料は、アルキメデス法による相対密度、定常熱伝導測定、ビッカース硬さ試験、およびＳｉＣの面積率等にて評価した。

【0072】

相対密度は、Sartorius社製LA120Sを用いて測定した。

【0073】

定常熱伝導測定は、データ収集／スイッチユニット（Agilent社製34970A）を用い測定を行った。

【0074】

ビッカース硬さ試験は、ビッカース硬度計（Future-Tech社製FV-810）を用い測定を行った。

【0075】

ＳｉＣの面積率（Area fraction of SiC）は、作製したαＦｅ−ＳｉＣ複合材料におけるＳｉＣの残存率を指し、（αＦｅ−ＳｉＣ複合材料のＳｉＣの面積率／（ＳｉＣの添加量））から求めた。なお、αＦｅ−ＳｉＣ複合材料のＳｉＣの面積率は、光学顕微鏡の画像などより求めた。

【0076】

＜結果＞
上述した評価方法により評価した結果を表２に示す。

【0077】

【表2】

【0078】

実施例１〜３のαＦｅ−ＳｉＣ複合材料は、いずれもＳｉＣの分解を抑制することができた。その結果、熱伝導率が約２４Ｗ/ｍ・Ｋ以上、かつビッカース硬さが６００ＨＶ以上と硬度および熱伝導性に優れたαＦｅ−ＳｉＣ複合材料が得られた。

【0079】

比較例１〜７は、実施例１〜３と比べて、いずれもビッカース硬さに劣る結果となった。なお、比較例４は、αＦｅ−ＳｉＣ複合材料におけるＦｅに対してα相安定化元素を約４０％近く加えたため、ＳｉＣの分解を抑制することができたがビッカース硬さにて劣る結果となった。

【0080】

また、製法２（実施例２、３）では、ガスアトマイズおよび粉末混合によりα相安定化元素を添加した。一方、製法５（比較例５〜７）では、製法２にて添加したα相安定化元素と略同一量のα相安定化元素をガスアトマイズのみにより添加した。α相安定化元素の添加方法によるＳｉＣの残存率を評価すると、図４に示すように粉末混合も行うことが好ましいことが認められた。これは、粉末混合を行うことによりα相安定化元素がαＦｅとＳｉＣとの境界に局在化し、ＳｉＣの分解を抑制したと考えられる。

【0081】

また、比較例４および比較例６は、ＳｉＣの分解は抑制することができたが、相対密度が低かった。すなわち、比較例４および比較例６は、空孔を多く含んでいた。その結果、比較例４および比較例６は、硬度が低かった。また、比較例４および比較例６は、相対密度が低いため、引張強度および疲労特性が低いことが予想される。

【0082】

また、比較例６および比較例７は、焼結条件を変更した。焼結時にαＦｅ−ＳｉＣ複合材料に加えられる熱量を略同等とするため、焼結温度を低下させる代わりに一定時間該焼結温度で保持した。比較例６は１００Ｋ温度を低下させ（１２７３Ｋ）１０分間保持した。また、比較例７では、比較例６と同じ温度で２０分間保持した。図５に示すように、保持時間を長くすることによりＳｉＣの分解が促進された。また、焼結温度が低いため相対密度も低下した。これは、焼結温度を低下させるよりも、短時間で焼結することによりＳｉＣの分解を抑制でき、かつ、相対密度の高い、換言すれば硬度の高い試料を作製できることを示している。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】