JP4122532B2 - プラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法 - Google Patents
プラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、プラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料及びその製造方法に係り、特に、航空、宇宙機器、エンジンなどのように高温強度・比強度が要求されるセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の一つであるＴｉＡｌは、優れた高温比強度を有するＮｉ基超合金よりもはるかに密度が小さく、室温および高温における比強度に優れており、また、伸びも常温で２％程度あるためセラミックスに比べ延性に富んでおり、さらに、温度上昇に伴い延性が増加し、塑性加工も可能となるため、航空宇宙関係の機体構造材料やエンジン部品などに適用すると大幅な軽量化や性能向上が期待でき、次世代の軽量耐熱材料として注目されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、ＴｉＡｌが未だ実用化されるに至らないのは、常温および中低温域における延性および靱性、形状付与のための熱間加工性、８００℃以上の高温における耐酸化性に問題があるためである。
【０００４】
また、ＴｉＡｌを航空宇宙関係の機体構造材料に適用するには、さらなる軽量化が必要であり、そのためには、比強度の向上が必要であった。
【０００５】
このような問題を改善するために、Ｔｉ−ｒｉｃｈにすることにより生ずるＴｉＡｌとＴｉ3 Ａｌとの層状組織（Ｌａｍｅｌｌａｒ（ラメラ）組織）が注目され、このラメラ組織をベースに第３元素（Ｗ、Ｍｏなど）を添加したり、強化繊維（ＳｉＣ）や耐熱性のセラミックス（ＴｉＢ2 、ＭｏＳｉ2 など）を複合化したりして、Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の開発が進んでいる。
【０００６】
特に、高温での安定性を考慮に入れると、Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の強化相としては、ＴｉＡｌ中で熱力学的に安定なセラミックスであるＴｉＢ2 やＴｉ2 ＡｌＮが有望視されており、ＸＤプロセスなど自己燃焼合成を用いたｉｎ ｓｉｔｕ（その場）でのセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料製造法が検討されている。
【０００７】
しかし、これらの製造方法を用いてセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料を作製すると、燃焼反応が激しすぎてセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料中に多数の空洞が生じるため、セラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料合成後に、さらにアーク溶解してインゴット状にするという稠密化プロセスを必要とし、複雑な製造プロセスによるコスト高を招く。
【０００８】
そこで本発明は、上記課題を解決し、後処理に稠密化プロセスなどを必要としないセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料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】
上記課題を解決するために請求項１の発明は、Ｔｉ−Ａｌ基材料中にセラミックスが分散されたセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法において、成型用基板と電極との間に電圧を印加すると共に、その電極の先端にプラズマ用ガスを供給してプラズマアークを発生させ、そのプラズマアーク中に、上記Ｔｉ−Ａｌ基材料の組成がＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ、Ｔｉ−Ａｌ基材料に分散されるＴｉＢ 2 粉末の体積含有率が３〜１５ｖｏｌ％となるように混合したＴｉ粉末、Ａｌ粉末、及びセラミックスの原料であるＴｉＢ 2 粉末の混合粉末をキャリアガスで送給して上記成型用基板に溶着させると共に急冷し、マトリックスであるＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ基材料中に、上記セラミックスであるＴｉＢ 2 粒子を３〜１５ｖｏｌ％の体積含有率で均一に分散させたセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料をｉｎ ｓｉｔｕに形成することを特徴とするプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法である。
【００１０】
請求項２の発明は、Ｔｉ−Ａｌ基材料中にセラミックスが分散されたセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法において、成型用基板と電極との間に電圧を印加すると共に、その電極の先端にプラズマ用ガスを供給してプラズマアークを発生させ、そのプラズマアーク中に、上記Ｔｉ−Ａｌ基材料の組成がＴｉ−３２〜３４ｍａｓｓ％Ａｌとなるように混合したＴｉ粉末とＡｌ粉末の混合粉末をＮ 2 ガスあるいはその混合ガスであるキャリアガスで送給して上記成型用基板に溶着させると共に急冷し、マトリックスであるＴｉ−３２〜３４ｍａｓｓ％Ａｌ基材料中に、セラミックスであるＴｉ 2 ＡｌＮ粒子を均一に分散させたセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料をｉｎ ｓｉｔｕに形成することを特徴とするプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法である。
【００１１】
請求項３の発明は、上記キャリアガスがＡｒガスである請求項１記載のプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法である。
【００１２】
請求項４の発明は、上記Ｎ 2 ガスあるいはその混合ガスであるキャリアガスが、Ｎ 2 ガス、あるいはＡｒ＋Ｎ 2 の混合ガスである請求項２記載のプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法である。
【００１３】
請求項５の発明は、上記ＴｉＢ 2 粒子の体積含有率が５ｖｏｌ％である請求項１又は３記載のプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法である。
【００１４】
請求項６の発明は、上記Ｎ 2 ガスあるいはその混合ガスであるキャリアガスがＡｒ＋Ｎ 2 の混合ガスであり、キャリアガスのＮ 2 ガス分圧が３０％である請求項２又は４記載のプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法である。
【００１５】
以上の構成によれば、プラズマ移行型アークプロセス（以後、ＰＴＡプロセスと呼ぶ）を用いて、マトリックスであるＴｉ−Ａｌ基材料中にセラミックスを均一に分散させたため、後処理に稠密化プロセスなどを必要としないセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料を得ることができる。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を説明する。
【００１７】
本実施の形態の製造方法により得られるセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料は、マトリックスであるＴｉ−Ａｌ基材料中にセラミックスを均一に分散してなるものであり、かつ、所望の形状にｉｎ ｓｉｔｕで成形できるようにしたものである。
【００１８】
本実施の形態のプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造に用いるプラズマ移行型アーク溶接装置の概略図を図１に示す。図１における要部拡大図を図２に、図１における成型用基板の拡大図を図３に示す。
【００１９】
図１、図２、および図３に示すように、プラズマ移行型アーク溶接装置２０は、溶接トーチ９、成型用基板１０、粉末供給手段６、ガスシリンダー１１、および各種の制御手段で構成される。
【００２０】
幅Ｗ、深さＤの溝部１０ａ、および冷却水ＷC をその内部に循環させるための冷却水管２５ａ，２５ｂを備えた成型用基板１０の直上に設けられる溶接トーチ９は、電極２１をインナーノズル２２ａ、インナーノズル２２ｂ、シールドガスノズル２３で、順次、囲繞してなるものである。
【００２１】
電極２１は、リレー手段８を介して、プラズマアーク電源２およびパイロットアーク電源３の陰極、高周波発振器４に接続されると共に、インナーノズル２２ａは、リレー手段８を介して、パイロットアーク電源３の陽極に接続されている。成型用基板１０は、プラズマアーク電源２の陽極に接続されている。
【００２２】
また、溶接トーチ９の内部には、電極２１とインナーノズル２２ａとの間の空間にプラズマ用ガスＧP を供給するプラズマ用ガス管１３、インナーノズル２２ａとインナーノズル２２ｂとの間の空間にキャリアガスＧC を供給するキャリアガス管１２、およびインナーノズル２２ｂとシールドガスノズル２３との間の空間にシールドガスＧS を供給するシールドガス管１４が導入されている。
【００２３】
さらに、溶接トーチ９の外周部を囲繞（図示せず）する冷却水循環パイプ７ａ，７ｂは、リレー手段８を介して、冷却水循環手段７に接続されている。
【００２４】
これらのプラズマ用ガス管１３、キャリアガス管１２、およびシールドガス管１４は、ガスシリンダー１１に接続されたガス調節手段５にそれぞれ接続されている。また、キャリアガス管１２の中途部は、粉末供給手段６に接続されている。
【００２５】
プラズマアーク電源２、パイロットアーク電源３、高周波発振器４、ガス調節手段５、粉末供給手段６、および冷却水循環手段７は、制御手段１にそれぞれ接続されている。
【００２６】
次に、本実施の形態の製造方法を説明する。
【００２７】
図１、図２、図３に示すように、パイロットアーク電源３に接続されたプラズマ移行型アーク溶接装置２０の溶接トーチ９におけるインナーノズル２２ａと電極（例えば、Ｗ電極）２１との間に電圧を印加することによって、溶接トーチ９とインナーノズル２２ａとの間にパイロットアーク（図示せず）が発生する。
【００２８】
次に、リレー手段８を切換えて、プラズマアーク電源２に接続された成型用基板１０と電極２１との間に電圧を印加すると共に、電極２１とインナーノズル２２ａとの間の空間にプラズマ用ガスＧP を供給することによって、電極２１〜成型用基板１０間にプラズマアークＡP が発生する。この時、成型用基板１０と電極２１との間に電圧を印加する際に高周波発振器４から電極２１に高周波を同時に発振することによって、プラズマアークＡP の安定性を高めることができる。
【００２９】
インナーノズル２２ａとインナーノズル２２ｂとの間の空間に、粉末供給手段６から供給されるＴｉとＡｌの各金属粉末およびセラミックスの原料（例えば、ＴｉＢ2粉末）を含んだキャリアガス（例えば、Ａｒガス）ＧCをプラズマアークＡP中に送給して、成型用基板１０の溝部１０ａに溶着する。この際、インナーノズル２２ｂとシールドガスノズル２３との間の空間に、シールドガス（例えば、Ａｒガス）ＧSを送給する。つまり、プラズマアークＡ P 中にキャリアガスＧ C と共に送給されるのは、Ｔｉ−Ａｌ基材料の組成がＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ、Ｔｉ−Ａｌ基材料に分散されるＴｉＢ 2 粉末の体積含有率が３〜１５ｖｏｌ％となるように混合したＴｉ粉末、Ａｌ粉末、及びセラミックスの原料であるＴｉＢ 2 粉末の混合粉末である。
【００３０】
ここで、成型用基板１０の内部には、冷却水管２５ａ〜冷却水管２５ｂ〜冷却水管２５ａ間を冷却水ＷC が循環しており、冷却された成型用基板１０の溝部１０ａに、ＴｉとＡｌの各金属粉末およびセラミックスの原料を含んだキャリアガスＧC が溶着する。
【００３１】
これによって、ＴｉとＡｌの各金属粉末およびセラミックスの原料を含んだキャリアガスＧCは急冷され、成型用基板１０の溝部１０ａに、マトリックスであるＴｉ−Ａｌ基材料中にセラミックスが均一分散したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料２４が、所望の厚さ・形状にｉｎ ｓｉｔｕで形成することができる。このセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料２４は、マトリックスであるＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ基材料中に、セラミックスであるＴｉＢ 2 粒子が３〜１５ｖｏｌ％の体積含有率で均一に分散されたものである。
【００３２】
本実施の形態においては、セラミックスとして、ＴｉＡｌ中で熱力学的に安定なＴｉＢ 2 を挙げているが、特にこれに限定するものではなく、Ｔｉ 2 ＡｌＮであってもよい。
【００３３】
また、本実施の形態においては、キャリアガスＧCとしてＡｒガスを挙げているが、特にこれに限定するものではなく、セラミックスとしてＴｉ2ＡｌＮを用いる場合は、Ｎ2ガスまたはＡｒ＋Ｎ2の混合ガスを用いてもよい。この場合、前述したプラズマアークＡ P 中にキャリアガスＧ C と共に送給されるのは、Ｔｉ−Ａｌ基材料の組成がＴｉ−３２〜３４ｍａｓｓ％Ａｌとなるように混合したＴｉ粉末とＡｌ粉末の混合粉末である。
【００３４】
【実施例】
（実施例１）
粒径が１４９μｍ以下の純Ｔｉ粉末と粒径が１４９μｍ以下の純Ａｌ粉末を所定の組成（Ｔｉ−３２、３４、３６ｍａｓｓ％Ａｌ）となるように秤量し、これらの粉末中に、粒径が４５〜１５０μｍ、密度が４．３８ｇ／ｃｍ3 、融点が３，０６３Ｋ、硬度が３，３７０ＨV のＴｉＢ2 粉末を体積含有率がそれぞれ３、５、７、１０、１５（ｖｏｌ％）となるように添加し、乳鉢で３０ｍｉｎ混合した。
【００３５】
この混合粉末をＡｒガスからなるキャリアガス中に送給し、ＰＴＡプロセスを用いて、図３に示したような成型用基板の溝部（幅１０ｍｍ×深さ５ｍｍ）に、１５種類のＴｉＢ2 セラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料（以後、３２−３、５、７、１０、１５、３４−３、５、７、１０、１５、および３６−３、５、７、１０、１５と呼ぶ）を作製した。
【００３６】
作製したＴｉＢ2 セラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料を長さ１０ｍｍに切断し、この試料を長手方向に平行に切断し、その切断面をエメリー研磨した後、アルミナによるバフ研磨を行い、その後、クロール紙液（フッ酸４．４％−硝酸２６％水溶液）を用いて１２ｓｅｃ腐食し、走査型電子顕微鏡（以下、ＳＥＭと呼ぶ）で表面観察を行った。
【００３７】
ＳＥＭによる表面観察結果から、実施例１における３２−３、５、７、１０、１５、３４−３、５、７、１０、１５、および３６−３、５、７、１０、１５の内、組織全域でラメラ組織を示すのは、３４−３、５、７、１０、１５である。
【００３８】
Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌにおいては、組織全域がＴｉ3 Ａｌ（α2 ）＋ＴｉＡｌ（γ）ＴｉＢ2 の層状組織（ラメラ組織）を示しており、凝固・変態過程は以下のようになる。
【００３９】
Ｌ→Ｌ＋β（初晶）→Ｌ＋α→α→α2 ＋γ
すなわち、Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌである３４−３、５、７、１０、１５がＴｉＢ2 セラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料として好ましい。
【００４０】
ＴｉＢ2 とＴｉ−Ａｌとの間では、共晶反応が起こると考えられており、両相は熱力学的に安定に共存すると考えられている。ＴｉＢ2 の粒子形態は、初晶としてブロック状および針状のもの、二次晶としてフレーク状のもの、粒状および不定形の未溶融粒子のものとの３種類がある。
【００４１】
マトリックスの粒径（ラメラ粒径）はＴｉＢ2 含有率により変化し、約３ｖｏｌ％のＴｉＢ2 粒子の複合化によりラメラ粒径は著しく微細化する。しかし、それ以上にＴｉＢ2 の含有率が増加してもラメラ粒径はほとんど変化しない。また、ＴｉＢ2 粒子径は、ＴｉＢ2 含有率により変化し、ＴｉＢ2 含有率が約５ｖｏｌ％までは、粒子径の粗大化と未溶融粒子の凝集の影響は小さいが、それを越えると、その影響が顕著になってくる。
【００４２】
また、ロックウェル硬度（ダイアモンド圧子、５点圧痕、荷重：１，４７１Ｎ、荷重保持時間：２５ｓｅｃ）は、ＴｉＢ2 含有率の増加に伴って単調上昇する。このロックウェル硬度のＴｉＢ2 含有率の増加による上昇は、ＴｉＢ2 粒子変形拘束効果によるものである。
【００４３】
次に、５種類のセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料（３４−３、５、７、１０、１５）について、室温での引張特性を評価するために、常温引張強度試験を行った。
【００４４】
常温引張試験片は、作製されたＴｉＢ2 セラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料から、放電加工機によって、ＪＩＳ７号試験片に準拠して採取する。常温引張試験は、室温、大気中で行い、クロスヘッドスピードは０．５ｍｍ／ｍｉｎとした。
【００４５】
常温におけるＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ中のＴｉＢ2 含有率と引張強度との関係を図４に示す。
【００４６】
図４に示すように、ＴｉＢ2 含有率の増加と共に引張強度は増大し、３４−５において、最大値の５１４ＭＰａを示す。しかし、その後は、ＴｉＢ2 含有率の増加と共に引張強度は減少している。これは、ＴｉＢ2 含有率が約５ｖｏｌ％を越えると、粒子径の粗大化と未溶融粒子の凝集の影響が顕著になってくるためである。
【００４７】
よって、ＴｉＢ2 によるセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料としては、３４−５（５ｖｏｌ％ＴｉＢ2 ／Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ）がより好ましい。
【００４８】
次に、５ｖｏｌ％ＴｉＢ2 ／Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌの高温での引張特性を評価するために、高温引張強度試験を行った。
【００４９】
高温引張試験片は、作製されたＴｉＢ2 セラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料から、放電加工機によって、ＪＩＳ７号試験片に準拠して採取する。高温引張試験は、９７３Ｋ、１，１７３Ｋ、および１，２７３Ｋで行い、クロスヘッドスピードは、治具の熱伝導による加熱を考慮し、試験時間を短縮するために１．０ｍｍ／ｍｉｎとした。
【００５０】
Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌおよび５ｖｏｌ％ＴｉＢ2 ／Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌの温度と引張強度との関係を図５に示す。図中における黒菱印はＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌを、図中における▼印は５ｖｏｌ％ＴｉＢ2 ／Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌを示している。
【００５１】
図５に示すように、本発明によって得られたセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料である５ｖｏｌ％ＴｉＢ2 ／Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌは、Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌと比較して約１．５倍の引張強度を有し、特に、１，１７３Ｋの高温においても、やや低下はするものの常温と変わらぬ引張強度（約５４０ＭＰａ）を有している。
【００５２】
ところが、１，２７３Ｋにおいては、Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌと比較すると、引張強度の低下の度合が著しい。これは、５ｖｏｌ％ＴｉＢ2 ／Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌの結晶粒径が、Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌの結晶粒径よりも極めて微細であるため、粒界すべりによる粒界破壊がより顕著に現れたものと考えられる。
【００５３】
それでも、常温（室温）におけるＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌの引張強度（約３４０ＭＰａ）を上回る引張強度（約３６０ＭＰａ）が得られている。すなわち、ＴｉＢ2 の析出分散による強化効果は、１，２７３Ｋまで認められる。
【００５４】
（実施例２）
粒径が１４９μｍ以下の純Ｔｉ粉末と粒径が１４９μｍ以下の純Ａｌ粉末を所定の組成（Ｔｉ−３２、３４、３６ｍａｓｓ％Ａｌ）となるように秤量し、乳鉢で３０ｍｉｎ混合した。
【００５５】
この混合粉末をＮ2ガスまたはＮ2ガス＋Ａｒガスからなるキャリアガス中に送給し、このキャリアガスのＮ2 ガス分圧を０、１０、３０、５０、１００（％）と変化させ、ＰＴＡプロセスを用いて、図３に示したような成型用基板の溝部（幅１０ｍｍ×深さ１０ｍｍ）に、１５種類のＴｉ2ＡｌＮセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料（以後、３２−０、１０、３０、５０、１００、３４−０、１０、３０、５０、１００、および３６−０、１０、３０、５０、１００と呼ぶ）を作製した。
【００５６】
作製したＴｉ2 ＡｌＮセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料を長さ１０ｍｍに切断し、この試料を長手方向に平行に切断し、その切断面をエメリー研磨した後、アルミナによるバフ研磨を行い、その後、クロール紙液（フッ酸４．４％−硝酸２６％水溶液）を用いて１２ｓｅｃ腐食し、ＳＥＭで表面観察を行った。
【００５７】
ＳＥＭによる表面観察結果から、実施例２における３２−０、１０、３０、５０、１００、３４−０、１０、３０、５０、１００、および３６−０、１０、３０、５０、１００の内、組織全域でラメラ組織を示すのは、３２−０、１０、３０、５０、１００および３４−０、１０、３０である。
【００５８】
すなわち、Ｔｉ−３２、３４ｍａｓｓ％Ａｌである３２−０、１０、３０、５０、１００および３４−０、１０、３０がＴｉ2 ＡｌＮセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料として好ましい。
【００５９】
Ｔｉ−Ａｌ基複合材料中に析出する窒化物の形態としては、針状のものと塊状のものとの２種類に大別される。針状の析出窒化物は、Ｔｉ2 ＡｌＮであり、ラメラ組織を横切るように存在する。塊状の析出窒化物は、内側の相がＴｉＮ、外側の相がＴｉ2 ＡｌＮである。どちらの析出窒化物も、マトリックス界面に反応層は見られず、析出窒化物はマトリックス中で熱力学的に安定に存在している。
【００６０】
マトリックスの粒径（ラメラ粒径）はＮ2 ガス分圧により変化し、Ｔｉ−３２、３４、３６ｍａｓｓ％Ａｌの全てにおいて、Ｎ2 ガス分圧が１０％位でラメラ粒径は著しく微細化する。しかし、それ以上にＮ2 ガス分圧を増加させてもラメラ粒径はほとんど変化しない。
【００６１】
析出窒化物は、Ｎ2 ガス分圧により変化し、Ｔｉ−３２、３４、３６ｍａｓｓ％Ａｌの全てにおいて、Ｎ2 ガス分圧が大きくなるのに伴って析出窒化物の生成量も増加する。すなわち、キャリアガス中のＮ2 ガス分圧を変化させることによって、析出窒化物の生成量を制御することができる。
【００６２】
析出窒化物の粒子径はＮ2 ガス分圧により変化し、Ｎ2 ガス分圧が３０％位までは、粒子径の粗大化と未溶融粒子の凝集の影響は小さいが、Ｎ2 ガス分圧が３０％を越えると、その影響が顕著になってくる。
【００６３】
ロックウェル硬度（ダイアモンド圧子、５点圧痕、荷重：１，４７１Ｎ、荷重保持時間：２５ｓｅｃ）は、Ｎ2 ガス分圧が３０％位までは大きく上昇するが、それ以上になると硬度上昇の度合は緩やかになる。このロックウェル硬度のＮ 2 ガス分圧の増加による上昇は、析出窒化物粒子変形拘束効果によるものである。
【００６４】
次に、Ｔｉ−３２、３４、３６ｍａｓｓ％Ａｌにおいて、室温での引張特性を評価すべく、Ｎ2 ガス分圧を変化させた時の常温引張強度試験を行った。図中における黒丸印はＴｉ−３２ｍａｓｓ％Ａｌを、図中における▲印はＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌを、図中における■印はＴｉ−３６ｍａｓｓ％Ａｌを示している。
【００６５】
常温引張試験片は、作製されたＴｉＢ2 セラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料から、放電加工機によって、ＪＩＳ７号試験片に準拠して採取する。常温引張試験は、室温、大気中で行い、クロスヘッドスピードは０．５ｍｍ／ｍｉｎとした。
【００６６】
常温におけるＮ2 ガス分圧と引張強度との関係を図６に示す。
【００６７】
図６に示すように、Ｎ2 ガス分圧の増加と共に引張強度は増大し、３２−３０および３４−３０において、最大値の５０７ＭＰａを示す。しかし、その後は、Ｎ2 ガス分圧の増加と共に引張強度は減少している。これは、Ｎ2 ガス分圧が３０％を越えると、粒子径の粗大化と未溶融粒子の凝集の影響が顕著になってくるためである。
【００６８】
よって、Ｔｉ2 ＡｌＮによるセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料としては、３２−３０および３４−３０（Ｔｉ−３２ｍａｓｓ％Ａｌ＋３０％Ｎ2 ガスおよびＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ＋３０％Ｎ2 ガス）がより好ましい。
【００６９】
次に、Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ＋３０％Ｎ2 ガスの高温での引張特性を評価するために、高温引張強度試験を行った。
【００７０】
高温引張試験片は、作製されたＴｉ2 ＡｌＮセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料から、放電加工機によって、ＪＩＳ７号試験片に準拠して採取する。高温引張試験は、９７３Ｋ、１，１７３Ｋ、および１，２７３Ｋで行い、クロスヘッドスピードは、治具の熱伝導による加熱を考慮し、試験時間を短縮するために１．０ｍｍ／ｍｉｎとした。
【００７１】
Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％ＡｌおよびＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ＋３０％Ｎ2 ガスの温度と引張強度との関係を図７に示す。図中における黒菱印はＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌを、図中における▼印はＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ＋３０％Ｎ2 ガスを示している。
【００７２】
図７に示すように、本発明によって得られたセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料であるＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ＋３０％Ｎ2 ガスは、Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌと比較して約１．５倍の引張強度を有し、特に、１，１７３Ｋの高温においても、やや低下はするものの常温と変わらぬ引張強度（約５００ＭＰａ）を有している。
【００７３】
ところが、１，２７３Ｋにおいては、Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌと比較すると、引張強度の低下の度合が著しい。これは、Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ＋３０％Ｎ2 ガスの結晶粒径が、Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌの結晶粒径よりも極めて微細であるため、粒界すべりによる粒界破壊がより顕著に現れたものと考えられる。
【００７４】
それでも、常温（室温）におけるＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌの引張強度（約３４０ＭＰａ）を上回る引張強度（約３９０ＭＰａ）が得られている。すなわち、窒化物の析出分散による強化効果は、１，２７３Ｋまで認められる。
【００７５】
【発明の効果】
以上要するに本発明によれば、マトリックスであるＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ基材料中に、セラミックスであるＴｉＢ 2 粒子を３〜１５ｖｏｌ％の体積含有率で均一に分散させてなる稠密なセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料、又はマトリックスであるＴｉ−３２〜３４ｍａｓｓ％Ａｌ基材料中に、セラミックスであるＴｉ 2 ＡｌＮ粒子を均一に分散させてなる稠密なセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料を、所望の形状にｉｎ ｓｉｔｕで成型できるという優れた効果を発揮する。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本実施の形態のセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造に用いる製造装置の概略を示す図である。
【図２】 図１における要部拡大図である。
【図３】 図１における成型用基板の拡大図である。
【図４】 Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％ＡｌにおけるＴｉＢ2含有率と引張強度との関係を示す図である。
【図５】 Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌおよび５ｖｏｌ％ＴｉＢ2／Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％
Ａｌにおける温度と引張強度との関係を示す図である。
【図６】 Ｔｉ−３２、３４、３６ｍａｓｓ％ＡｌにおけるＮ2ガス分圧と引張強度との関係を示す図である。
【図７】 Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％ＡｌおよびＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ＋３０％Ｎ2ガスにおける温度と引張強度との関係を示す図である。
【符号の説明】
１０ 成型用基板
２１ 電極
２５ａ，２５ｂ 冷却水管（冷却手段）
ＧP プラズマ用ガス
ＧC キャリアガス
ＡP プラズマアーク
【発明の属する技術分野】
本発明は、プラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料及びその製造方法に係り、特に、航空、宇宙機器、エンジンなどのように高温強度・比強度が要求されるセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物の一つであるＴｉＡｌは、優れた高温比強度を有するＮｉ基超合金よりもはるかに密度が小さく、室温および高温における比強度に優れており、また、伸びも常温で２％程度あるためセラミックスに比べ延性に富んでおり、さらに、温度上昇に伴い延性が増加し、塑性加工も可能となるため、航空宇宙関係の機体構造材料やエンジン部品などに適用すると大幅な軽量化や性能向上が期待でき、次世代の軽量耐熱材料として注目されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、ＴｉＡｌが未だ実用化されるに至らないのは、常温および中低温域における延性および靱性、形状付与のための熱間加工性、８００℃以上の高温における耐酸化性に問題があるためである。
【０００４】
また、ＴｉＡｌを航空宇宙関係の機体構造材料に適用するには、さらなる軽量化が必要であり、そのためには、比強度の向上が必要であった。
【０００５】
このような問題を改善するために、Ｔｉ−ｒｉｃｈにすることにより生ずるＴｉＡｌとＴｉ3 Ａｌとの層状組織（Ｌａｍｅｌｌａｒ（ラメラ）組織）が注目され、このラメラ組織をベースに第３元素（Ｗ、Ｍｏなど）を添加したり、強化繊維（ＳｉＣ）や耐熱性のセラミックス（ＴｉＢ2 、ＭｏＳｉ2 など）を複合化したりして、Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の開発が進んでいる。
【０００６】
特に、高温での安定性を考慮に入れると、Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の強化相としては、ＴｉＡｌ中で熱力学的に安定なセラミックスであるＴｉＢ2 やＴｉ2 ＡｌＮが有望視されており、ＸＤプロセスなど自己燃焼合成を用いたｉｎ ｓｉｔｕ（その場）でのセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料製造法が検討されている。
【０００７】
しかし、これらの製造方法を用いてセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料を作製すると、燃焼反応が激しすぎてセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料中に多数の空洞が生じるため、セラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料合成後に、さらにアーク溶解してインゴット状にするという稠密化プロセスを必要とし、複雑な製造プロセスによるコスト高を招く。
【０００８】
そこで本発明は、上記課題を解決し、後処理に稠密化プロセスなどを必要としないセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料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】
上記課題を解決するために請求項１の発明は、Ｔｉ−Ａｌ基材料中にセラミックスが分散されたセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法において、成型用基板と電極との間に電圧を印加すると共に、その電極の先端にプラズマ用ガスを供給してプラズマアークを発生させ、そのプラズマアーク中に、上記Ｔｉ−Ａｌ基材料の組成がＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ、Ｔｉ−Ａｌ基材料に分散されるＴｉＢ 2 粉末の体積含有率が３〜１５ｖｏｌ％となるように混合したＴｉ粉末、Ａｌ粉末、及びセラミックスの原料であるＴｉＢ 2 粉末の混合粉末をキャリアガスで送給して上記成型用基板に溶着させると共に急冷し、マトリックスであるＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ基材料中に、上記セラミックスであるＴｉＢ 2 粒子を３〜１５ｖｏｌ％の体積含有率で均一に分散させたセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料をｉｎ ｓｉｔｕに形成することを特徴とするプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法である。
【００１０】
請求項２の発明は、Ｔｉ−Ａｌ基材料中にセラミックスが分散されたセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法において、成型用基板と電極との間に電圧を印加すると共に、その電極の先端にプラズマ用ガスを供給してプラズマアークを発生させ、そのプラズマアーク中に、上記Ｔｉ−Ａｌ基材料の組成がＴｉ−３２〜３４ｍａｓｓ％Ａｌとなるように混合したＴｉ粉末とＡｌ粉末の混合粉末をＮ 2 ガスあるいはその混合ガスであるキャリアガスで送給して上記成型用基板に溶着させると共に急冷し、マトリックスであるＴｉ−３２〜３４ｍａｓｓ％Ａｌ基材料中に、セラミックスであるＴｉ 2 ＡｌＮ粒子を均一に分散させたセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料をｉｎ ｓｉｔｕに形成することを特徴とするプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法である。
【００１１】
請求項３の発明は、上記キャリアガスがＡｒガスである請求項１記載のプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法である。
【００１２】
請求項４の発明は、上記Ｎ 2 ガスあるいはその混合ガスであるキャリアガスが、Ｎ 2 ガス、あるいはＡｒ＋Ｎ 2 の混合ガスである請求項２記載のプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法である。
【００１３】
請求項５の発明は、上記ＴｉＢ 2 粒子の体積含有率が５ｖｏｌ％である請求項１又は３記載のプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法である。
【００１４】
請求項６の発明は、上記Ｎ 2 ガスあるいはその混合ガスであるキャリアガスがＡｒ＋Ｎ 2 の混合ガスであり、キャリアガスのＮ 2 ガス分圧が３０％である請求項２又は４記載のプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法である。
【００１５】
以上の構成によれば、プラズマ移行型アークプロセス（以後、ＰＴＡプロセスと呼ぶ）を用いて、マトリックスであるＴｉ−Ａｌ基材料中にセラミックスを均一に分散させたため、後処理に稠密化プロセスなどを必要としないセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料を得ることができる。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を説明する。
【００１７】
本実施の形態の製造方法により得られるセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料は、マトリックスであるＴｉ−Ａｌ基材料中にセラミックスを均一に分散してなるものであり、かつ、所望の形状にｉｎ ｓｉｔｕで成形できるようにしたものである。
【００１８】
本実施の形態のプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造に用いるプラズマ移行型アーク溶接装置の概略図を図１に示す。図１における要部拡大図を図２に、図１における成型用基板の拡大図を図３に示す。
【００１９】
図１、図２、および図３に示すように、プラズマ移行型アーク溶接装置２０は、溶接トーチ９、成型用基板１０、粉末供給手段６、ガスシリンダー１１、および各種の制御手段で構成される。
【００２０】
幅Ｗ、深さＤの溝部１０ａ、および冷却水ＷC をその内部に循環させるための冷却水管２５ａ，２５ｂを備えた成型用基板１０の直上に設けられる溶接トーチ９は、電極２１をインナーノズル２２ａ、インナーノズル２２ｂ、シールドガスノズル２３で、順次、囲繞してなるものである。
【００２１】
電極２１は、リレー手段８を介して、プラズマアーク電源２およびパイロットアーク電源３の陰極、高周波発振器４に接続されると共に、インナーノズル２２ａは、リレー手段８を介して、パイロットアーク電源３の陽極に接続されている。成型用基板１０は、プラズマアーク電源２の陽極に接続されている。
【００２２】
また、溶接トーチ９の内部には、電極２１とインナーノズル２２ａとの間の空間にプラズマ用ガスＧP を供給するプラズマ用ガス管１３、インナーノズル２２ａとインナーノズル２２ｂとの間の空間にキャリアガスＧC を供給するキャリアガス管１２、およびインナーノズル２２ｂとシールドガスノズル２３との間の空間にシールドガスＧS を供給するシールドガス管１４が導入されている。
【００２３】
さらに、溶接トーチ９の外周部を囲繞（図示せず）する冷却水循環パイプ７ａ，７ｂは、リレー手段８を介して、冷却水循環手段７に接続されている。
【００２４】
これらのプラズマ用ガス管１３、キャリアガス管１２、およびシールドガス管１４は、ガスシリンダー１１に接続されたガス調節手段５にそれぞれ接続されている。また、キャリアガス管１２の中途部は、粉末供給手段６に接続されている。
【００２５】
プラズマアーク電源２、パイロットアーク電源３、高周波発振器４、ガス調節手段５、粉末供給手段６、および冷却水循環手段７は、制御手段１にそれぞれ接続されている。
【００２６】
次に、本実施の形態の製造方法を説明する。
【００２７】
図１、図２、図３に示すように、パイロットアーク電源３に接続されたプラズマ移行型アーク溶接装置２０の溶接トーチ９におけるインナーノズル２２ａと電極（例えば、Ｗ電極）２１との間に電圧を印加することによって、溶接トーチ９とインナーノズル２２ａとの間にパイロットアーク（図示せず）が発生する。
【００２８】
次に、リレー手段８を切換えて、プラズマアーク電源２に接続された成型用基板１０と電極２１との間に電圧を印加すると共に、電極２１とインナーノズル２２ａとの間の空間にプラズマ用ガスＧP を供給することによって、電極２１〜成型用基板１０間にプラズマアークＡP が発生する。この時、成型用基板１０と電極２１との間に電圧を印加する際に高周波発振器４から電極２１に高周波を同時に発振することによって、プラズマアークＡP の安定性を高めることができる。
【００２９】
インナーノズル２２ａとインナーノズル２２ｂとの間の空間に、粉末供給手段６から供給されるＴｉとＡｌの各金属粉末およびセラミックスの原料（例えば、ＴｉＢ2粉末）を含んだキャリアガス（例えば、Ａｒガス）ＧCをプラズマアークＡP中に送給して、成型用基板１０の溝部１０ａに溶着する。この際、インナーノズル２２ｂとシールドガスノズル２３との間の空間に、シールドガス（例えば、Ａｒガス）ＧSを送給する。つまり、プラズマアークＡ P 中にキャリアガスＧ C と共に送給されるのは、Ｔｉ−Ａｌ基材料の組成がＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ、Ｔｉ−Ａｌ基材料に分散されるＴｉＢ 2 粉末の体積含有率が３〜１５ｖｏｌ％となるように混合したＴｉ粉末、Ａｌ粉末、及びセラミックスの原料であるＴｉＢ 2 粉末の混合粉末である。
【００３０】
ここで、成型用基板１０の内部には、冷却水管２５ａ〜冷却水管２５ｂ〜冷却水管２５ａ間を冷却水ＷC が循環しており、冷却された成型用基板１０の溝部１０ａに、ＴｉとＡｌの各金属粉末およびセラミックスの原料を含んだキャリアガスＧC が溶着する。
【００３１】
これによって、ＴｉとＡｌの各金属粉末およびセラミックスの原料を含んだキャリアガスＧCは急冷され、成型用基板１０の溝部１０ａに、マトリックスであるＴｉ−Ａｌ基材料中にセラミックスが均一分散したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料２４が、所望の厚さ・形状にｉｎ ｓｉｔｕで形成することができる。このセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料２４は、マトリックスであるＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ基材料中に、セラミックスであるＴｉＢ 2 粒子が３〜１５ｖｏｌ％の体積含有率で均一に分散されたものである。
【００３２】
本実施の形態においては、セラミックスとして、ＴｉＡｌ中で熱力学的に安定なＴｉＢ 2 を挙げているが、特にこれに限定するものではなく、Ｔｉ 2 ＡｌＮであってもよい。
【００３３】
また、本実施の形態においては、キャリアガスＧCとしてＡｒガスを挙げているが、特にこれに限定するものではなく、セラミックスとしてＴｉ2ＡｌＮを用いる場合は、Ｎ2ガスまたはＡｒ＋Ｎ2の混合ガスを用いてもよい。この場合、前述したプラズマアークＡ P 中にキャリアガスＧ C と共に送給されるのは、Ｔｉ−Ａｌ基材料の組成がＴｉ−３２〜３４ｍａｓｓ％Ａｌとなるように混合したＴｉ粉末とＡｌ粉末の混合粉末である。
【００３４】
【実施例】
（実施例１）
粒径が１４９μｍ以下の純Ｔｉ粉末と粒径が１４９μｍ以下の純Ａｌ粉末を所定の組成（Ｔｉ−３２、３４、３６ｍａｓｓ％Ａｌ）となるように秤量し、これらの粉末中に、粒径が４５〜１５０μｍ、密度が４．３８ｇ／ｃｍ3 、融点が３，０６３Ｋ、硬度が３，３７０ＨV のＴｉＢ2 粉末を体積含有率がそれぞれ３、５、７、１０、１５（ｖｏｌ％）となるように添加し、乳鉢で３０ｍｉｎ混合した。
【００３５】
この混合粉末をＡｒガスからなるキャリアガス中に送給し、ＰＴＡプロセスを用いて、図３に示したような成型用基板の溝部（幅１０ｍｍ×深さ５ｍｍ）に、１５種類のＴｉＢ2 セラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料（以後、３２−３、５、７、１０、１５、３４−３、５、７、１０、１５、および３６−３、５、７、１０、１５と呼ぶ）を作製した。
【００３６】
作製したＴｉＢ2 セラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料を長さ１０ｍｍに切断し、この試料を長手方向に平行に切断し、その切断面をエメリー研磨した後、アルミナによるバフ研磨を行い、その後、クロール紙液（フッ酸４．４％−硝酸２６％水溶液）を用いて１２ｓｅｃ腐食し、走査型電子顕微鏡（以下、ＳＥＭと呼ぶ）で表面観察を行った。
【００３７】
ＳＥＭによる表面観察結果から、実施例１における３２−３、５、７、１０、１５、３４−３、５、７、１０、１５、および３６−３、５、７、１０、１５の内、組織全域でラメラ組織を示すのは、３４−３、５、７、１０、１５である。
【００３８】
Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌにおいては、組織全域がＴｉ3 Ａｌ（α2 ）＋ＴｉＡｌ（γ）ＴｉＢ2 の層状組織（ラメラ組織）を示しており、凝固・変態過程は以下のようになる。
【００３９】
Ｌ→Ｌ＋β（初晶）→Ｌ＋α→α→α2 ＋γ
すなわち、Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌである３４−３、５、７、１０、１５がＴｉＢ2 セラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料として好ましい。
【００４０】
ＴｉＢ2 とＴｉ−Ａｌとの間では、共晶反応が起こると考えられており、両相は熱力学的に安定に共存すると考えられている。ＴｉＢ2 の粒子形態は、初晶としてブロック状および針状のもの、二次晶としてフレーク状のもの、粒状および不定形の未溶融粒子のものとの３種類がある。
【００４１】
マトリックスの粒径（ラメラ粒径）はＴｉＢ2 含有率により変化し、約３ｖｏｌ％のＴｉＢ2 粒子の複合化によりラメラ粒径は著しく微細化する。しかし、それ以上にＴｉＢ2 の含有率が増加してもラメラ粒径はほとんど変化しない。また、ＴｉＢ2 粒子径は、ＴｉＢ2 含有率により変化し、ＴｉＢ2 含有率が約５ｖｏｌ％までは、粒子径の粗大化と未溶融粒子の凝集の影響は小さいが、それを越えると、その影響が顕著になってくる。
【００４２】
また、ロックウェル硬度（ダイアモンド圧子、５点圧痕、荷重：１，４７１Ｎ、荷重保持時間：２５ｓｅｃ）は、ＴｉＢ2 含有率の増加に伴って単調上昇する。このロックウェル硬度のＴｉＢ2 含有率の増加による上昇は、ＴｉＢ2 粒子変形拘束効果によるものである。
【００４３】
次に、５種類のセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料（３４−３、５、７、１０、１５）について、室温での引張特性を評価するために、常温引張強度試験を行った。
【００４４】
常温引張試験片は、作製されたＴｉＢ2 セラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料から、放電加工機によって、ＪＩＳ７号試験片に準拠して採取する。常温引張試験は、室温、大気中で行い、クロスヘッドスピードは０．５ｍｍ／ｍｉｎとした。
【００４５】
常温におけるＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ中のＴｉＢ2 含有率と引張強度との関係を図４に示す。
【００４６】
図４に示すように、ＴｉＢ2 含有率の増加と共に引張強度は増大し、３４−５において、最大値の５１４ＭＰａを示す。しかし、その後は、ＴｉＢ2 含有率の増加と共に引張強度は減少している。これは、ＴｉＢ2 含有率が約５ｖｏｌ％を越えると、粒子径の粗大化と未溶融粒子の凝集の影響が顕著になってくるためである。
【００４７】
よって、ＴｉＢ2 によるセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料としては、３４−５（５ｖｏｌ％ＴｉＢ2 ／Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ）がより好ましい。
【００４８】
次に、５ｖｏｌ％ＴｉＢ2 ／Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌの高温での引張特性を評価するために、高温引張強度試験を行った。
【００４９】
高温引張試験片は、作製されたＴｉＢ2 セラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料から、放電加工機によって、ＪＩＳ７号試験片に準拠して採取する。高温引張試験は、９７３Ｋ、１，１７３Ｋ、および１，２７３Ｋで行い、クロスヘッドスピードは、治具の熱伝導による加熱を考慮し、試験時間を短縮するために１．０ｍｍ／ｍｉｎとした。
【００５０】
Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌおよび５ｖｏｌ％ＴｉＢ2 ／Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌの温度と引張強度との関係を図５に示す。図中における黒菱印はＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌを、図中における▼印は５ｖｏｌ％ＴｉＢ2 ／Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌを示している。
【００５１】
図５に示すように、本発明によって得られたセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料である５ｖｏｌ％ＴｉＢ2 ／Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌは、Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌと比較して約１．５倍の引張強度を有し、特に、１，１７３Ｋの高温においても、やや低下はするものの常温と変わらぬ引張強度（約５４０ＭＰａ）を有している。
【００５２】
ところが、１，２７３Ｋにおいては、Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌと比較すると、引張強度の低下の度合が著しい。これは、５ｖｏｌ％ＴｉＢ2 ／Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌの結晶粒径が、Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌの結晶粒径よりも極めて微細であるため、粒界すべりによる粒界破壊がより顕著に現れたものと考えられる。
【００５３】
それでも、常温（室温）におけるＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌの引張強度（約３４０ＭＰａ）を上回る引張強度（約３６０ＭＰａ）が得られている。すなわち、ＴｉＢ2 の析出分散による強化効果は、１，２７３Ｋまで認められる。
【００５４】
（実施例２）
粒径が１４９μｍ以下の純Ｔｉ粉末と粒径が１４９μｍ以下の純Ａｌ粉末を所定の組成（Ｔｉ−３２、３４、３６ｍａｓｓ％Ａｌ）となるように秤量し、乳鉢で３０ｍｉｎ混合した。
【００５５】
この混合粉末をＮ2ガスまたはＮ2ガス＋Ａｒガスからなるキャリアガス中に送給し、このキャリアガスのＮ2 ガス分圧を０、１０、３０、５０、１００（％）と変化させ、ＰＴＡプロセスを用いて、図３に示したような成型用基板の溝部（幅１０ｍｍ×深さ１０ｍｍ）に、１５種類のＴｉ2ＡｌＮセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料（以後、３２−０、１０、３０、５０、１００、３４−０、１０、３０、５０、１００、および３６−０、１０、３０、５０、１００と呼ぶ）を作製した。
【００５６】
作製したＴｉ2 ＡｌＮセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料を長さ１０ｍｍに切断し、この試料を長手方向に平行に切断し、その切断面をエメリー研磨した後、アルミナによるバフ研磨を行い、その後、クロール紙液（フッ酸４．４％−硝酸２６％水溶液）を用いて１２ｓｅｃ腐食し、ＳＥＭで表面観察を行った。
【００５７】
ＳＥＭによる表面観察結果から、実施例２における３２−０、１０、３０、５０、１００、３４−０、１０、３０、５０、１００、および３６−０、１０、３０、５０、１００の内、組織全域でラメラ組織を示すのは、３２−０、１０、３０、５０、１００および３４−０、１０、３０である。
【００５８】
すなわち、Ｔｉ−３２、３４ｍａｓｓ％Ａｌである３２−０、１０、３０、５０、１００および３４−０、１０、３０がＴｉ2 ＡｌＮセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料として好ましい。
【００５９】
Ｔｉ−Ａｌ基複合材料中に析出する窒化物の形態としては、針状のものと塊状のものとの２種類に大別される。針状の析出窒化物は、Ｔｉ2 ＡｌＮであり、ラメラ組織を横切るように存在する。塊状の析出窒化物は、内側の相がＴｉＮ、外側の相がＴｉ2 ＡｌＮである。どちらの析出窒化物も、マトリックス界面に反応層は見られず、析出窒化物はマトリックス中で熱力学的に安定に存在している。
【００６０】
マトリックスの粒径（ラメラ粒径）はＮ2 ガス分圧により変化し、Ｔｉ−３２、３４、３６ｍａｓｓ％Ａｌの全てにおいて、Ｎ2 ガス分圧が１０％位でラメラ粒径は著しく微細化する。しかし、それ以上にＮ2 ガス分圧を増加させてもラメラ粒径はほとんど変化しない。
【００６１】
析出窒化物は、Ｎ2 ガス分圧により変化し、Ｔｉ−３２、３４、３６ｍａｓｓ％Ａｌの全てにおいて、Ｎ2 ガス分圧が大きくなるのに伴って析出窒化物の生成量も増加する。すなわち、キャリアガス中のＮ2 ガス分圧を変化させることによって、析出窒化物の生成量を制御することができる。
【００６２】
析出窒化物の粒子径はＮ2 ガス分圧により変化し、Ｎ2 ガス分圧が３０％位までは、粒子径の粗大化と未溶融粒子の凝集の影響は小さいが、Ｎ2 ガス分圧が３０％を越えると、その影響が顕著になってくる。
【００６３】
ロックウェル硬度（ダイアモンド圧子、５点圧痕、荷重：１，４７１Ｎ、荷重保持時間：２５ｓｅｃ）は、Ｎ2 ガス分圧が３０％位までは大きく上昇するが、それ以上になると硬度上昇の度合は緩やかになる。このロックウェル硬度のＮ 2 ガス分圧の増加による上昇は、析出窒化物粒子変形拘束効果によるものである。
【００６４】
次に、Ｔｉ−３２、３４、３６ｍａｓｓ％Ａｌにおいて、室温での引張特性を評価すべく、Ｎ2 ガス分圧を変化させた時の常温引張強度試験を行った。図中における黒丸印はＴｉ−３２ｍａｓｓ％Ａｌを、図中における▲印はＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌを、図中における■印はＴｉ−３６ｍａｓｓ％Ａｌを示している。
【００６５】
常温引張試験片は、作製されたＴｉＢ2 セラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料から、放電加工機によって、ＪＩＳ７号試験片に準拠して採取する。常温引張試験は、室温、大気中で行い、クロスヘッドスピードは０．５ｍｍ／ｍｉｎとした。
【００６６】
常温におけるＮ2 ガス分圧と引張強度との関係を図６に示す。
【００６７】
図６に示すように、Ｎ2 ガス分圧の増加と共に引張強度は増大し、３２−３０および３４−３０において、最大値の５０７ＭＰａを示す。しかし、その後は、Ｎ2 ガス分圧の増加と共に引張強度は減少している。これは、Ｎ2 ガス分圧が３０％を越えると、粒子径の粗大化と未溶融粒子の凝集の影響が顕著になってくるためである。
【００６８】
よって、Ｔｉ2 ＡｌＮによるセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料としては、３２−３０および３４−３０（Ｔｉ−３２ｍａｓｓ％Ａｌ＋３０％Ｎ2 ガスおよびＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ＋３０％Ｎ2 ガス）がより好ましい。
【００６９】
次に、Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ＋３０％Ｎ2 ガスの高温での引張特性を評価するために、高温引張強度試験を行った。
【００７０】
高温引張試験片は、作製されたＴｉ2 ＡｌＮセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料から、放電加工機によって、ＪＩＳ７号試験片に準拠して採取する。高温引張試験は、９７３Ｋ、１，１７３Ｋ、および１，２７３Ｋで行い、クロスヘッドスピードは、治具の熱伝導による加熱を考慮し、試験時間を短縮するために１．０ｍｍ／ｍｉｎとした。
【００７１】
Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％ＡｌおよびＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ＋３０％Ｎ2 ガスの温度と引張強度との関係を図７に示す。図中における黒菱印はＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌを、図中における▼印はＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ＋３０％Ｎ2 ガスを示している。
【００７２】
図７に示すように、本発明によって得られたセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料であるＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ＋３０％Ｎ2 ガスは、Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌと比較して約１．５倍の引張強度を有し、特に、１，１７３Ｋの高温においても、やや低下はするものの常温と変わらぬ引張強度（約５００ＭＰａ）を有している。
【００７３】
ところが、１，２７３Ｋにおいては、Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌと比較すると、引張強度の低下の度合が著しい。これは、Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ＋３０％Ｎ2 ガスの結晶粒径が、Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌの結晶粒径よりも極めて微細であるため、粒界すべりによる粒界破壊がより顕著に現れたものと考えられる。
【００７４】
それでも、常温（室温）におけるＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌの引張強度（約３４０ＭＰａ）を上回る引張強度（約３９０ＭＰａ）が得られている。すなわち、窒化物の析出分散による強化効果は、１，２７３Ｋまで認められる。
【００７５】
【発明の効果】
以上要するに本発明によれば、マトリックスであるＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ基材料中に、セラミックスであるＴｉＢ 2 粒子を３〜１５ｖｏｌ％の体積含有率で均一に分散させてなる稠密なセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料、又はマトリックスであるＴｉ−３２〜３４ｍａｓｓ％Ａｌ基材料中に、セラミックスであるＴｉ 2 ＡｌＮ粒子を均一に分散させてなる稠密なセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料を、所望の形状にｉｎ ｓｉｔｕで成型できるという優れた効果を発揮する。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本実施の形態のセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造に用いる製造装置の概略を示す図である。
【図２】 図１における要部拡大図である。
【図３】 図１における成型用基板の拡大図である。
【図４】 Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％ＡｌにおけるＴｉＢ2含有率と引張強度との関係を示す図である。
【図５】 Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌおよび５ｖｏｌ％ＴｉＢ2／Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％
Ａｌにおける温度と引張強度との関係を示す図である。
【図６】 Ｔｉ−３２、３４、３６ｍａｓｓ％ＡｌにおけるＮ2ガス分圧と引張強度との関係を示す図である。
【図７】 Ｔｉ−３４ｍａｓｓ％ＡｌおよびＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ＋３０％Ｎ2ガスにおける温度と引張強度との関係を示す図である。
【符号の説明】
１０ 成型用基板
２１ 電極
２５ａ，２５ｂ 冷却水管（冷却手段）
ＧP プラズマ用ガス
ＧC キャリアガス
ＡP プラズマアーク
Claims (6)
- Ｔｉ−Ａｌ基材料中にセラミックスが分散されたセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法において、成型用基板と電極との間に電圧を印加すると共に、その電極の先端にプラズマ用ガスを供給してプラズマアークを発生させ、そのプラズマアーク中に、上記Ｔｉ−Ａｌ基材料の組成がＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ、Ｔｉ−Ａｌ基材料に分散されるＴｉＢ 2 粉末の体積含有率が３〜１５ｖｏｌ％となるように混合したＴｉ粉末、Ａｌ粉末、及びセラミックスの原料であるＴｉＢ 2 粉末の混合粉末をキャリアガスで送給して上記成型用基板に溶着させると共に急冷し、マトリックスであるＴｉ−３４ｍａｓｓ％Ａｌ基材料中に、上記セラミックスであるＴｉＢ 2 粒子を３〜１５ｖｏｌ％の体積含有率で均一に分散させたセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料をｉｎ ｓｉｔｕに形成することを特徴とするプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法。
- Ｔｉ−Ａｌ基材料中にセラミックスが分散されたセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法において、成型用基板と電極との間に電圧を印加すると共に、その電極の先端にプラズマ用ガスを供給してプラズマアークを発生させ、そのプラズマアーク中に、上記Ｔｉ−Ａｌ基材料の組成がＴｉ−３２〜３４ｍａｓｓ％Ａｌとなるように混合したＴｉ粉末とＡｌ粉末の混合粉末をＮ 2 ガスあるいはその混合ガスであるキャリアガスで送給して上記成型用基板に溶着させると共に急冷し、マトリックスであるＴｉ−３２〜３４ｍａｓｓ％Ａｌ基材料中に、セラミックスであるＴｉ 2 ＡｌＮ粒子を均一に分散させたセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料をｉｎ ｓｉｔｕに形成することを特徴とするプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法。
- 上記キャリアガスがＡｒガスである請求項１記載のプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法。
- 上記Ｎ 2 ガスあるいはその混合ガスであるキャリアガスが、Ｎ 2 ガス、あるいはＡｒ＋Ｎ 2 の混合ガスである請求項２記載のプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法。
- 上記ＴｉＢ 2 粒子の体積含有率が５ｖｏｌ％である請求項１又は３記載のプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法。
- 上記Ｎ 2 ガスあるいはその混合ガスであるキャリアガスがＡｒ＋Ｎ 2 の混合ガスであり、キャリアガスのＮ 2 ガス分圧が３０％である請求項２又は４記載のプラズマアークを利用したセラミックス分散強化Ｔｉ−Ａｌ基複合材料の製造方法。
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