JP4383837B2 - 金属基複合材料の製造方法及びその方法で製造された複合材料 - Google Patents
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Description
本発明は金属基複合材料の製造方法及びその製造方法で製造された金属基複合材料に関し、より詳しくは、高融点金属薄板と低融点金属薄板、例えば、Ｔｉ（チタン）箔とＡｌ（アルミニュウム）箔とを接合したＴｉ−Ａｌ系複合材料、或いはＮｉ（ニッケル）箔とＡｌ箔とを接合したＮｉ−Ａｌ系複合材料のような金属基複合材料を製造する方法及びその方法により製造された金属基複合材料に関する。
Ｔｉ−Ａｌ系金属間化合物は低比重で高強度を有し、かつ耐酸化性に優れているため軽量耐熱構造材料として注目されている。しかしながら、どとらかと言えば脆いためこの金属間化合物が単体として実用化された例は少ない。金属間化合物を強化層として用いた金属基複合材料（ＭＭＣ）は、金属間化合物の有する強度、耐熱性と金属マトリックスの有する延性を合わせ持つため、全体として新しい特性が得られる可能性がある。
一方、Ｎｉ−Ａｌ系金属間化合物は高融点を有し、かつ耐酸化性にも優れているため、高温材料としての可能性が注目されている。しかしながら、室温においては高強度ではあるがどちらかと言えば変形能に乏しく、単相材として実用化された例は少ない。そのため、その常温延性を改善するための研究が行われており、ＮｉＡｌに対し、侵入型不純物濃度、焼鈍、冷却速度などのプロセッシング条件、表面状態などを適正化することにより数％の常温延性を確保した例や、Ｎｉ3Ａｌも対してＢ（ホウ素）を少量添加して室温での伸びや、圧延加工性を改善した例が報告されている。
日本金属学会誌第６３巻第７号（１９９９）８３８−８４３「Ｎｉ/ＮｉＡｌ積層材料のき裂進展挙動」
日本金属学会誌第６４巻第１１号（２０００）１０７６−１０８１「Ｔｉ/Ｔｉ−Ａｌ積層材料におけるき裂進展挙動」
このようなＴｉ−Ａｌ系金属間化合物強化型複合材料の一種である、Ｔｉ箔とＡｌ箔とを交互に重ねて接合したＴｉ/金属間化合物積層型複合材料すなわちＴｉ基複合材料を製造する従来の方法としては、真空ホットプレス法を用いて行われていたが、真空チャンバ内全体を長時間加熱する必要があり、１プロセス当たり数時間を要する問題があった。また、従来法で製造した場合、複合材料中に形成される金属間化合物層として、Ａｌ3Ｔｉ層の生成を避けることができない問題がある。Ａｌ3Ｔｉはそのもの自体が変形能に乏しいのに加え、燃焼合成反応により生成したＡｌ3Ｔｉ層は、互いの接合力が弱い直径数ミクロンの粒子の集合体として生成する。したがって、Ａｌ3Ｔｉは複合材料の強化層として機能しにくく、その存在は複合材料の強度の低下をもたらす。従来製造されたＴｉ−Ａｌ系金属基複合材料の強化層中にはＡｌ3Ｔｉが多量に含まれ、材料の強度と伸びとは、それぞれ５５０ＭＰａ及び１．８％である。
一方、Ｎｉ−Ａｌ系金属間化合物強化型複合材料の一種である、Ｎｉ箔とＡｌ箔とを交互に重ねて接合したＮｉ/金属間化合物積層型複合材料すなわちＮｉ基複合材料を製造する従来の方法も、真空ホットプレス法を用いて行われていたが、Ｔｉ/金属間化合物複合材料の場合と同様に、真空チャンバ内全体を長時間加熱する必要があり、１プロセス当たり数時間を要する問題があった。また複合材料の製造中に、かかる複合材料の強度の低下を招くＮｉＡｌ層の生成を避けることができない問題がある。このため、かかる複合材料の更なる強靱化を図ることが望まれている。
したがって、本発明の主目的は、上記のような従来の製造方法による問題点を無くした新たな金属基複合材料の製造方法及びその製造方法で製造された金属基複合材料を提供することである。
本発明の他の目的は、放電プラズマ焼結法又はパルス通電加圧焼結法（プラズマ活性化焼結法又は放電焼結法とも呼ばれる）の原理を利用した直流パルス通電圧接法（PCHP）により、耐熱性、強度、等の物理的特性及び耐酸化性のような化学的特性の優れた金属基複合材料を短時間で製造できる製造方法及びそのような製造方法で作られた複合材料を提供することである。
本発明の別の目的は、放電プラズマ焼結法又はパルス通電加圧焼結法の原理を利用して、耐熱性、強度、等の物理的特性及び耐酸化性のような化学的特性の優れたＴｉ基複合材料を短時間で製造できる方法及びその方法によって製造された複合材料を提供することである。
本発明の別の目的は、放電プラズマ焼結法又はパルス通電加圧焼結法の原理を利用してＴｉ箔及びＡｌ箔を圧接することによりＡｌ3Ｔｉの生成を極力少なくし、耐熱性、強度、等の物理的特性及び耐酸化性のような化学的特性の優れたＴｉ基複合材料を短時間で製造できる方法及びその方法によって製造された複合材料を提供することである。
本発明の更に別の目的は、放電プラズマ焼結法又はパルス通電加圧焼結法の原理を利用して、耐熱性、強度、等の物理的特性及び耐酸化性のような化学的特性の優れたＮｉ基複合材料を短時間で製造できる方法及びその方法によって製造された複合材料を提供することである。
本発明の更に別の目的は、放電プラズマ焼結法又はパルス通電加圧焼結法の原理を利用してＮｉ箔及びＡｌ箔を圧接することによりＮｉＡｌの生成を極力少なくし、耐熱性、強度、等の物理的特性及び耐酸化性のような化学的特性の優れたＮｉ基複合材料を短時間で製造できる方法及びその方法によって製造された複合材料を提供することである。
本発明の他の目的は、放電プラズマ焼結法又はパルス通電加圧焼結法（プラズマ活性化焼結法又は放電焼結法とも呼ばれる）の原理を利用した直流パルス通電圧接法（PCHP）により、耐熱性、強度、等の物理的特性及び耐酸化性のような化学的特性の優れた金属基複合材料を短時間で製造できる製造方法及びそのような製造方法で作られた複合材料を提供することである。
本発明の別の目的は、放電プラズマ焼結法又はパルス通電加圧焼結法の原理を利用して、耐熱性、強度、等の物理的特性及び耐酸化性のような化学的特性の優れたＴｉ基複合材料を短時間で製造できる方法及びその方法によって製造された複合材料を提供することである。
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本発明の更に別の目的は、放電プラズマ焼結法又はパルス通電加圧焼結法の原理を利用して、耐熱性、強度、等の物理的特性及び耐酸化性のような化学的特性の優れたＮｉ基複合材料を短時間で製造できる方法及びその方法によって製造された複合材料を提供することである。
本発明の更に別の目的は、放電プラズマ焼結法又はパルス通電加圧焼結法の原理を利用してＮｉ箔及びＡｌ箔を圧接することによりＮｉＡｌの生成を極力少なくし、耐熱性、強度、等の物理的特性及び耐酸化性のような化学的特性の優れたＮｉ基複合材料を短時間で製造できる方法及びその方法によって製造された複合材料を提供することである。
本発明によれば、高融点金属薄板及び低融点金属薄板とを接合してなる金属基複合材料の製造方法において、それぞれ所定の厚さを有する高融点金属薄板及び低融点金属薄板をそれぞれ複数枚交互に重ね合わせてプリフォーム体を作成し、前記プリフォーム体を、所定の圧力を加えた状態で、かつ前記高融点金属の融点より低くかつ高融点金属の融点の９０％の温度より低く低融点金属の融点の１２０％の温度より高い温度範囲で恒温保持するように所定の時間の間、所定の電圧及び電流の直流パルス電流又は直流パルス電流と直流電流の重畳電流を流し、前記高融点金属薄板間に存在する前記低融点金属薄板を前記高融点金属と前記低融点金属との緻密な金属間化合物にさせて前記高融点金属薄板を互いに接合することを特徴とする金属基複合材料の製造方法が提供される。本発明において、高融点金属とは、例えばチタン（Ｔｉ）、ニッケル（Ｎｉ）、鉄（Ｆｅ）、クロム（Ｃｒ）等の融点が１２００℃以上で１９００℃以下の金属を言い、低融点金属とは、例えばアルミニュウム（Ａｌ）、マグネシウム等の融点が７００℃以下の金属を言う。また、高融点金属及び低融点金属は互いに反応し合って化合物をつくる性質を有することも必要である。
なお、本発明において、プリフォーム体の温度の測定はプリフォーム体が装入されているダイの温度を測定することによって間接的に行っているので、前記及び下記の温度範囲における温度はダイで測定した間接的温度とする。
前記金属基複合材料の製造方法において、恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲であっても良い。
前記金属基複合材料の製造方法において、前記高融点金属薄板が厚さ１０μｍないし５００μｍのＴｉ箔であり、前記低融点金属薄板が厚さ１μｍないし５０μｍのＡｌ箔であり、前記温度範囲が７９２℃ないし１４９４℃であり、圧力の範囲が１ｋＰａないし１００ＭＰａであり、恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲であってもよい。この場合、前記Ａｌ箔の厚さが１μｍ以上２０μｍ以下であり、前記温度範囲が７９２℃ないし１４９４℃であり、圧力の範囲が１ｋＰａないし１００ＭＰａであり、恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲であっても、或いは前記Ａｌ箔の厚さが２０μｍを超え５０μｍ以下であり、前記温度範囲が９００℃ないし１４９４℃であり、圧力の範囲が１ｋＰａないし１００ＭＰａであり、恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲であってもよい。
更にまた、上記金属基複合材料の製造方法において、前記高融点金属薄板が厚さ１０μｍないし５００μｍのＮｉ箔であり、前記低融点金属薄板が厚さ１μｍないし５０μｍのＡｌ箔であり、前記温度範囲が７９２℃ないし１３０５℃であり、圧力の範囲が１ｋＰａないし１００ＭＰａであり、恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲であってもよい。この場合において、前記Ａｌ箔の厚さが１μｍ以上２０μｍ以下であり、前記温度範囲が７９２℃ないし１３０５℃であり、圧力の範囲が１ｋＰａないし１００ＭＰａでり、恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲でであっても、或いは前記Ａｌの厚さが２０μｍを超え５０μｍ以下であり、前記温度範囲が９００℃ないし１３０５℃であり、圧力の範囲が１ｋＰａないし１００ＭＰａであり、恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲であってもよい。
また、本発明によれば、それぞれ複数枚の高融点金属薄板と低融点金属薄板とを交互に重ね合わせて前記方法で製造した金属基複合材料であって、隣り合う前記高融点金属薄板が、前記高融点金属と前記低融点金属との緻密な金属間化合物を介在させて接合されている金属基複合材料が、それぞれ複数枚のＴｉ箔とＡｌ箔とを交互に重ね合わせて前記方法で製造されたＴｉ基複合材料であって、隣り合う前記Ｔｉ箔が、前記Ｔｉと前記Ａｌとの緻密な金属間化合物を介在させて接合されているＴｉ基複合材料が、或いはそれぞれ複数枚のＮｉ箔とＡｌ箔とを交互に重ね合わせて前記方法で製造されたＮｉ基複合材料であって、隣り合う前記Ｎｉ箔が、前記Ｎｉと前記Ａｌとの緻密な金属間化合物を介在させて接合されているＮｉ基複合材料が提供される。
なお、本発明において、プリフォーム体の温度の測定はプリフォーム体が装入されているダイの温度を測定することによって間接的に行っているので、前記及び下記の温度範囲における温度はダイで測定した間接的温度とする。
前記金属基複合材料の製造方法において、恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲であっても良い。
前記金属基複合材料の製造方法において、前記高融点金属薄板が厚さ１０μｍないし５００μｍのＴｉ箔であり、前記低融点金属薄板が厚さ１μｍないし５０μｍのＡｌ箔であり、前記温度範囲が７９２℃ないし１４９４℃であり、圧力の範囲が１ｋＰａないし１００ＭＰａであり、恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲であってもよい。この場合、前記Ａｌ箔の厚さが１μｍ以上２０μｍ以下であり、前記温度範囲が７９２℃ないし１４９４℃であり、圧力の範囲が１ｋＰａないし１００ＭＰａであり、恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲であっても、或いは前記Ａｌ箔の厚さが２０μｍを超え５０μｍ以下であり、前記温度範囲が９００℃ないし１４９４℃であり、圧力の範囲が１ｋＰａないし１００ＭＰａであり、恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲であってもよい。
更にまた、上記金属基複合材料の製造方法において、前記高融点金属薄板が厚さ１０μｍないし５００μｍのＮｉ箔であり、前記低融点金属薄板が厚さ１μｍないし５０μｍのＡｌ箔であり、前記温度範囲が７９２℃ないし１３０５℃であり、圧力の範囲が１ｋＰａないし１００ＭＰａであり、恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲であってもよい。この場合において、前記Ａｌ箔の厚さが１μｍ以上２０μｍ以下であり、前記温度範囲が７９２℃ないし１３０５℃であり、圧力の範囲が１ｋＰａないし１００ＭＰａでり、恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲でであっても、或いは前記Ａｌの厚さが２０μｍを超え５０μｍ以下であり、前記温度範囲が９００℃ないし１３０５℃であり、圧力の範囲が１ｋＰａないし１００ＭＰａであり、恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲であってもよい。
また、本発明によれば、それぞれ複数枚の高融点金属薄板と低融点金属薄板とを交互に重ね合わせて前記方法で製造した金属基複合材料であって、隣り合う前記高融点金属薄板が、前記高融点金属と前記低融点金属との緻密な金属間化合物を介在させて接合されている金属基複合材料が、それぞれ複数枚のＴｉ箔とＡｌ箔とを交互に重ね合わせて前記方法で製造されたＴｉ基複合材料であって、隣り合う前記Ｔｉ箔が、前記Ｔｉと前記Ａｌとの緻密な金属間化合物を介在させて接合されているＴｉ基複合材料が、或いはそれぞれ複数枚のＮｉ箔とＡｌ箔とを交互に重ね合わせて前記方法で製造されたＮｉ基複合材料であって、隣り合う前記Ｎｉ箔が、前記Ｎｉと前記Ａｌとの緻密な金属間化合物を介在させて接合されているＮｉ基複合材料が提供される。
請求項１ないし８に記載された本発明によれば、脆く或いは延性に乏しい金属間化合物の生成を阻止した金属基複合材料を短時間で製造できる。また、請求項３ないし５に記載された発明によれば、Ａｌ3Ｔｉを殆ど或いは全く含まないＴｉ/金属間化合物積層型複合材料を、かつ請求項６ないし８に記載の発明によればＮｉＡｌを殆ど或いは全く含まないＮｉ/金属間化合物積層型複合材料を、短時間で製造できる。更に、変形したこれらの金属の箔を用いることによって、任意の形状の製品を直接製造できる。用いる金属箔の厚さ比を選択することによって、使用目的に応じた機械的特性を得ることができる。
以下本発明の実施の形態について、２種の金属箔を接合して製造する場合について説明する。
まず、所望の厚さを有する高融点金属からなる金属箔と、低融点金属からなる金属箔とを、それぞれ複数枚用意する。これらの高融点金属箔及び低融点金属箔を、図１［Ａ］に示されるように、高融点金属箔１と低融点金属箔２とが交互に配置されるように積層し、プリフォーム体（金属箔を単に積み重ねただけの状態）３を形成する。本発明において、高融点金属とは、例えばチタン（Ｔｉ）、ニッケル（Ｎｉ）、鉄（Ｆｅ）、クロム（Ｃｒ）等の融点が１２００℃以上で１９００℃以下の金属を言い、低融点金属とは、例えばアルミニュウム（Ａｌ）、マグネシウム等の融点が７００℃以下の金属を言う。また、高融点金属及び低融点金属は互いに反応し合って化合物をつくる性質を有することも必要である。
このように形成されたプリフォーム体３を、図２［Ｂ］及び［Ｃ］に示される円筒状のグラファイト（又は導電性セラミック）製のダイ５内で上下のパンチ６及び７の間に装入する。この場合、ダイが円筒状で内面形状が円形であるのに対してプリフォーム体の平面形状が四角形であるので、公知の分割式のジグ８をダイ５内に装着してダイ内の空間の平面形状をプリフォーム体の形状に合わせてある。このようにしてプリフォーム体３が装入されたダイ５及びパンチ６，７を、図２［Ａ］に示されるように、パルス通電加圧接合装置１０の真空チャンバ１１内で一対の通電加圧電極１２及び１３の間に、パンチ６及び７の外端が通電加圧電極１２及び１３の対応する端部にそれぞれ接触するように、セットする。このパルス通電加圧接合装置１０は、放電プラズマ焼結法又はパルス通電加圧焼結法（プラズマ活性化焼結法又は放電焼結法とも呼ばれる）の原理を応用した加圧接合装置であるが、市販の放電プラズマ焼結装置（例えば住友石炭鉱業（株）製、Ｄｒ． Ｓｉｎｔｅｒ）を使用してもよい。セットした後、真空チャンバ１１内を所定の真空度の雰囲気に保ち、パルス通電加圧接合装置１０の加圧装置１５により一対の通電加圧電極１２、１３を介してプリフォーム体３を所定の範囲の圧力を加えた状態の下で、電源装置１６から通電電極に所定の電圧、電流の直流パルス電流（直流電流と直流パルス電流との重畳電流でもよい）を流す。
まず、所望の厚さを有する高融点金属からなる金属箔と、低融点金属からなる金属箔とを、それぞれ複数枚用意する。これらの高融点金属箔及び低融点金属箔を、図１［Ａ］に示されるように、高融点金属箔１と低融点金属箔２とが交互に配置されるように積層し、プリフォーム体（金属箔を単に積み重ねただけの状態）３を形成する。本発明において、高融点金属とは、例えばチタン（Ｔｉ）、ニッケル（Ｎｉ）、鉄（Ｆｅ）、クロム（Ｃｒ）等の融点が１２００℃以上で１９００℃以下の金属を言い、低融点金属とは、例えばアルミニュウム（Ａｌ）、マグネシウム等の融点が７００℃以下の金属を言う。また、高融点金属及び低融点金属は互いに反応し合って化合物をつくる性質を有することも必要である。
このように形成されたプリフォーム体３を、図２［Ｂ］及び［Ｃ］に示される円筒状のグラファイト（又は導電性セラミック）製のダイ５内で上下のパンチ６及び７の間に装入する。この場合、ダイが円筒状で内面形状が円形であるのに対してプリフォーム体の平面形状が四角形であるので、公知の分割式のジグ８をダイ５内に装着してダイ内の空間の平面形状をプリフォーム体の形状に合わせてある。このようにしてプリフォーム体３が装入されたダイ５及びパンチ６，７を、図２［Ａ］に示されるように、パルス通電加圧接合装置１０の真空チャンバ１１内で一対の通電加圧電極１２及び１３の間に、パンチ６及び７の外端が通電加圧電極１２及び１３の対応する端部にそれぞれ接触するように、セットする。このパルス通電加圧接合装置１０は、放電プラズマ焼結法又はパルス通電加圧焼結法（プラズマ活性化焼結法又は放電焼結法とも呼ばれる）の原理を応用した加圧接合装置であるが、市販の放電プラズマ焼結装置（例えば住友石炭鉱業（株）製、Ｄｒ． Ｓｉｎｔｅｒ）を使用してもよい。セットした後、真空チャンバ１１内を所定の真空度の雰囲気に保ち、パルス通電加圧接合装置１０の加圧装置１５により一対の通電加圧電極１２、１３を介してプリフォーム体３を所定の範囲の圧力を加えた状態の下で、電源装置１６から通電電極に所定の電圧、電流の直流パルス電流（直流電流と直流パルス電流との重畳電流でもよい）を流す。
上記所定の真空状態とは、好ましくは、１００Ｐａ以下の真空度、より好ましくは、１０Ｐａ以下の真空度を言う。また、所定の圧力とは、接合すべき金属の種類によっても異なるが、好ましくは１ｋＰａないし１００ＭＰａ、より好ましくは、２．５ｋＰａないし５０ＭＰａである。その理由は圧力が上記範囲より低いと成形後の圧接製品に未接合部分が残存することとなるからであり、また高すぎるとカーボン（グラファイト）又は導電性セラミックのダイの破損、もしくは、材料のパンチとダイとの間の隙間への侵入が起こるからである。
更に、直流電圧は、好ましくは０．１Ｖないし１０．０Ｖであり、直流パルス電流は、金属の種類及びプリフォーム体の厚さ並びにプリフォーム体の圧接に必要な昇温速度によって異なるが、好ましくは１Ａないし３００００Ａ、より好ましくは５０Ａないし２５０００Ａである。その理由は、その電流値が上記範囲より低すぎると放電不十分による、材料中の未接合部分の残存が発生することとなるからであり、高すぎると材料製造中の部分的溶融によるポアの材料中への残存を来すこととなるからである。
更に、直流電圧は、好ましくは０．１Ｖないし１０．０Ｖであり、直流パルス電流は、金属の種類及びプリフォーム体の厚さ並びにプリフォーム体の圧接に必要な昇温速度によって異なるが、好ましくは１Ａないし３００００Ａ、より好ましくは５０Ａないし２５０００Ａである。その理由は、その電流値が上記範囲より低すぎると放電不十分による、材料中の未接合部分の残存が発生することとなるからであり、高すぎると材料製造中の部分的溶融によるポアの材料中への残存を来すこととなるからである。
上記のように直流パルス電流を流すと、プリフォーム体３は昇温し始める。温度が所定の値になったら、その温度（恒温保持温度）を所定の時間（恒温保持時間）保持するように、通電加圧電極を通して流すパルス電流を調節する。プリフォーム体の温度はプリフォーム体に近接して設けた温度センサによって測定しても、公知の間接的に測定する温度センサでもよい。
昇温速度は接合する金属の種類によって異なるが、好ましくは、０．１Ｋ／ｓないし８．３Ｋ／ｓ、より好ましくは、０．５Ｋ／ｓないし２．５Ｋ／ｓ、また、上記恒温温度は、接合する金属の種類によって異なるが、好ましくは、高融点金属の融点の９０％の温度より低く低融点金属の融点の１２０％の温度より高い温度範囲、より好ましくは、高融点金属の融点の９０％の温度より低く低融点金属の融点の１３５％の温度より高い温度範囲である。その理由は、温度がこの範囲を外れると、もろい金属間化合物層の材料中での生成、もしくは、金属間化合物全体の消失による合金化が生じるからである。また、恒温保持時間も接合する金属の材質、各金属箔の厚さ、プリフォーム体の厚さによって異なるが、好ましくは、１０秒ないし１２０分、より好ましくは１分ないし６０分である。その理由は、時間がこの範囲を外れると、未接合部分の残存、もろい金属間化合物の残存、もしくは、金属間化合物全体の消失による合金化が生じるからである。
また、高融点金属がＴｉであり低融点金属がＡｌの場合には、真空度、圧力、昇温速度は前記の範囲でよいが、恒温温度範囲は、好ましくは７９２℃ないし１４９４℃であり、より好ましくは９２６℃ないし１０９９℃である。更に高融点金属がＮｉであり低融点金属がＡｌの場合には、真空度、圧力、昇温速度は前記の範囲でよいが、恒温温度範囲は、好ましくは７９２℃ないし１３０５℃であり、より好ましくは１０５０℃ないし１１９９℃である。
接合が完了した後、通電を停止し、加圧装置による加圧を解除する。
昇温速度は接合する金属の種類によって異なるが、好ましくは、０．１Ｋ／ｓないし８．３Ｋ／ｓ、より好ましくは、０．５Ｋ／ｓないし２．５Ｋ／ｓ、また、上記恒温温度は、接合する金属の種類によって異なるが、好ましくは、高融点金属の融点の９０％の温度より低く低融点金属の融点の１２０％の温度より高い温度範囲、より好ましくは、高融点金属の融点の９０％の温度より低く低融点金属の融点の１３５％の温度より高い温度範囲である。その理由は、温度がこの範囲を外れると、もろい金属間化合物層の材料中での生成、もしくは、金属間化合物全体の消失による合金化が生じるからである。また、恒温保持時間も接合する金属の材質、各金属箔の厚さ、プリフォーム体の厚さによって異なるが、好ましくは、１０秒ないし１２０分、より好ましくは１分ないし６０分である。その理由は、時間がこの範囲を外れると、未接合部分の残存、もろい金属間化合物の残存、もしくは、金属間化合物全体の消失による合金化が生じるからである。
また、高融点金属がＴｉであり低融点金属がＡｌの場合には、真空度、圧力、昇温速度は前記の範囲でよいが、恒温温度範囲は、好ましくは７９２℃ないし１４９４℃であり、より好ましくは９２６℃ないし１０９９℃である。更に高融点金属がＮｉであり低融点金属がＡｌの場合には、真空度、圧力、昇温速度は前記の範囲でよいが、恒温温度範囲は、好ましくは７９２℃ないし１３０５℃であり、より好ましくは１０５０℃ないし１１９９℃である。
接合が完了した後、通電を停止し、加圧装置による加圧を解除する。
上記パルス通電圧接は次のような過程を経て進行し、最終製品である金属基複合材料が得られる。すなわち、図１［Ｂ］に示されるように、プリフォーム体が加熱されて低融点金属が溶融し、高融点金属との界面で燃焼合成反応が開始する。次に高融点金属箔１間に、図１［Ｃ］に示されるように、多孔質な金属間化合物が形成される。その後、図１［Ｄ］加圧下でのパルス電流の通電により高融点金属箔の層と金属間化合物の層との接合及び金属間化合物の層の緻密化が進行する。そして、図１［Ｅ］本発明の金属基複合材料が得られる。
厚さ４０μｍのＴｉ（９９．５ａｔ％）箔１４枚と、厚さ１２μｍのＡｌ（９９．９３ａｔ％）箔１３枚を用意し、これらＴｉ箔及びＡｌ箔を交互に重ね合わせてプリフォーム体を形成した。なお、プリフォーム体とは、この明細書の説明においては、単に積み重ねた或いは重ね合わせただけの状態を言う。このプリフォーム体の寸法は、長さが６５ｍｍ、幅が２０ｍｍ、厚さが約０．７ｍｍであった。このプリフォーム体を汎用型グラファイトダイ中にセットし、放電プラズマ焼結装置（住友石炭鉱業（株）製ＳＰＳ １０２０）を用いて、昇温速度１．７Ｋ／ｓ、恒温保持時間６００秒（ｓ）、真空度２Ｐａの条件でパルス通電圧接を行った。この場合、恒温保持温度は９００℃（１１７３Ｋ）、１０００℃（１２７３Ｋ）及び１１００℃（１３７３Ｋ）の３通りの条件で行った。測温はＫ型熱電対をグラファイトダイ内に挿入し、試料体側面から５ｍｍの位置のダイ温度を測定することによって行った。加圧力はＴｉ箔の隙間から溶融Ａｌの流出を避けるため、室温から恒温保持温度までの昇温過程では２．７ｋＰａとし、試料温度が恒温保持温度に達した後の恒温保持過程では３２ＭＰａとした。また、パルス通電の電圧は２．５Ｖで、昇温時における直流パルス電流は２０００Ａ、恒温保持中の電流は１４００Ａであった。
上記Ｔｉ箔及びＡｌ箔のプリフォーム体のパルス通電圧接は、前述と同様に、次のような過程を経て進行し、最終製品である金属基複合材料が得られる。すなわち、プリフォーム体が加熱されてＡｌが溶融し、Ｔｉとの界面で燃焼合成反応が開始する。次にＴｉ箔１間に、図１［Ｃ］に示されるのと同様に、多孔質な金属間化合物が形成される。その後、図１［Ｄ］に示されるのと同様に、加圧下でのパルス電流の通電によりＴｉ箔の層と金属間化合物の層との接合及び金属間化合物の層の緻密化が進行する。そして、本発明の金属基複合材料が得られる。
上記Ｔｉ箔及びＡｌ箔のプリフォーム体のパルス通電圧接は、前述と同様に、次のような過程を経て進行し、最終製品である金属基複合材料が得られる。すなわち、プリフォーム体が加熱されてＡｌが溶融し、Ｔｉとの界面で燃焼合成反応が開始する。次にＴｉ箔１間に、図１［Ｃ］に示されるのと同様に、多孔質な金属間化合物が形成される。その後、図１［Ｄ］に示されるのと同様に、加圧下でのパルス電流の通電によりＴｉ箔の層と金属間化合物の層との接合及び金属間化合物の層の緻密化が進行する。そして、本発明の金属基複合材料が得られる。
厚さ４０μｍのＴｉ（９９．５ａｔ％）箔１２枚と、厚さ２４μｍのＡｌ（９９．９３ａｔ％）箔１１枚を用意し、これらＴｉ箔及びＡｌ箔を交互に重ね合わせてプリフォーム体を形成した。このプリフォーム体の寸法も、長さが６５ｍｍ、幅が２０ｍｍ、厚さが約０．７ｍｍであった。このプリフォーム体を前記実施例１と全く同じ条件でパルス通電圧接をおこなった。この場合においてもパルス通電の電圧は２．５Ｖで、昇温時における直流パルス電流は２０００Ａ、恒温保持中の電流は１４００Ａであった。
上記のようにして製造した複合材料について、ＳＥＭとＥＰＭＡによる組織観察、及び引張試験による機械的性質の評価をについて以下で説明する。
厚さ４０μｍのＴｉ箔と、厚さ１２μｍのＡｌ箔とから製造したＴｉ/金属間化合物複合材料すなわちＴｉ基複合材料（以下ＴＣＯＭＰ１２）、及び厚さ４０μｍのＴｉ箔と、厚さ２４μｍのＡｌ箔とから製造したＴｉ/金属間化合物複合材料すなわちＴｉ基複合材料（以下ＴＣＯＭＰ２４）のＳＥＭによる組織観察の結果を示すと図３及び図４に示されるようになる。いずれの複合材料もＴｉマトリックス層と強化層が交互に積層した構造を有しており、恒温保持温度９００℃で製造した場合と、１０００℃で製造した場合に複合材料中に形成される強化層の厚さはほぼ同じであった。これに対して、恒温保持温度１１００℃で製造した場合は、ＴＣＯＭＰ２４に形成される強化層は極めて薄くなりＴＣＯＭＰ１２においては、強化層は形成されなかった。
厚さ４０μｍのＴｉ箔と、厚さ１２μｍのＡｌ箔とから製造したＴｉ/金属間化合物複合材料すなわちＴｉ基複合材料（以下ＴＣＯＭＰ１２）、及び厚さ４０μｍのＴｉ箔と、厚さ２４μｍのＡｌ箔とから製造したＴｉ/金属間化合物複合材料すなわちＴｉ基複合材料（以下ＴＣＯＭＰ２４）のＳＥＭによる組織観察の結果を示すと図３及び図４に示されるようになる。いずれの複合材料もＴｉマトリックス層と強化層が交互に積層した構造を有しており、恒温保持温度９００℃で製造した場合と、１０００℃で製造した場合に複合材料中に形成される強化層の厚さはほぼ同じであった。これに対して、恒温保持温度１１００℃で製造した場合は、ＴＣＯＭＰ２４に形成される強化層は極めて薄くなりＴＣＯＭＰ１２においては、強化層は形成されなかった。
複合材料中に形成される各層の構造と組成を更に詳細に検討するために、Ｔｉ層と強化層との界面において、ＥＰＭＡによる組織観察と成分分析を行った。図３及び図４中に示した箇所の成分分析結果は表１及び２にそれぞれ示されている。
図３に示すように、恒温保持温度９００℃で製造したＴＣＯＭＰ１２中に形成される強化層はＡｌ3Ｔｉ層（１）、富Ａｌ（以下Ａｌ−ｒｉｃｈと呼ぶ）のＡｌ−Ｔｉ層（２）、ＴｉＡｌ層（３）及びＴｉ3Ａｌ層（４）の４種類の層からなる多層構造を有していたことが解る。これに対して、恒温保持温度１０００℃で製造したＴＣＯＭＰ１２中に形成される強化層は、Ａｌ−ｒｉｃｈのＡｌ−Ｔｉ層（７）、ＴｉＡｌ層（８）及びＴｉ3Ａｌ層（９）の３種類の層で構成されており、９００℃で製造した場合には形成されたＡｌ3Ｔｉ層は１０００℃で製造した場合には消失し、逆に、Ａｌ−ｒｉｃｈのＡｌ−Ｔｉ層とＴｉＡｌ層の厚さが増した。また、９００℃及び１０００℃で製造したＴＣＯＭＰ１２においてＴｉマトリックス中のＡｌの含有量が強化層中心部から同一距離で比較すると（図４中の５と１０及び６と１１）、明らかに、１０００℃で製造したＴＣＯＭＰ１２のＴｉマトリックス中のＡｌ含有量が高かった。更に高温の恒温保持温度１１００℃で製造したＴＣＯＭＰ１２では強化層は形成されず、材料全体が約２１ａｔ％のＡｌを有するＴｉ−Ａｌ合金単相（１２）となった。１１００℃で製造した場合、目的とする複合材料は得られなかった訳であるが、別の観点からみれば、この結果はＴｉ箔とＡｌ箔とを交互に積層したプリフォーム体を、ＰＣＨＰを用いて直接合金化できる可能性を示している。
図３に示すように、恒温保持温度９００℃で製造したＴＣＯＭＰ１２中に形成される強化層はＡｌ3Ｔｉ層（１）、富Ａｌ（以下Ａｌ−ｒｉｃｈと呼ぶ）のＡｌ−Ｔｉ層（２）、ＴｉＡｌ層（３）及びＴｉ3Ａｌ層（４）の４種類の層からなる多層構造を有していたことが解る。これに対して、恒温保持温度１０００℃で製造したＴＣＯＭＰ１２中に形成される強化層は、Ａｌ−ｒｉｃｈのＡｌ−Ｔｉ層（７）、ＴｉＡｌ層（８）及びＴｉ3Ａｌ層（９）の３種類の層で構成されており、９００℃で製造した場合には形成されたＡｌ3Ｔｉ層は１０００℃で製造した場合には消失し、逆に、Ａｌ−ｒｉｃｈのＡｌ−Ｔｉ層とＴｉＡｌ層の厚さが増した。また、９００℃及び１０００℃で製造したＴＣＯＭＰ１２においてＴｉマトリックス中のＡｌの含有量が強化層中心部から同一距離で比較すると（図４中の５と１０及び６と１１）、明らかに、１０００℃で製造したＴＣＯＭＰ１２のＴｉマトリックス中のＡｌ含有量が高かった。更に高温の恒温保持温度１１００℃で製造したＴＣＯＭＰ１２では強化層は形成されず、材料全体が約２１ａｔ％のＡｌを有するＴｉ−Ａｌ合金単相（１２）となった。１１００℃で製造した場合、目的とする複合材料は得られなかった訳であるが、別の観点からみれば、この結果はＴｉ箔とＡｌ箔とを交互に積層したプリフォーム体を、ＰＣＨＰを用いて直接合金化できる可能性を示している。
ＴＣＯＭＰ２４においても、図４に示すように、恒温保持温度９００℃で製造した場合には多数の粒子からなるＡｌ3Ｔｉ層（１）、Ａｌ−ｒｉｃｈのＡｌ−Ｔｉ層（３）、ＴｉＡｌ層（４）及びＴｉ3Ａｌ層（５）の４種類の層からなる強化層が形成されることが解る。なお、Ａｌ3Ｔｉ層は、若干のＡｌ−ｒｉｃｈのＡｌ−Ｔｉ合金粒子（２）を含有していた。１０００℃で製造した場合、強化層の構成は変わらないが、Ａｌ3Ｔｉ層（８）の厚さが減少し、逆に、Ａｌ−ｒｉｃｈのＡｌ−Ｔｉ層（９）とＴｉＡｌ層（１０）の厚さが増した。但し、Ａｌ3Ｔｉ層を構成する粒子同士の接合は若干改善されていた。１１００℃で製造された場合、大部分の強化層が消失し、形成される強化層は、ＴｉＡｌ層のみとなる。また、Ｔｉマトリックス中のＡｌ含有量は、ＴＣＯＭＰ１２と同様、恒温保持温度の上昇と共に増加した。
上記組織観察の結果から以下の事が導き出せる。
ＴＣＯＭＰ１２については、９００℃で製造した場合、形成されるＡｌ3Ｔｉの平均厚さは２．５μｍであり、１０００℃で製造した場合、形成されるＡｌ3Ｔｉの平均厚さは０μｍすなわち未形成である。
一方、ＴＣＯＭＰ２４については、９００℃で製造した場合、形成されるＡｌ3Ｔｉの平均厚さは２０．０μｍであり、１０００℃で製造した場合、形成されるＡｌ3Ｔｉの平均厚さは８．５μｍである。
積層材料中に形成されるＡｌ3Ｔｉ層の厚さと成形温度には直線的関係があり、成形温度の上昇と共に、直線的にＡｌ3Ｔｉ層の厚さは減少する。厚さ減少率△Ｔ／△Ｋは、０．１１５（μｍ／Ｋ）である。
したがって、ＴＣＯＭＰ１２中に形成されるＡｌ3Ｔｉ層は、９００℃で製造した場合厚さが２．５μｍであるから、９２６℃（１１９９Ｋ）以上で製造すれば、形成されない。
また、ＴＣＯＭＰ２４中に形成されるＡｌ3Ｔｉは、９００℃で製造した場合２０．０μｍで１０００℃で製造した場合８．５μｍであるから、１０７４℃（１３４７Ｋ）以上で成形すればＡｌ3Ｔｉ層は形成されないことになる。
ＴＣＯＭＰ１２については、９００℃で製造した場合、形成されるＡｌ3Ｔｉの平均厚さは２．５μｍであり、１０００℃で製造した場合、形成されるＡｌ3Ｔｉの平均厚さは０μｍすなわち未形成である。
一方、ＴＣＯＭＰ２４については、９００℃で製造した場合、形成されるＡｌ3Ｔｉの平均厚さは２０．０μｍであり、１０００℃で製造した場合、形成されるＡｌ3Ｔｉの平均厚さは８．５μｍである。
積層材料中に形成されるＡｌ3Ｔｉ層の厚さと成形温度には直線的関係があり、成形温度の上昇と共に、直線的にＡｌ3Ｔｉ層の厚さは減少する。厚さ減少率△Ｔ／△Ｋは、０．１１５（μｍ／Ｋ）である。
したがって、ＴＣＯＭＰ１２中に形成されるＡｌ3Ｔｉ層は、９００℃で製造した場合厚さが２．５μｍであるから、９２６℃（１１９９Ｋ）以上で製造すれば、形成されない。
また、ＴＣＯＭＰ２４中に形成されるＡｌ3Ｔｉは、９００℃で製造した場合２０．０μｍで１０００℃で製造した場合８．５μｍであるから、１０７４℃（１３４７Ｋ）以上で成形すればＡｌ3Ｔｉ層は形成されないことになる。
ＴＣＯＭＰ１２及びＴＣＯＭＰ２４に対して、室温にて引張試験を行った。得られた応力―歪み曲線を示すと図５及び図６に示されるようにはる。
９００℃で製造したＴＣＯＭＰ１２の引張強度及び伸びは、それぞれ６７７ＭＰａ及び３．４４％であった。これに対して、１０００℃で製造したＴＣＯＭＰ１２の引張強度と伸びは、それぞれ８１０ＭＰａ及び３．６４％であり、強度及び伸び共に９００℃で製造したＴＣＯＭＰ１２のそれらを上回った。しかし、更に高温の１１００℃で製造したＴＣＯＭＰ１２の場合、引張強度及び伸び共に著しく低下し、それぞれ４８６ＭＰａ及び０．４％となり、破壊は弾性限度内で起こった。
一方、ＴＣＯＭＰ２４の場合、複合材料製造の温度の上昇と共に、引張強度に大きな変化は見られないものの、伸びが著しく低下した。このことは、表２に示したように、複合材料製造温度の増加と共にＴｉマトリックス中のＡｌの含有量が著しく増加するために、引張変形時に強化層内に生じた亀裂の進展をＴｉマトリックスが十分抑制できなくなるためと考えられる。
９００℃で製造したＴＣＯＭＰ１２の引張強度及び伸びは、それぞれ６７７ＭＰａ及び３．４４％であった。これに対して、１０００℃で製造したＴＣＯＭＰ１２の引張強度と伸びは、それぞれ８１０ＭＰａ及び３．６４％であり、強度及び伸び共に９００℃で製造したＴＣＯＭＰ１２のそれらを上回った。しかし、更に高温の１１００℃で製造したＴＣＯＭＰ１２の場合、引張強度及び伸び共に著しく低下し、それぞれ４８６ＭＰａ及び０．４％となり、破壊は弾性限度内で起こった。
一方、ＴＣＯＭＰ２４の場合、複合材料製造の温度の上昇と共に、引張強度に大きな変化は見られないものの、伸びが著しく低下した。このことは、表２に示したように、複合材料製造温度の増加と共にＴｉマトリックス中のＡｌの含有量が著しく増加するために、引張変形時に強化層内に生じた亀裂の進展をＴｉマトリックスが十分抑制できなくなるためと考えられる。
厚さ５０μｍのＮｉ（９９．７ａｔ％）箔１２枚と、厚さ１２μｍのＡｌ（９９．９８ａｔ％）箔１１枚を用意し、これらＮｉ箔及びＡｌ箔を交互に重ね合わせてプリフォーム体を形成した。なお、プリフォーム体とは、この明細書の説明においては、単に積み重ねた或いは重ね合わせただけの状態を言う。このプリフォーム体の寸法は、長さが６５ｍｍ、幅が２０ｍｍ、厚さが０．７ｍｍであった。このプリフォーム体を汎用型グラファイトダイ中にセットし、前記実施例１及び２と同様に、放電プラズマ焼結装置（ＳＰＳ １０２０）を用いて、同じ条件、すなわち昇温速度１．７Ｋ／ｓ、恒温保持時間６００秒（ｓ）、真空度２Ｐａの条件でパルス通電圧接を行った。この場合、恒温保持温度は８００℃（１０７３Ｋ）、９００℃（１１７３Ｋ）、１０００℃（１２７３Ｋ）及び１１００℃（１３７３Ｋ）の４通りの条件で行った。測温はＫ型熱電対をカーボンダイに挿入し、試料体側面から５ｍｍの位置のダイ温度を測定することによって行った。加圧力はＮｉ箔の隙間から溶融Ａｌの流出を避けるため、室温から恒温保持温度までの昇温過程では２．７ｋＰａとし、試料温度が恒温保持温度に達した後の恒温保持過程では３２ＭＰａとした。また、パルス通電の電圧は２．５Ｖで、昇温時における直流パルス電流は２０００Ａ、恒温保持中の電流は１４００Ａであった。
上記Ｎｉ箔及びＡｌ箔のプリフォーム体のパルス通電圧接は、前述と同様に、次のような過程を経て進行し、最終製品である金属基複合材料が得られる。すなわち、プリフォーム体が加熱されてＡｌが溶融し、Ｎｉとの界面で燃焼合成反応が開始する。次にＮｉ箔１間に、図１の［C］に示されるのと同様に、多孔質な金属間化合物が形成される。その後、図１の［D］に示されるのと同様に、加圧下でのパルス電流の通電によりＮｉ箔の層と金属間化合物の層との接合及び金属間化合物の層の緻密化が進行する。そして、本発明の金属基複合材料が得られる。
上記Ｎｉ箔及びＡｌ箔のプリフォーム体のパルス通電圧接は、前述と同様に、次のような過程を経て進行し、最終製品である金属基複合材料が得られる。すなわち、プリフォーム体が加熱されてＡｌが溶融し、Ｎｉとの界面で燃焼合成反応が開始する。次にＮｉ箔１間に、図１の［C］に示されるのと同様に、多孔質な金属間化合物が形成される。その後、図１の［D］に示されるのと同様に、加圧下でのパルス電流の通電によりＮｉ箔の層と金属間化合物の層との接合及び金属間化合物の層の緻密化が進行する。そして、本発明の金属基複合材料が得られる。
厚さ５０μｍのＮｉ（９９．７ａｔ％）箔１０枚と、厚さ２４μｍのＡｌ（９９．９８ａｔ％）箔９枚を用意し、これらＮｉ箔及びＡｌ箔を交互に重ね合わせてプリフォーム体を形成した。なお、プリフォーム体とは、この明細書の説明においては、単に積み重ねた或いは重ね合わせただけの状態を言う。このプリフォーム体の寸法は、長さが６５ｍｍ、幅が２０ｍｍ、厚さが約０．７ｍｍであった。このプリフォーム体を前記実施例３と全く同じ条件でパルス通電圧接をおこなった。また、パルス通電の電圧は２．５Ｖで、昇温時における直流パルス電流は２０００Ａ、恒温保持中の電流は１４００Ａであった。
上記のようにして製造したＮｉ基複合材料すなわちＮｉ/金属間化合物積層型複合材料について、ＳＥＭとＥＰＭＡによる組織観察、及び引張試験による機械的性質の評価について以下で説明する。
厚さ５０μｍのＮｉ箔と、厚さ１２μｍのＡｌ箔とから製造したＮｉ/金属間化合物複合材料すなわちＮｉ基複合材料（以下ＮＣＯＭＰ１２）、及び厚さ５０μｍのＮｉ箔と、厚さ２４μｍのＡｌ箔とから製造したＮｉ/金属間化合物複合材料すなわちＮｉ基複合材料（以下ＮＣＯＭＰ２４）のＳＥＭによる組織観察の結果を示すと図７及び図８に示されるようになる。
図７にＮＣＯＭＰ１２のＳＥＭによる組織観察結果が示されている。いずれの高温保持時間で製造した場合においても、その組織は、強化層（図７のａ、ｂ、ｃ、ｄ中の濃い灰色部分）とＮｉ層（図７のａ、ｂ、ｃ、ｄ中の淡い灰色部分）が交互に積層した構造を有している。また、高い恒温保持温度で製造するほど複合材料中に占めるＮｉマトリックス層の体積分率は、減少する傾向が見られる。
ＴＣＯＭＰ１２中に形成される各層の構造と組成を更に詳細に検討するために、ＥＰＭＡによる成分分析を行った。図７のｅ、ｆ、ｇ、ｈ中に示した２１箇所の組成分析結果が表３に示されている。いずれの成形温度で製造した場合においても、複合材料中に残留するＡｌは存在せず、Ｎｉ箔間に積層されたＡｌ箔の全てが強化層の形成に消費されたことが確認された。また、強化層中に形成される富Ｎｉ（以下Ｎｉ−ｒｉｃｈと呼ぶ）のＮｉ−Ａｌ合金層（２、７、８、１２、１６）の厚さは成形温度の上昇と共に増大した。１０００℃以下の恒温保持温度で製造した場合、形成される金属管化合物層は、ＮｉＡｌ層（１、６、１１）、Ｎｉ−ｒｉｃｈのＮｉ−Ａｌ合金層（２、７、８、１２）及びＮｉ3Ａｌ層（３、９、１３）の３種類の層から構成されている。なお、恒温保持温度９００℃で製造した場合は、ＮｉＡｌ層（６）は、若干のＮｉ−ｒｉｃｈのＮｉ−Ａｌ合金粒子（７）を含んでいた。１０００℃以下の温度で製造した場合に形成されるＮｉＡｌ層中には、試料作成時に発生したと思われるボアの存在が認められる。また、ＮｉＡｌ層は多数の粒子から形成されており、中心部においては粒子の接合界面が明瞭に観察される。この事実は、ＮｉＡｌ層が複合材料の強化層として寄与しにくい事を示唆している。これに対し、１１００℃で製造した場合、ＮｉＡｌ層は消失し、強化層を構成するのはＮｉ−ｒｉｃｈのＮｉ−Ａｌ合金層（１６）及びＮｉ3Ａｌ層（１７、１８）の２種類の層のみとなる。また、Ｎｉ3Ａｌ層はＮｉ−ｒｉｃｈのＮｉ−Ａｌ合金層の外側のみならず内側においてもネットワーク状に形成されている。また、１１００℃で製造した複合材料の強化層近傍のＮｉマトリックス（１９、２０、２１）中には、１０００℃以下の温度で成形した場合と比較して、多量のＡｌの固溶が認められる。
厚さ５０μｍのＮｉ箔と、厚さ１２μｍのＡｌ箔とから製造したＮｉ/金属間化合物複合材料すなわちＮｉ基複合材料（以下ＮＣＯＭＰ１２）、及び厚さ５０μｍのＮｉ箔と、厚さ２４μｍのＡｌ箔とから製造したＮｉ/金属間化合物複合材料すなわちＮｉ基複合材料（以下ＮＣＯＭＰ２４）のＳＥＭによる組織観察の結果を示すと図７及び図８に示されるようになる。
図７にＮＣＯＭＰ１２のＳＥＭによる組織観察結果が示されている。いずれの高温保持時間で製造した場合においても、その組織は、強化層（図７のａ、ｂ、ｃ、ｄ中の濃い灰色部分）とＮｉ層（図７のａ、ｂ、ｃ、ｄ中の淡い灰色部分）が交互に積層した構造を有している。また、高い恒温保持温度で製造するほど複合材料中に占めるＮｉマトリックス層の体積分率は、減少する傾向が見られる。
ＴＣＯＭＰ１２中に形成される各層の構造と組成を更に詳細に検討するために、ＥＰＭＡによる成分分析を行った。図７のｅ、ｆ、ｇ、ｈ中に示した２１箇所の組成分析結果が表３に示されている。いずれの成形温度で製造した場合においても、複合材料中に残留するＡｌは存在せず、Ｎｉ箔間に積層されたＡｌ箔の全てが強化層の形成に消費されたことが確認された。また、強化層中に形成される富Ｎｉ（以下Ｎｉ−ｒｉｃｈと呼ぶ）のＮｉ−Ａｌ合金層（２、７、８、１２、１６）の厚さは成形温度の上昇と共に増大した。１０００℃以下の恒温保持温度で製造した場合、形成される金属管化合物層は、ＮｉＡｌ層（１、６、１１）、Ｎｉ−ｒｉｃｈのＮｉ−Ａｌ合金層（２、７、８、１２）及びＮｉ3Ａｌ層（３、９、１３）の３種類の層から構成されている。なお、恒温保持温度９００℃で製造した場合は、ＮｉＡｌ層（６）は、若干のＮｉ−ｒｉｃｈのＮｉ−Ａｌ合金粒子（７）を含んでいた。１０００℃以下の温度で製造した場合に形成されるＮｉＡｌ層中には、試料作成時に発生したと思われるボアの存在が認められる。また、ＮｉＡｌ層は多数の粒子から形成されており、中心部においては粒子の接合界面が明瞭に観察される。この事実は、ＮｉＡｌ層が複合材料の強化層として寄与しにくい事を示唆している。これに対し、１１００℃で製造した場合、ＮｉＡｌ層は消失し、強化層を構成するのはＮｉ−ｒｉｃｈのＮｉ−Ａｌ合金層（１６）及びＮｉ3Ａｌ層（１７、１８）の２種類の層のみとなる。また、Ｎｉ3Ａｌ層はＮｉ−ｒｉｃｈのＮｉ−Ａｌ合金層の外側のみならず内側においてもネットワーク状に形成されている。また、１１００℃で製造した複合材料の強化層近傍のＮｉマトリックス（１９、２０、２１）中には、１０００℃以下の温度で成形した場合と比較して、多量のＡｌの固溶が認められる。
図８にＮＣＯＭＰ２４のＳＥＭによる組織観察結果が示されている。いずれの高温保持時間で製造した場合においても、その組織は、強化層（図８のａ、ｂ、ｃ、ｄ中の濃い灰色部分）とＮｉ層（図８のａ、ｂ、ｃ、ｄ中の淡い灰色部分）が交互に積層した構造を有している。また、高い恒温保持温度で製造するほど複合材料中に占めるＮｉマトリックス層の体積分率は、減少する傾向が見られる。
ＮＣＯＭＰ２４中に形成される各層の構造と組成を更に詳細に検討するために、ＥＰＭＡによる成分分析を行った。図８のｅ、ｆ、ｇ、ｈ中に示した２１箇所の組成分析結果が表４に示されている。いずれの成形温度で製造した場合においても、複合材料中に残留するＡｌは存在せず、Ｎｉ箔間に積層されたＡｌ箔の全てが強化層の形成に消費されたことが確認された。また、強化層中に形成される富Ｎｉ（以下Ｎｉ−ｒｉｃｈと呼ぶ）のＮｉ−Ａｌ合金層（２、７、１２、１６）の厚さは成形温度の上昇と共に増大した。１０００℃以下の恒温保持温度で製造した場合、形成される金属管化合物層は、ＮｉＡｌ層（１、６、１１）、Ｎｉ−ｒｉｃｈのＮｉ−Ａｌ合金層（２、７、１２）及びＮｉ3Ａｌ層（３、８、１３）の３種類の層から構成されている。１０００℃以下の温度で製造した場合に形成されるＮｉＡｌ層中には、試料作成時に発生したと思われるボアの存在が認められる。また、ＮｉＡｌ層は多数の粒子から形成されており、中心部においては粒子の接合界面が明瞭に観察される。この事実は、ＮｉＡｌ層が複合材料の強化層として寄与しにくい事を示唆している。これに対し、１１００℃で製造した場合、ＮｉＡｌ層は消失し、強化層を構成するのはＮｉ−ｒｉｃｈのＮｉ−Ａｌ合金層（１６）及びＮｉ3Ａｌ層（１７、１８）の２種類の層のみとなる。また、Ｎｉ3Ａｌ層はＮｉ−ｒｉｃｈのＮｉ−Ａｌ合金層の外側のみならず内側においてもネットワーク状に形成されている。また、１１００℃で製造した複合材料の強化層近傍のＮｉマトリックス（１９、２０、２１）中には、１０００℃以下の温度で成形した場合と比較して、多量のＡｌの固溶が認められる。
ＮＣＯＭＰ２４中に形成される各層の構造と組成を更に詳細に検討するために、ＥＰＭＡによる成分分析を行った。図８のｅ、ｆ、ｇ、ｈ中に示した２１箇所の組成分析結果が表４に示されている。いずれの成形温度で製造した場合においても、複合材料中に残留するＡｌは存在せず、Ｎｉ箔間に積層されたＡｌ箔の全てが強化層の形成に消費されたことが確認された。また、強化層中に形成される富Ｎｉ（以下Ｎｉ−ｒｉｃｈと呼ぶ）のＮｉ−Ａｌ合金層（２、７、１２、１６）の厚さは成形温度の上昇と共に増大した。１０００℃以下の恒温保持温度で製造した場合、形成される金属管化合物層は、ＮｉＡｌ層（１、６、１１）、Ｎｉ−ｒｉｃｈのＮｉ−Ａｌ合金層（２、７、１２）及びＮｉ3Ａｌ層（３、８、１３）の３種類の層から構成されている。１０００℃以下の温度で製造した場合に形成されるＮｉＡｌ層中には、試料作成時に発生したと思われるボアの存在が認められる。また、ＮｉＡｌ層は多数の粒子から形成されており、中心部においては粒子の接合界面が明瞭に観察される。この事実は、ＮｉＡｌ層が複合材料の強化層として寄与しにくい事を示唆している。これに対し、１１００℃で製造した場合、ＮｉＡｌ層は消失し、強化層を構成するのはＮｉ−ｒｉｃｈのＮｉ−Ａｌ合金層（１６）及びＮｉ3Ａｌ層（１７、１８）の２種類の層のみとなる。また、Ｎｉ3Ａｌ層はＮｉ−ｒｉｃｈのＮｉ−Ａｌ合金層の外側のみならず内側においてもネットワーク状に形成されている。また、１１００℃で製造した複合材料の強化層近傍のＮｉマトリックス（１９、２０、２１）中には、１０００℃以下の温度で成形した場合と比較して、多量のＡｌの固溶が認められる。
次に、上記ＮＣＯＭＰ１２及びＮＣＯＭＰ２４の室温における引張試験及びそれによって得られた応力―歪み曲線を図９及び図１０にそれぞれ示す。
図９において、恒温保持温度８００℃で製造した複合材料の引張強度及び伸びは、それぞれ２６５ＭＰａ及び１．９２％であった。８００℃〜１０００℃の温度範囲では、恒温保持温度の上昇と共に強度は上昇し逆に伸びは低下した。これは前述の組織観察結果から明らかなように、恒温保持温度の上昇と共に強化層の厚さが増大し、Ｎｉマトリックス層が薄くなるためと考えられる。これに対して１１００℃で製造した複合材料の引張強度及び伸びはそれぞれ５００ＭＰａ及び３．８％に達した。
１１００℃で製造した場合に認められるこの機械的性質の改善については、主として以下の二つの理由によるものと推察される。一つには、成形時に既にボアを含有し、また、接合力がやや弱い粒子の集合体と考えられるＮｉＡｌ層が１１００℃での製造では形成されないことである。他の一つは、１１００℃で製造した場合，Ｎｉマトリックス中の強化層との接合界面近傍には多量のＡｌの固溶が認められるものの、接合界面近傍から中心部に向かって組成の傾斜が認められ、Ｎｉ層の中心部では延性が確保されているためと考えられる。
図１０において、恒温保持温度８００℃で製造した複合材料の引張強度及び伸びは、それぞれ２３０ＭＰａ及び１．２５％であった。８００℃〜１０００℃の温度範囲では、恒温保持温度の上昇と共に強度は上昇し逆に伸びは低下した。これは前述の組織観察結果から明らかなように、恒温保持温度の上昇と共に強化層の厚さが増大し、Ｎｉマトリックス層が薄くなるためと考えられる。これに対して１１００℃で製造した複合材料の引張強度及び伸びはそれぞれ４５０ＭＰａ及び１．７％に達した。
１１００℃で製造した場合に認められるこの機械的性質の改善については、主として以下の二つの理由によるものと推察される。一つには、成形時に既にボアを含有し、また、接合力がやや弱い粒子の集合体と考えられるＮｉＡｌ層が１１００℃での製造では形成されないことである。他の一つは、１１００℃で製造した場合，Ｎｉマトリックス中の強化層との接合界面近傍には多量のＡｌの固溶が認められるものの、接合界面近傍から中心部に向かって組成の傾斜が認められ、Ｎｉ層の中心部では延性が確保されているためと考えられる。
図９において、恒温保持温度８００℃で製造した複合材料の引張強度及び伸びは、それぞれ２６５ＭＰａ及び１．９２％であった。８００℃〜１０００℃の温度範囲では、恒温保持温度の上昇と共に強度は上昇し逆に伸びは低下した。これは前述の組織観察結果から明らかなように、恒温保持温度の上昇と共に強化層の厚さが増大し、Ｎｉマトリックス層が薄くなるためと考えられる。これに対して１１００℃で製造した複合材料の引張強度及び伸びはそれぞれ５００ＭＰａ及び３．８％に達した。
１１００℃で製造した場合に認められるこの機械的性質の改善については、主として以下の二つの理由によるものと推察される。一つには、成形時に既にボアを含有し、また、接合力がやや弱い粒子の集合体と考えられるＮｉＡｌ層が１１００℃での製造では形成されないことである。他の一つは、１１００℃で製造した場合，Ｎｉマトリックス中の強化層との接合界面近傍には多量のＡｌの固溶が認められるものの、接合界面近傍から中心部に向かって組成の傾斜が認められ、Ｎｉ層の中心部では延性が確保されているためと考えられる。
図１０において、恒温保持温度８００℃で製造した複合材料の引張強度及び伸びは、それぞれ２３０ＭＰａ及び１．２５％であった。８００℃〜１０００℃の温度範囲では、恒温保持温度の上昇と共に強度は上昇し逆に伸びは低下した。これは前述の組織観察結果から明らかなように、恒温保持温度の上昇と共に強化層の厚さが増大し、Ｎｉマトリックス層が薄くなるためと考えられる。これに対して１１００℃で製造した複合材料の引張強度及び伸びはそれぞれ４５０ＭＰａ及び１．７％に達した。
１１００℃で製造した場合に認められるこの機械的性質の改善については、主として以下の二つの理由によるものと推察される。一つには、成形時に既にボアを含有し、また、接合力がやや弱い粒子の集合体と考えられるＮｉＡｌ層が１１００℃での製造では形成されないことである。他の一つは、１１００℃で製造した場合，Ｎｉマトリックス中の強化層との接合界面近傍には多量のＡｌの固溶が認められるものの、接合界面近傍から中心部に向かって組成の傾斜が認められ、Ｎｉ層の中心部では延性が確保されているためと考えられる。
本発明は、内燃機関のシリンダヘッドの製造、オルタネータ（発電機）用ハウジングの製造、或いはベーン式コンプレッサー用部品、例えばハウジング、ローター、ベーン等の製造に利用可能である。
１ 高融点金属箔 ２ 低融点金属箔
３ プリフォーム体
３ プリフォーム体
Claims (8)
- 高融点金属薄板及び低融点金属薄板とを接合してなる金属基複合材料の製造方法において、
それぞれ所定の厚さを有する高融点金属薄板及び低融点金属薄板をそれぞれ複数枚交互に重ね合わせてプリフォーム体を作成し、
前記プリフォーム体を、所定の圧力を加えた状態で、かつ前記高融点金属の融点より低くかつ高融点金属の融点の９０％の温度より低く低融点金属の融点の１２０％の温度より高い温度範囲で恒温保持するように所定の時間の間、所定の電圧及び電流の直流パルス電流又は直流パルス電流と直流電流の重畳電流を流し、前記高融点金属薄板間に存在する前記低融点金属薄板を、燃焼合成反応により前記高融点金属と前記低融点金属との金属間化合物にさせて前記高融点金属薄板を互いに接合し、
前記高融点金属薄板が厚さ１０μｍないし５００μｍのＴｉ箔であり、前記低融点金属薄板が厚さ１μｍないし５０μｍのＡｌ箔であり、
前記温度範囲が７９２℃ないし１４９４℃であり、圧力の範囲が１ｋＰａないし１００ＭＰａであり、
恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲であり、
前記金属間化合物は、Ａｌ ３ Ｔｉを含まない、ことを特徴とする金属基複合材料の製造方法。 - 請求項１に記載の金属基複合材料の製造方法において、
前記Ａｌ箔の厚さが１μｍ以上２０μｍ以下であり、
前記温度範囲が７９２℃ないし１４９４℃であり、圧力の範囲が１ｋＰａないし１００ＭＰａであり、
恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲であることを特徴とする金属基複合材料の製造方法。 - 請求項１に記載の金属基複合材料の製造方法において、
前記Ａｌ箔の厚さが２０μｍを超え５０μｍ以下であり、
前記温度範囲が９００℃ないし１４９４℃であり、圧力の範囲が１ｋＰａないし１００ＭＰａであり、
恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲であることを特徴とする金属基複合材料の製造方法。 - 高融点金属薄板及び低融点金属薄板とを接合してなる金属基複合材料の製造方法において、
それぞれ所定の厚さを有する高融点金属薄板及び低融点金属薄板をそれぞれ複数枚交互に重ね合わせてプリフォーム体を作成し、
前記プリフォーム体を、所定の圧力を加えた状態で、かつ前記高融点金属の融点より低くかつ高融点金属の融点の９０％の温度より低く低融点金属の融点の１２０％の温度より高い温度範囲で恒温保持するように所定の時間の間、所定の電圧及び電流の直流パルス電流又は直流パルス電流と直流電流の重畳電流を流し、前記高融点金属薄板間に存在する前記低融点金属薄板を、燃焼合成反応により前記高融点金属と前記低融点金属との金属間化合物にさせて前記高融点金属薄板を互いに接合し、
前記高融点金属薄板が厚さ１０μｍないし５００μｍのＮｉ箔であり、前記低融点金属薄板が厚さ１μｍないし５０μｍのＡｌ箔であり、
前記温度範囲が７９２℃ないし１３０５℃であり、圧力の範囲が１ｋＰａないし１００ＭＰａであり、
恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲であり、
前記金属間化合物は、ＮｉＡｌを含まない、ことを特徴とする金属基複合材料の製造方法。 - 請求項４に記載の金属基複合材料の製造方法において、
前記Ａｌ箔の厚さが１μｍ以上２０μｍ以下であり、
前記温度範囲が７９２℃ないし１３０５℃であり、圧力の範囲が１ｋＰａないし１００ＭＰａであり、
恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲であることを特徴とする金属基複合材料の製造方法。 - 請求項４に記載の金属基複合材料の製造方法において、
前記Ａｌの厚さが２０μｍを超え５０μｍ以下であり、
前記温度範囲が９００℃ないし１３０５℃であり、圧力の範囲が１ｋＰａないし１００ＭＰａであり、
恒温保持時間が１０秒ないし６０分の範囲であることを特徴とする金属基複合材料の製造方法。 - それぞれ複数枚のＴｉ箔とＡｌ箔とを交互に重ね合わせて前記請求項１ないし３の何れかに記載の方法で製造されたＴｉ基複合材料であって、隣り合う前記Ｔｉ箔が、前記Ｔｉと前記Ａｌとの前記金属間化合物を介在させて接合されているＴｉ基複合材料。
- それぞれ複数枚のＮｉ箔とＡｌ箔とを交互に重ね合わせて前記請求項４ないし６の何れかに記載の方法で製造されたＮｉ基複合材料であって、隣り合う前記Ｎｉ箔が、前記Ｎｉと前記Ａｌとの前記金属間化合物を介在させて接合されているＮｉ基複合材料。
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