JPS6196050A - Ｎｂ及びＴａ強化複合材料及びその製造方法 - Google Patents
Ｎｂ及びＴａ強化複合材料及びその製造方法Info
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- JPS6196050A JPS6196050A JP21719284A JP21719284A JPS6196050A JP S6196050 A JPS6196050 A JP S6196050A JP 21719284 A JP21719284 A JP 21719284A JP 21719284 A JP21719284 A JP 21719284A JP S6196050 A JPS6196050 A JP S6196050A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
産業上の利用分野
本発明は、複合材料に係り、更に詳細にはＮｂ及びＴａ
強化複合材料及びその製造方法に係る。
強化複合材料及びその製造方法に係る。
従来の技術
粒子分散複合材料や繊維強化複合材料によれば、マトリ
ックスの強度、剛性、耐摩耗性の如き機械的性質が大幅
に改善される。かかる複合材料に於ては、マトリックス
と強化材との間の密着性が複合材料の機械的性質を決定
する一つの重要な因子である。かかる理由からマトリッ
クスと強化材との間の界面接着力を向上させる研究が従
来より精力的に行なわれている。
ックスの強度、剛性、耐摩耗性の如き機械的性質が大幅
に改善される。かかる複合材料に於ては、マトリックス
と強化材との間の密着性が複合材料の機械的性質を決定
する一つの重要な因子である。かかる理由からマトリッ
クスと強化材との間の界面接着力を向上させる研究が従
来より精力的に行なわれている。
発明が解決しようとする問題点
特にマトリックスが金属である複合材料の製造に於ては
、少なくともマトリックス金属の拡散が起り得るよ′う
な高温度に於てマトリックス金属と強化材との複合化が
行なわれている。この場合マトリックス金属と強化材と
の間の界面接着力を向上させるべくそれらの間に反応を
発生させると、強化材が劣化して強化材としての機能を
十分に果し得なくなったり、マトリックス金属と強化材
との間の界面に脆弱な化合物層が発生してしまうことが
多い。逆にマトリックス金属と強化材との間の反応を阻
止しようとすれば、マトリックス金属の溶湯と強化材と
の間の漏れが不十分になり、その結果マトリックス金属
と強化材との間に十分な界面接着力が１ｑられなくなる
という問題がある。
、少なくともマトリックス金属の拡散が起り得るよ′う
な高温度に於てマトリックス金属と強化材との複合化が
行なわれている。この場合マトリックス金属と強化材と
の間の界面接着力を向上させるべくそれらの間に反応を
発生させると、強化材が劣化して強化材としての機能を
十分に果し得なくなったり、マトリックス金属と強化材
との間の界面に脆弱な化合物層が発生してしまうことが
多い。逆にマトリックス金属と強化材との間の反応を阻
止しようとすれば、マトリックス金属の溶湯と強化材と
の間の漏れが不十分になり、その結果マトリックス金属
と強化材との間に十分な界面接着力が１ｑられなくなる
という問題がある。
本願発明者等は、金属をマトリックスとする従来の複合
材料に於ける上述の如き問題に鑑み、Ａｌ及びＭ（ｌの
少なくとも一方を主成分とするマトリックスに対する強
化材として如何なる材質のものが適切であるかについて
種々の実験的研究を行なった結果、Ｎｂ及びＴａの少な
くとも一方を主成分とする強化材を使用すれば、マトリ
ックス金属と強化材との間の界面に強靭な界面反応生成
物が形成され、これによりマトリックス金属と強化材と
の間の界面接着力が高く、従って高強度を有ししかも良
好な延性を有する優れた複合材料を製造し得ることを見
出した。
材料に於ける上述の如き問題に鑑み、Ａｌ及びＭ（ｌの
少なくとも一方を主成分とするマトリックスに対する強
化材として如何なる材質のものが適切であるかについて
種々の実験的研究を行なった結果、Ｎｂ及びＴａの少な
くとも一方を主成分とする強化材を使用すれば、マトリ
ックス金属と強化材との間の界面に強靭な界面反応生成
物が形成され、これによりマトリックス金属と強化材と
の間の界面接着力が高く、従って高強度を有ししかも良
好な延性を有する優れた複合材料を製造し得ることを見
出した。
本発明は、本願発明者等が行なった種々の実験的研究の
結果得られた知見に基づき、マトリックス金属と強化材
との間に強靭な界面反応生成物が存在し、これによりマ
トリックス金属と強化材との間の界面接着力が高く、従
って高強度を有ししかも良好な延性を有する優れた複合
材料及びその製造方法を提供することを目的としている
。
結果得られた知見に基づき、マトリックス金属と強化材
との間に強靭な界面反応生成物が存在し、これによりマ
トリックス金属と強化材との間の界面接着力が高く、従
って高強度を有ししかも良好な延性を有する優れた複合
材料及びその製造方法を提供することを目的としている
。
問題点を解決するための手段
上述の如き目的は、本発明によれば、Ｎｂ及びＴａの少
なくとも一方を主成分とする微細片、繊維及びこれらの
混合物よりなる群より選択された強化材と、Ａｌ及びＭ
Ｑの少なくとも一方を主成分とするマトリックスとを含
み、前記強化材と前記マトリックスとの間の界面にＮｂ
−Ａｌ 、Ｎｂ−Ｍｇ、Ｎｂ −Ａｌ−Ｍｇ、Ｔａ
−Ａｌ 、Ｔａ、−Ｍａ、丁ａ −Ａｌ −Ｍｇ 、及
びこれらの混合物よりなる群より選択された少なくとも
一つの合金相が存在する複合材料、及びＮｂ及びＴａの
少なくとも一方を主成分とする幽細片、ｍ維及びこれら
の混合物よりなる群より選択された強化材であって表面
に酸化層を有する強化材よりなる多孔質体を形成し、前
記多孔質体を鋳型内に配置し、前記鋳型内にＡｌ及びＭ
ｇの少なくとも一方を主成分とするマトリックス金属の
溶湯を注湯し、前記溶湯を前記鋳型内にて加圧しつつ凝
固させる複合材料の製造方法によって達成される。
なくとも一方を主成分とする微細片、繊維及びこれらの
混合物よりなる群より選択された強化材と、Ａｌ及びＭ
Ｑの少なくとも一方を主成分とするマトリックスとを含
み、前記強化材と前記マトリックスとの間の界面にＮｂ
−Ａｌ 、Ｎｂ−Ｍｇ、Ｎｂ −Ａｌ−Ｍｇ、Ｔａ
−Ａｌ 、Ｔａ、−Ｍａ、丁ａ −Ａｌ −Ｍｇ 、及
びこれらの混合物よりなる群より選択された少なくとも
一つの合金相が存在する複合材料、及びＮｂ及びＴａの
少なくとも一方を主成分とする幽細片、ｍ維及びこれら
の混合物よりなる群より選択された強化材であって表面
に酸化層を有する強化材よりなる多孔質体を形成し、前
記多孔質体を鋳型内に配置し、前記鋳型内にＡｌ及びＭ
ｇの少なくとも一方を主成分とするマトリックス金属の
溶湯を注湯し、前記溶湯を前記鋳型内にて加圧しつつ凝
固させる複合材料の製造方法によって達成される。
発明の作用及び効果
本発明の複合材料によれば、Ａｌ及びＭｇの少なくとも
一方を主成分とするマトリックスが、それ自身適度の強
度及び剛性を有するＮｂ及びＴａの少なくとも一方を主
成分とする強化材にて強化され、強化材とマトリックス
との間の界面に強靭なＮｂ−Ａｌなどの合金相が存在し
、従ってマトリックスと強化材との間の界面接着力が高
いので、高強度を有ししかも良好な延性を有する複合材
料を得ることができる。
一方を主成分とするマトリックスが、それ自身適度の強
度及び剛性を有するＮｂ及びＴａの少なくとも一方を主
成分とする強化材にて強化され、強化材とマトリックス
との間の界面に強靭なＮｂ−Ａｌなどの合金相が存在し
、従ってマトリックスと強化材との間の界面接着力が高
いので、高強度を有ししかも良好な延性を有する複合材
料を得ることができる。
また本発明による複合材料の製造方法によれば、Ｎｂ及
びＴａの少なくとも一方を主成分とし表面に酸化層を有
する強化材よりなる多孔質体にＡｌ及びＭａの少なくと
も一方を主成分とするマトリックス金属の溶湯が加圧浸
透されることにより複合化が行なわれ、この場合酸化層
とＡｌ及びＭ ａとの間に於けるテルミット反応による
発熱により、多孔質体中にマトリックス金属の溶湯が十
分に浸透すること、及びＮｂ及びＴａとＡｌ及びＭｇと
の間の合金化が良好に行なわれることが確保されるので
、上述の如く優れた複合材料を容易に製造することがで
きる。
びＴａの少なくとも一方を主成分とし表面に酸化層を有
する強化材よりなる多孔質体にＡｌ及びＭａの少なくと
も一方を主成分とするマトリックス金属の溶湯が加圧浸
透されることにより複合化が行なわれ、この場合酸化層
とＡｌ及びＭ ａとの間に於けるテルミット反応による
発熱により、多孔質体中にマトリックス金属の溶湯が十
分に浸透すること、及びＮｂ及びＴａとＡｌ及びＭｇと
の間の合金化が良好に行なわれることが確保されるので
、上述の如く優れた複合材料を容易に製造することがで
きる。
本発明の複合材料の製造方法の一つの詳細な特徴によれ
ば、多孔質体は鋳型内にマトリックス金属の溶湯が注湯
されるに先だち、所定の温度、例えば４００℃以上、好
ましくはマトリックス金属の融点以上の温度に予熱され
、これにより多孔質体中にマトリックス金属の溶湯が容
易に且迅速に浸透することが確保される。
ば、多孔質体は鋳型内にマトリックス金属の溶湯が注湯
されるに先だち、所定の温度、例えば４００℃以上、好
ましくはマトリックス金属の融点以上の温度に予熱され
、これにより多孔質体中にマトリックス金属の溶湯が容
易に且迅速に浸透することが確保される。
尚本発明に於ける強化材の微細片は粉末、切粉、薄片な
どであってよく、Ｉｌｍは短１１１１ｆ及び長繊維の伺
れであってもよい。
どであってよく、Ｉｌｍは短１１１１ｆ及び長繊維の伺
れであってもよい。
以下に添付の図を参照しつつ本発明を実施例についで詳
細に説明する。
細に説明する。
実施例１
平均粒径１０μ、純度９９．９ｗｔ％のＮｂ粉末を用意
し、該粉末を大気中にて２５０℃に２時間加熱すること
により粉末の表面を強１１１１酸化させ、しかる後Ｎｂ
粉末１を第１図に示されている如く圧縮成形装置２の型
３内に導入し、アッパバンチ４及びロアパンチ５により
加圧することにより、１５Ｘ１５Ｘ８０＋＋ｖの形状及
び寸法に圧縮成形して多孔質体６を形成した。尚この場
合Ｎｂ粉末表面の酸素量は１．２６ｗｔ％であり、加圧
力を５５０．１６００．３９００ ｋｇ／♂に設定する
ことによりかさ密度が３．７．５．２．６．７ ｏ／ｃ
ｃの三種類の多孔質体を形成した。
し、該粉末を大気中にて２５０℃に２時間加熱すること
により粉末の表面を強１１１１酸化させ、しかる後Ｎｂ
粉末１を第１図に示されている如く圧縮成形装置２の型
３内に導入し、アッパバンチ４及びロアパンチ５により
加圧することにより、１５Ｘ１５Ｘ８０＋＋ｖの形状及
び寸法に圧縮成形して多孔質体６を形成した。尚この場
合Ｎｂ粉末表面の酸素量は１．２６ｗｔ％であり、加圧
力を５５０．１６００．３９００ ｋｇ／♂に設定する
ことによりかさ密度が３．７．５．２．６．７ ｏ／ｃ
ｃの三種類の多孔質体を形成した。
次いで多孔質体６を真空炉内にて４００’Ｃに予熱した
後、第２図に示されている如く、高圧鋳造装置７の鋳型
８内に配置し、該鋳型内に湯温７８０℃の純アルミニウ
ム（純度９９．７ｗｔ％）の溶湯９を注湯し、該溶湯を
プランジ１？１０により１０００ｋｇ／１ｍ２の圧力に
加圧し、その加圧状態を溶湯が完全に凝固するまで保持
した。溶湯が完全に凝固した後、ノックアウトピン１１
により鋳型８より凝固体を取出し、該凝固体に対し機械
加工を行なってＮｂ粉末を強化材とし純アルミニウムを
マトリックスとする複合材料を切出した。
後、第２図に示されている如く、高圧鋳造装置７の鋳型
８内に配置し、該鋳型内に湯温７８０℃の純アルミニウ
ム（純度９９．７ｗｔ％）の溶湯９を注湯し、該溶湯を
プランジ１？１０により１０００ｋｇ／１ｍ２の圧力に
加圧し、その加圧状態を溶湯が完全に凝固するまで保持
した。溶湯が完全に凝固した後、ノックアウトピン１１
により鋳型８より凝固体を取出し、該凝固体に対し機械
加工を行なってＮｂ粉末を強化材とし純アルミニウムを
マトリックスとする複合材料を切出した。
Ｎｂ粉末のかさ密度が５．２ａ／ｃｃである多孔質体を
用いて上述の如く形成された複合材料（Ｎｂ粉末の体積
率約６０％）の断面の光学顕微鏡組織を第３図及び第４
図に示す。この第３図及び第４図より、Ｎｂ粉末が純ア
ルミニウムのマトリックス中に均一に分散していること
がわかる。特に第４図に於て、ａはＮｂであり、ｂは純
Ａｌであり、ＣはＭｂ粉末と純アルミニウムのマトリッ
クスとの間の界面に形成された合金相である。この合金
相はＥＰＭＡ分析の結果Ｎｌ］Ａｌａであることが判明
した。
用いて上述の如く形成された複合材料（Ｎｂ粉末の体積
率約６０％）の断面の光学顕微鏡組織を第３図及び第４
図に示す。この第３図及び第４図より、Ｎｂ粉末が純ア
ルミニウムのマトリックス中に均一に分散していること
がわかる。特に第４図に於て、ａはＮｂであり、ｂは純
Ａｌであり、ＣはＭｂ粉末と純アルミニウムのマトリッ
クスとの間の界面に形成された合金相である。この合金
相はＥＰＭＡ分析の結果Ｎｌ］Ａｌａであることが判明
した。
また上述の如く形成された三種類の複合材料より平板状
の引張試験片を切出し、それぞれについて引張試験を行
なった。その結果を第５図に示す。
の引張試験片を切出し、それぞれについて引張試験を行
なった。その結果を第５図に示す。
第５図よりＮｂ粉末の体積率の増加に伴ない複合材料の
引張強さが増大することがわかる。純アルミニウムの引
張強さが１０ｋ（１／Ｉｌ＋１２であり、純ニオブの引
張強さが３２ ｋＱ／ ｎｖＱであることから判断する
と、例えばＮｂ粉末の体積率が６０％である場合に約６
０ ｋｇ／ ＋ＩＩＩＩ＋２の引張強さを示すこの実施
例の複合材料に於ては、Ｎｂ粉末の分散強化に加えて、
Ｎｂ粉末と純アルミニウムとの間の界面に於ける合金相
の形成がマトリックスの楯化に大きく寄与しているもの
と推測される。またＮｂ粉末の体積率の増加に伴なう引
張強さの増大率は、アルミナ粉末にて強化される場合に
比して小さいが、伸び（延性）の低下率はアルミナ粉末
にて強化される場合よりも遥かに小さいことがわかる。
引張強さが増大することがわかる。純アルミニウムの引
張強さが１０ｋ（１／Ｉｌ＋１２であり、純ニオブの引
張強さが３２ ｋＱ／ ｎｖＱであることから判断する
と、例えばＮｂ粉末の体積率が６０％である場合に約６
０ ｋｇ／ ＋ＩＩＩＩ＋２の引張強さを示すこの実施
例の複合材料に於ては、Ｎｂ粉末の分散強化に加えて、
Ｎｂ粉末と純アルミニウムとの間の界面に於ける合金相
の形成がマトリックスの楯化に大きく寄与しているもの
と推測される。またＮｂ粉末の体積率の増加に伴なう引
張強さの増大率は、アルミナ粉末にて強化される場合に
比して小さいが、伸び（延性）の低下率はアルミナ粉末
にて強化される場合よりも遥かに小さいことがわかる。
更に第５図より、Ｎｂ粉末の体積率を１２〜４０％に設
定すれば、アルミナ粉末を強化材とし純アルミニウムを
マトリックスとする複合材料よりも強度及び延性の両方
に優れた複合材料を得ることができることがわかる。
定すれば、アルミナ粉末を強化材とし純アルミニウムを
マトリックスとする複合材料よりも強度及び延性の両方
に優れた複合材料を得ることができることがわかる。
更に上述の如＜Ｎｂ粉末の体積率が約６０％である複合
材料について種々の温度に於て引張試験を行なった。そ
の結果を第６図に示す。第６図より、この実施例の複合
材料は純アルミニウム、アルミニウム合金（ＪＩＳ規格
ＡＣ８Ｂ＞アルミナ粉末（体積率１０％）にて強化され
た純アルミニウムの複合材料の何れよりも高温強度に優
れていることがわかる。
材料について種々の温度に於て引張試験を行なった。そ
の結果を第６図に示す。第６図より、この実施例の複合
材料は純アルミニウム、アルミニウム合金（ＪＩＳ規格
ＡＣ８Ｂ＞アルミナ粉末（体積率１０％）にて強化され
た純アルミニウムの複合材料の何れよりも高温強度に優
れていることがわかる。
実施例２
平均粒径１０μ、純度９９．９ｗｔ％のＴａ粉末を用意
し、該粉末を大気中にて３００℃に２時間加熱すること
により粉末の表面を強制酸化させ、しかる後実施例１の
場合と同一の要領にてＴａ粉末を圧縮成形することによ
り多孔質体を形成した。
し、該粉末を大気中にて３００℃に２時間加熱すること
により粉末の表面を強制酸化させ、しかる後実施例１の
場合と同一の要領にてＴａ粉末を圧縮成形することによ
り多孔質体を形成した。
尚Ｔａ粉末の表面の酸素量は１．０５ｗｔ％であり、圧
縮成形に際しての加圧力を３３０．１４４０．２８００
ｋａ／／に設定することによりＴａ粉末のかさ密度が５
．１．１０．２．１３．１ ａ／ｃｃである三種類の
多孔質体を形成した。
縮成形に際しての加圧力を３３０．１４４０．２８００
ｋａ／／に設定することによりＴａ粉末のかさ密度が５
．１．１０．２．１３．１ ａ／ｃｃである三種類の
多孔質体を形成した。
次いで上述の実施例１の場合と同一の要領にて高圧鋳造
法（多孔質体の予熱温度＝６００℃、マトリックス金属
としての純アルミニウムの溶湯の温度ニア８０℃、溶湯
に対する加圧カニ ｉ ｏｏ。
法（多孔質体の予熱温度＝６００℃、マトリックス金属
としての純アルミニウムの溶湯の温度ニア８０℃、溶湯
に対する加圧カニ ｉ ｏｏ。
ｋａ／、ｄ）にてＴａ粉末を強化材とし純アルミニウム
をマトリックスとする複合材料を製造した。
をマトリックスとする複合材料を製造した。
Ｔａ粉末のかさ密度が１０．２ ＭＣＣである多孔質体
を用いて上述の如く製造された複合材料（Ｔａｌｅ末の
体積率的６０％）の断面の光学顕微鏡組織を第７図及び
第８図に示す。この第７図及び第８図より、Ｔａ粉末が
純アルミニウムのマトリックス中に均一に分散している
ことがわかる。
を用いて上述の如く製造された複合材料（Ｔａｌｅ末の
体積率的６０％）の断面の光学顕微鏡組織を第７図及び
第８図に示す。この第７図及び第８図より、Ｔａ粉末が
純アルミニウムのマトリックス中に均一に分散している
ことがわかる。
第８図に於てｄはＴａであり、ｅはＡｌであり、ｆはＴ
ａ粉末と純アルミニウムのマトリックスとの間の界面に
形成された合金相であり、この合金相はＥＰＭＡ分析の
結果ＴａＡｌＩ＋であることが判明した。
ａ粉末と純アルミニウムのマトリックスとの間の界面に
形成された合金相であり、この合金相はＥＰＭＡ分析の
結果ＴａＡｌＩ＋であることが判明した。
また上述の如く形成された複合材料より平板状の引張試
験片を切出し、それぞれの試験片について引張試験を行
なった。その結果を第５図に示す。
験片を切出し、それぞれの試験片について引張試験を行
なった。その結果を第５図に示す。
この第５図より、実施例１の場合と同様、Ｔａ粉末の体
積率の増加に伴なって複合材料の引張強さが増大してい
ることがわかる。純アルミニウムの引張強さが１０ ｋ
ｇ／ ｍｍ２であり、純タンタルの引張強さが３５ ｋ
ｇ／ａｍ２であることから判断すると、この複合材料に
於ても、Ｔａ粉末の分散強化に加えて、Ｔａ粉末と純ア
ルミニウムのマトリックスとの間の界面に於ける合金相
の形成がマトリックスの強化に大きく寄与しているもの
と推測される。
積率の増加に伴なって複合材料の引張強さが増大してい
ることがわかる。純アルミニウムの引張強さが１０ ｋ
ｇ／ ｍｍ２であり、純タンタルの引張強さが３５ ｋ
ｇ／ａｍ２であることから判断すると、この複合材料に
於ても、Ｔａ粉末の分散強化に加えて、Ｔａ粉末と純ア
ルミニウムのマトリックスとの間の界面に於ける合金相
の形成がマトリックスの強化に大きく寄与しているもの
と推測される。
また第５図より、Ｔａ粉末の体積率の増加に伴なう引張
強さの増大率はアルミナ粉末にて強化される場合に比し
て小さいが、延び（延性）の低下率はアルミナ粉末にて
強化される場合に比して遥かに小さい。更に第５図より
、Ｔａ粉末の体積率が１３〜４７％の場合にアルミナ粉
末にて強化されたアルミニウムの複合材料の場合よりも
引張強さ及び延性の両方に優れた複合材料を得ることが
できることがわかる。
強さの増大率はアルミナ粉末にて強化される場合に比し
て小さいが、延び（延性）の低下率はアルミナ粉末にて
強化される場合に比して遥かに小さい。更に第５図より
、Ｔａ粉末の体積率が１３〜４７％の場合にアルミナ粉
末にて強化されたアルミニウムの複合材料の場合よりも
引張強さ及び延性の両方に優れた複合材料を得ることが
できることがわかる。
更に高温引張試験の結果を第６図に示す。この第６圀よ
り、この実施例に於ける複合材料を純アルミニウム、ア
ルミニウム合金（Ｊｔｓ規格ＡＣ８Ｂ〉、アルミナ粉末
（体積率１０％）にて強化された純アルミニウムの複合
材料の何れよりも高温強度に優れていることがわかる。
り、この実施例に於ける複合材料を純アルミニウム、ア
ルミニウム合金（Ｊｔｓ規格ＡＣ８Ｂ〉、アルミナ粉末
（体積率１０％）にて強化された純アルミニウムの複合
材料の何れよりも高温強度に優れていることがわかる。
実施例３
上述の実施例１に於て使用されたＮｂ粉末と同一のＮｂ
粉末を用意し、実施例１と同一の条件にてＮｂ粉末の表
面を強制酸化し、該粉末を１６０Ｑｋｇ／ｃｍ２の圧力
にて加圧して圧縮成形することにより、Ｎｂ粉末のかさ
密度５．２１Ｊ／ＣＣの多孔質体を形成した。次いでこ
の多孔質体を用いて実施例１の場合と同一の要領の高圧
鋳造法（多孔質体の予熱温度： ６００℃、マトリック
スとしての純マグネシウムの純ｍ：９９．８ｗｔ％、純
マグネシウムの溶湯の温度＝７５０℃）、溶湯に対する
加圧カニ １０００ｋｇ／ｃｍ２）にｒＮｂ粉末を強化
材とし純マグネシウムをマトリックスとする複合材料（
Ｎｂ粉末の体積率的６０％）を製造した。
粉末を用意し、実施例１と同一の条件にてＮｂ粉末の表
面を強制酸化し、該粉末を１６０Ｑｋｇ／ｃｍ２の圧力
にて加圧して圧縮成形することにより、Ｎｂ粉末のかさ
密度５．２１Ｊ／ＣＣの多孔質体を形成した。次いでこ
の多孔質体を用いて実施例１の場合と同一の要領の高圧
鋳造法（多孔質体の予熱温度： ６００℃、マトリック
スとしての純マグネシウムの純ｍ：９９．８ｗｔ％、純
マグネシウムの溶湯の温度＝７５０℃）、溶湯に対する
加圧カニ １０００ｋｇ／ｃｍ２）にｒＮｂ粉末を強化
材とし純マグネシウムをマトリックスとする複合材料（
Ｎｂ粉末の体積率的６０％）を製造した。
かくして製造された複合材料の断面の光学顕微鏡組織を
第９図に示す。この第９図よりＮｂ粉末が純マグネシウ
ムのマトリックス中に均一に分散していることが解る。
第９図に示す。この第９図よりＮｂ粉末が純マグネシウ
ムのマトリックス中に均一に分散していることが解る。
また第９図に於てＱはＮｂであり、ｈはＭ９であり、ｉ
はＮｂ粉末と純マグネシウムのマトリックスとの間の界
面に形成された合金相であり、この合金相はＥＰＭＡ分
析の結果Ｎｂ ２ Ｍ（Ｊ ｓであることが判明した。
はＮｂ粉末と純マグネシウムのマトリックスとの間の界
面に形成された合金相であり、この合金相はＥＰＭＡ分
析の結果Ｎｂ ２ Ｍ（Ｊ ｓであることが判明した。
また上述の如く製造された複合材料より平板状の引張り
試験片を切出し、該試験片について引張り試験を行った
。その結果上述の如く製造された複合材料は５２ ｋｇ
／ ａ＋ｍ２の引張り強さを示し、純マグネシウムの引
張り強さが８ｋｇ／ ｍｍ２であり、純ニオブの引張り
強さが３２ ｋｇ／ｍｍ２であることから判断すれば、
この複合材料に於てもＮｂ粉末の分散強化に加えて、Ｎ
ｂ粉末と純マグネシウム°のマトリックスとの間の界面
に於ける合金相の形成がマトリックスの強化に大きく寄
与しているものと推測される。また４５０℃にて引張り
試験を行ったところ、上述の複合材料は２４ ｈ／ ｍ
ｍ２の引張り強さを示し、良好な高温強度を有すること
が認められた。
試験片を切出し、該試験片について引張り試験を行った
。その結果上述の如く製造された複合材料は５２ ｋｇ
／ ａ＋ｍ２の引張り強さを示し、純マグネシウムの引
張り強さが８ｋｇ／ ｍｍ２であり、純ニオブの引張り
強さが３２ ｋｇ／ｍｍ２であることから判断すれば、
この複合材料に於てもＮｂ粉末の分散強化に加えて、Ｎ
ｂ粉末と純マグネシウム°のマトリックスとの間の界面
に於ける合金相の形成がマトリックスの強化に大きく寄
与しているものと推測される。また４５０℃にて引張り
試験を行ったところ、上述の複合材料は２４ ｈ／ ｍ
ｍ２の引張り強さを示し、良好な高温強度を有すること
が認められた。
実施例４
直径０．４ＩＩＩＩＩ、長さ１００ｍｍのＴａ線を多数
用意し、該Ｔａ線を大気中に６００℃に１時間加熱する
ことにより、表面の酸素量が０１８５ｗｔ％となるよう
強制酸化し、該Ｔａ線をかさ密度が４゜９８（１／ＧＯ
となるよう外形１２０ｘ１５ｘ４０ｍｓ＋。
用意し、該Ｔａ線を大気中に６００℃に１時間加熱する
ことにより、表面の酸素量が０１８５ｗｔ％となるよう
強制酸化し、該Ｔａ線をかさ密度が４゜９８（１／ＧＯ
となるよう外形１２０ｘ１５ｘ４０ｍｓ＋。
板厚１ｍｌｌ１のＩＰ！＠１の筒体内にその長手方向に
°沿う実質的に一方向配向にて挿入した。次いでＴａ線
を筒体ごと真空炉内にて６００℃に予熱し、第２図に示
された高圧鋳造装置の鋳型内へ、Ｔａ線が上下方向に延
在するよう配置し、鋳型内に７００℃のＡｌ−１０ｗｔ
％Ｍｇの溶湯を注湯し、該溶湯をプランジャによって１
０００ ｋａ／ａ１の圧力に加圧し、その加圧状態を溶
湯が完全に凝固するまで保持した。溶湯が完全に凝固し
た後、ノックアウトビンによって鋳型より凝固体を取出
し、該凝固体に対し機械加工を行ってＴａ線を強化材と
し、アルミニウム合金をマトリックスとする複合材料（
Ｔａ線の体積率３０％）を切出した。
°沿う実質的に一方向配向にて挿入した。次いでＴａ線
を筒体ごと真空炉内にて６００℃に予熱し、第２図に示
された高圧鋳造装置の鋳型内へ、Ｔａ線が上下方向に延
在するよう配置し、鋳型内に７００℃のＡｌ−１０ｗｔ
％Ｍｇの溶湯を注湯し、該溶湯をプランジャによって１
０００ ｋａ／ａ１の圧力に加圧し、その加圧状態を溶
湯が完全に凝固するまで保持した。溶湯が完全に凝固し
た後、ノックアウトビンによって鋳型より凝固体を取出
し、該凝固体に対し機械加工を行ってＴａ線を強化材と
し、アルミニウム合金をマトリックスとする複合材料（
Ｔａ線の体積率３０％）を切出した。
上述の如く製造された複合材料のＴａ線に垂直な断面の
光学顕微鏡相識を第１０図に示す。この第１０図に於て
ｊはＴａであり、ｋはアルミニウム合金であり、１はＴ
’ａ線とアルミニウム合金のマトリックスとの間の界面
に形成された合金相であり、この合金相はＥＰＭＡ分析
の結果７ａ２ＭｇａＡｌであることが判明した。
光学顕微鏡相識を第１０図に示す。この第１０図に於て
ｊはＴａであり、ｋはアルミニウム合金であり、１はＴ
’ａ線とアルミニウム合金のマトリックスとの間の界面
に形成された合金相であり、この合金相はＥＰＭＡ分析
の結果７ａ２ＭｇａＡｌであることが判明した。
また上述の如く製造された複合材料についてＴａ線に沿
う方向の引張り試験を行ったところ、この複合材料の引
張り強さは５５ ｋＭ＊ｎ＋２であることが認められた
。ＡｌＡｌ−１Ｑ％Ｍｇに近い組成の実用合金（ＪＩＳ
規格ＡＣ７Ｂの引張り強さが約３０ｋｇ／■２であり、
７ａの引張り強さが３５ｋＱ／ ｎ＋ｍ２であることか
ら判断すると、この複合材料に於てもＴａ線の複合強化
に加えて、Ｔａ線とアルミニウム合金のマトリックスと
の間の界面に於ける合金相の形成がマトリックスの強化
に大きく寄与しているものと推測される。
う方向の引張り試験を行ったところ、この複合材料の引
張り強さは５５ ｋＭ＊ｎ＋２であることが認められた
。ＡｌＡｌ−１Ｑ％Ｍｇに近い組成の実用合金（ＪＩＳ
規格ＡＣ７Ｂの引張り強さが約３０ｋｇ／■２であり、
７ａの引張り強さが３５ｋＱ／ ｎ＋ｍ２であることか
ら判断すると、この複合材料に於てもＴａ線の複合強化
に加えて、Ｔａ線とアルミニウム合金のマトリックスと
の間の界面に於ける合金相の形成がマトリックスの強化
に大きく寄与しているものと推測される。
以上の説明より、本発明によれば、複合材料に於て従来
強化を妨げる因子として考えられていた強化材とマトリ
ックスとの間の界面反応が強化材によるマトリックスの
強化作用を増大させる手段として有効に利用され、従っ
て強度及び延性の両方に優れた複合材料を得ることがで
きることが理解されよう。
強化を妨げる因子として考えられていた強化材とマトリ
ックスとの間の界面反応が強化材によるマトリックスの
強化作用を増大させる手段として有効に利用され、従っ
て強度及び延性の両方に優れた複合材料を得ることがで
きることが理解されよう。
以上に於ては、本発明を幾つかの実施例について詳細に
説明したが、本発明は、これらの実施例に限定されるも
のではなく、本発明の範囲内にて種々の実施例が可能で
あることは当業者にとって明らかであろう。
説明したが、本発明は、これらの実施例に限定されるも
のではなく、本発明の範囲内にて種々の実施例が可能で
あることは当業者にとって明らかであろう。
第１図及び第２図はそれぞれ本発明による複合材料の製
造方法の一つの実施例に於ける圧縮成形工程及び鋳造工
程を示す断面図、第３図及び第４図はＮｂ粉末を強化材
とし純アルミニウムをマトリックスとする本発明による
複合材料の一つの実施例の断面組織を示す光学顕微鏡写
真、第５図はアルミナ粉末を強化材とし純アルミニウム
をマトリックスとする複合材料との対比に於て本発明に
よる複合材料の幾つかの実施例についての引張強さと強
化材の体積率との関係を示すグラフ、第６図は純アルミ
ニウムなどとの対比に於て本発明による複合材料の幾つ
かの実施例について引張強さと温度との関係を示すグラ
フ、第７図及び第８図はＴａ粉末を強化材とし純アルミ
ニウムをマトリックスとする本発明による複合材料の一
つの実施例の断面組織を示す光学顕微鏡写真、第９図は
Ｎｂ粉末を強化材とし純マグネシウムをマトリックスと
する本発明による複合材料の一つの実施例の断面組織を
示す光学顕微鏡写真、第１０図は７ａ線を強化材としア
ルミニウム合金をマトリックスとする本発明による複合
材料の一つの実施例のＴａＷＡに垂直な断面組織を示す
光学顕微鏡写真である。 １・・・Ｎｂ粉末、２・・・圧縮成形装置、３・・・型
、４・・・アッパパンチ、５・・・ロアパンチ、６・・
・多孔質体。 ７・・・高圧鋳造装置、８・・・鋳型、９・・・溶湯、
１０・・・プランジャ、１１・・・ノックアウトビン特
許 出 願 人 トヨタ自Ｄ１１！株式会社第１図 第３図 第 ４ 図 歌 ｂ 〆 み 召 懸 Ｍ 腹 −Ｘ ヒ ｙ ”！Ａ ！Ａ 腹 ？ 第７図 第８図 ５ｐ 第 ９ 図 第１０図
造方法の一つの実施例に於ける圧縮成形工程及び鋳造工
程を示す断面図、第３図及び第４図はＮｂ粉末を強化材
とし純アルミニウムをマトリックスとする本発明による
複合材料の一つの実施例の断面組織を示す光学顕微鏡写
真、第５図はアルミナ粉末を強化材とし純アルミニウム
をマトリックスとする複合材料との対比に於て本発明に
よる複合材料の幾つかの実施例についての引張強さと強
化材の体積率との関係を示すグラフ、第６図は純アルミ
ニウムなどとの対比に於て本発明による複合材料の幾つ
かの実施例について引張強さと温度との関係を示すグラ
フ、第７図及び第８図はＴａ粉末を強化材とし純アルミ
ニウムをマトリックスとする本発明による複合材料の一
つの実施例の断面組織を示す光学顕微鏡写真、第９図は
Ｎｂ粉末を強化材とし純マグネシウムをマトリックスと
する本発明による複合材料の一つの実施例の断面組織を
示す光学顕微鏡写真、第１０図は７ａ線を強化材としア
ルミニウム合金をマトリックスとする本発明による複合
材料の一つの実施例のＴａＷＡに垂直な断面組織を示す
光学顕微鏡写真である。 １・・・Ｎｂ粉末、２・・・圧縮成形装置、３・・・型
、４・・・アッパパンチ、５・・・ロアパンチ、６・・
・多孔質体。 ７・・・高圧鋳造装置、８・・・鋳型、９・・・溶湯、
１０・・・プランジャ、１１・・・ノックアウトビン特
許 出 願 人 トヨタ自Ｄ１１！株式会社第１図 第３図 第 ４ 図 歌 ｂ 〆 み 召 懸 Ｍ 腹 −Ｘ ヒ ｙ ”！Ａ ！Ａ 腹 ？ 第７図 第８図 ５ｐ 第 ９ 図 第１０図
Claims (3)
- （１）Ｎｂ及びＴａの少なくとも一方を主成分とする微
細片、繊維及びこれらの混合物よりなる群より選択され
た強化材と、Ａｌ及びＭｇの少なくとも一方を主成分と
するマトリックスとを含み、前記強化材と前記マトリッ
クスとの間の界面にＮｂ−Ａｌ、Ｎｂ−Ｍｇ、Ｎｂ−Ａ
ｌ−Ｍｇ、Ｔａ−Ａｌ、Ｔａ−Ｍｇ、Ｔａ−Ａｌ−Ｍｇ
、及びこれらの混合物よりなる群より選択された少なく
とも一つの合金相が存在する複合材料。 - （２）Ｎｂ及びＴａの少なくとも一方を主成分とする微
細片、繊維及びこれらの混合物よりなる群より選択され
た強化材であって表面に酸化層を有する強化材よりなる
多孔質体を形成し、前記多孔質体を鋳型内に配置し、前
記鋳型内にＡｌ及びＭｇの少なくとも一方を主成分とす
るマトリックス金属の溶湯を注湯し、前記溶湯を前記鋳
型内にて加圧しつつ凝固させる複合材料の製造方法。 - （３）特許請求の範囲第２項の複合材料の製造方法に於
て、前記多孔質体は前記鋳型内に前記溶湯が注湯される
に先だち４００℃以上の温度に予熱されることを特徴と
する複合材料の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21719284A JPS6196050A (ja) | 1984-10-16 | 1984-10-16 | Ｎｂ及びＴａ強化複合材料及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21719284A JPS6196050A (ja) | 1984-10-16 | 1984-10-16 | Ｎｂ及びＴａ強化複合材料及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6196050A true JPS6196050A (ja) | 1986-05-14 |
| JPH0524211B2 JPH0524211B2 (ja) | 1993-04-07 |
Family
ID=16700297
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21719284A Granted JPS6196050A (ja) | 1984-10-16 | 1984-10-16 | Ｎｂ及びＴａ強化複合材料及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6196050A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111996472A (zh) * | 2020-07-17 | 2020-11-27 | 山东科技大学 | 一种颗粒增强金属基复合材料的制备方法及装置 |
-
1984
- 1984-10-16 JP JP21719284A patent/JPS6196050A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111996472A (zh) * | 2020-07-17 | 2020-11-27 | 山东科技大学 | 一种颗粒增强金属基复合材料的制备方法及装置 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0524211B2 (ja) | 1993-04-07 |
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