JPH0645833B2 - アルミニウム合金系複合材料の製造方法 - Google Patents
アルミニウム合金系複合材料の製造方法Info
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- JPH0645833B2 JPH0645833B2 JP63055872A JP5587288A JPH0645833B2 JP H0645833 B2 JPH0645833 B2 JP H0645833B2 JP 63055872 A JP63055872 A JP 63055872A JP 5587288 A JP5587288 A JP 5587288A JP H0645833 B2 JPH0645833 B2 JP H0645833B2
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- F05C—INDEXING SCHEME RELATING TO MATERIALS, MATERIAL PROPERTIES OR MATERIAL CHARACTERISTICS FOR MACHINES, ENGINES OR PUMPS OTHER THAN NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES
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- F05C2201/02—Light metals
- F05C2201/021—Aluminium
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- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は、複合材料の製造方法に係り、更に詳細にはア
ルミニウム合金をマトリックスとし短繊維、ウイスカ若
しくは粒子を強化材とするアルミニウム合金系複合材の
製造方法に係る。
ルミニウム合金をマトリックスとし短繊維、ウイスカ若
しくは粒子を強化材とするアルミニウム合金系複合材の
製造方法に係る。
従来の技術 アルミニウム合金の軽量であることのメリットを活かし
つつその耐摩耗性を向上させる目的で、アルミニウム合
金を各種の繊維や粒子の如き強化材にて複合強化するこ
とが従来より鋭意研究されている。例えば特開昭５８−
９３８４１号、同５９−７０７３６号の各公報には、
（１）セラミック繊維にて複合強化されたアルミニウム
合金、（２）セラミックウイスカにて複合強化されたア
ルミニウム合金、（３）三次元網状構造にニッケルにて
複合強化されたアルミニウム合金、（４）鋳鉄繊維にて
複合強化されたアルミニウム合金が記載されている。
つつその耐摩耗性を向上させる目的で、アルミニウム合
金を各種の繊維や粒子の如き強化材にて複合強化するこ
とが従来より鋭意研究されている。例えば特開昭５８−
９３８４１号、同５９−７０７３６号の各公報には、
（１）セラミック繊維にて複合強化されたアルミニウム
合金、（２）セラミックウイスカにて複合強化されたア
ルミニウム合金、（３）三次元網状構造にニッケルにて
複合強化されたアルミニウム合金、（４）鋳鉄繊維にて
複合強化されたアルミニウム合金が記載されている。
発明が解決しようとする課題 かかる複合材料はアルミニウム合金単独の場合よりも耐
摩耗性に優れているが、特に上述の（１）及び（２）の
複合材料に於ては、複合材料自体の耐摩耗性は極めて優
れているが、強化材が硬質のセラミックよりなる強化材
であるため、複合材料と摩擦摺動する相手材の摩耗量が
増大するという問題があり、（３）及び（４）の複合材
料に於ては、強化材の硬さが低いため相手材に対する攻
撃性は低いが、複合材料自体の耐摩耗性が十分ではない
という問題がある。従ってこれら従来のアルミニウム合
金系複合材料によっては、複合材料自身の耐摩耗性を向
上させることと相手材の摩耗量を低減することとを両立
させることが困難である。
摩耗性に優れているが、特に上述の（１）及び（２）の
複合材料に於ては、複合材料自体の耐摩耗性は極めて優
れているが、強化材が硬質のセラミックよりなる強化材
であるため、複合材料と摩擦摺動する相手材の摩耗量が
増大するという問題があり、（３）及び（４）の複合材
料に於ては、強化材の硬さが低いため相手材に対する攻
撃性は低いが、複合材料自体の耐摩耗性が十分ではない
という問題がある。従ってこれら従来のアルミニウム合
金系複合材料によっては、複合材料自身の耐摩耗性を向
上させることと相手材の摩耗量を低減することとを両立
させることが困難である。
また上述の如き従来のアルミニウム合金系複合材料の適
用について種々の実験的研究を行ったところ、例えば内
燃機関のピストンの如く、かかる複合材料がアルミニウ
ム合金としては極めて高温の２００℃以上の環境に於て
使用される摺動部材に適用されると、マトリックスのア
ルミニウム合金が摺動相手材に移着することに起因する
急激な摩耗、即ち凝着摩耗が生じ易いことが解った。ま
たこの凝着摩耗は通常の状態に於ては強化材によりマト
リックスが摺動相手材に直接接触することが回避される
のに対し、アルミニウム合金が高温に加熱されると軟化
し、これにより複合材料の表面の強化材がマトリックス
によって適正に保持されなくなり、軟化したアルミニウ
ム合金が直接摺動相手材と接触することにより生ずるも
のであることが解った。
用について種々の実験的研究を行ったところ、例えば内
燃機関のピストンの如く、かかる複合材料がアルミニウ
ム合金としては極めて高温の２００℃以上の環境に於て
使用される摺動部材に適用されると、マトリックスのア
ルミニウム合金が摺動相手材に移着することに起因する
急激な摩耗、即ち凝着摩耗が生じ易いことが解った。ま
たこの凝着摩耗は通常の状態に於ては強化材によりマト
リックスが摺動相手材に直接接触することが回避される
のに対し、アルミニウム合金が高温に加熱されると軟化
し、これにより複合材料の表面の強化材がマトリックス
によって適正に保持されなくなり、軟化したアルミニウ
ム合金が直接摺動相手材と接触することにより生ずるも
のであることが解った。
かかる凝着摩耗の発生を回避するための手段として、複
合材料の耐熱性を向上させることが考えられ、複合材料
の耐熱性を向上させる手段として、繊維や粒子等の強化
材の量を増大させることが従来より一般に行われてい
る。しかしこの点についても種々の実験的研究を行った
結果、強化材の量を増大させると相手材の摩耗量が増大
し易く、また強化材の量を増大させても複合材料の表面
にマトリックスのみの部分が残存するため、凝着摩耗の
発生を完全に回避することはできないことが解った。
合材料の耐熱性を向上させることが考えられ、複合材料
の耐熱性を向上させる手段として、繊維や粒子等の強化
材の量を増大させることが従来より一般に行われてい
る。しかしこの点についても種々の実験的研究を行った
結果、強化材の量を増大させると相手材の摩耗量が増大
し易く、また強化材の量を増大させても複合材料の表面
にマトリックスのみの部分が残存するため、凝着摩耗の
発生を完全に回避することはできないことが解った。
本願発明者等は、従来のアルミニウム合金系複合材料に
於ける上述の如き問題に鑑み、種々の実験的研究を行っ
た結果、マトリックスとしてのアルミニウム合金中にＡ
１と特定の金属元素との金属間化合物が微細に分散さ
れ、該金属間化合物の体積率が所定の値に設定されたア
ルミニウム合金系複合材料によれば、相手材の摩耗量を
増大させることなく複合材料の耐凝着性を大幅に改善し
得ることを見出した。
於ける上述の如き問題に鑑み、種々の実験的研究を行っ
た結果、マトリックスとしてのアルミニウム合金中にＡ
１と特定の金属元素との金属間化合物が微細に分散さ
れ、該金属間化合物の体積率が所定の値に設定されたア
ルミニウム合金系複合材料によれば、相手材の摩耗量を
増大させることなく複合材料の耐凝着性を大幅に改善し
得ることを見出した。
即ち従来のアルミニウム合金系複合材料の研究開発に於
ては、マトリックスは強化材間の応力伝達を担う担体と
いう考え方が支配的であり、マトリックスは比較的高い
靱性を有していなければならないものと考えられてき
た。従ってマトリックスを脆化させる原因となる金属間
化合物の析出を極力抑制する努力が払われてきた。しか
し種々の実験的研究の結果、２００℃以上の高温に於け
るアルミニウム合金系複合材料の耐凝着性を向上させる
ためには、従来より脆化の原因と考えられていた金属間
化合物をマトリックス中に微細に析出させることによっ
て分散させることが極て有効であり、金属間化合物の種
類、量、形成形態等を適宜に設定することにより、耐摩
耗性及び高温度に於ける耐凝着性に優れ、しかも相手材
の摩耗量を増大させることのない高性能な複合材料が得
られることが解った。
ては、マトリックスは強化材間の応力伝達を担う担体と
いう考え方が支配的であり、マトリックスは比較的高い
靱性を有していなければならないものと考えられてき
た。従ってマトリックスを脆化させる原因となる金属間
化合物の析出を極力抑制する努力が払われてきた。しか
し種々の実験的研究の結果、２００℃以上の高温に於け
るアルミニウム合金系複合材料の耐凝着性を向上させる
ためには、従来より脆化の原因と考えられていた金属間
化合物をマトリックス中に微細に析出させることによっ
て分散させることが極て有効であり、金属間化合物の種
類、量、形成形態等を適宜に設定することにより、耐摩
耗性及び高温度に於ける耐凝着性に優れ、しかも相手材
の摩耗量を増大させることのない高性能な複合材料が得
られることが解った。
尚前述の特開昭５９−２１８３４１号公報や特開昭６１
−１３２２６０号公報に記載されている如く、アルミニ
ウム合金のマトリックス中に金属間化合物が形成された
複合材料は既に知られている。しかしこれらの複合材料
に於ては、金属間化合物が形成された部位は網状構造体
の周囲の部分及び鋳鉄繊維の周囲の部分のみであり、網
状構造体のセル部（網状構造体の空隙部）や鋳鉄繊維の
間のマトリックスの部分ではないため、網状構造体のセ
ル部や鋳鉄繊維の間のマトリックスは実質的に耐熱性の
低いアルミニウム合金のみよりなっており、従って金属
間化合物が形成されない複合材料に比して耐摩耗性を向
上させることはできても２００℃以上の高温度に於ける
凝着の発生を回避することはできない。
−１３２２６０号公報に記載されている如く、アルミニ
ウム合金のマトリックス中に金属間化合物が形成された
複合材料は既に知られている。しかしこれらの複合材料
に於ては、金属間化合物が形成された部位は網状構造体
の周囲の部分及び鋳鉄繊維の周囲の部分のみであり、網
状構造体のセル部（網状構造体の空隙部）や鋳鉄繊維の
間のマトリックスの部分ではないため、網状構造体のセ
ル部や鋳鉄繊維の間のマトリックスは実質的に耐熱性の
低いアルミニウム合金のみよりなっており、従って金属
間化合物が形成されない複合材料に比して耐摩耗性を向
上させることはできても２００℃以上の高温度に於ける
凝着の発生を回避することはできない。
本発明は、本願発明者等が行った実験的研究の結果得ら
れた知見に基き、耐摩耗性及び高温度に於ける耐凝着性
に優れ、相手材の摩耗量の増大させることがなく、しか
も従来の複合材料と同等又はそれ以上の強度を有するア
ルミニウム合金系複合材料を製造することのできる提供
することを目的としている。
れた知見に基き、耐摩耗性及び高温度に於ける耐凝着性
に優れ、相手材の摩耗量の増大させることがなく、しか
も従来の複合材料と同等又はそれ以上の強度を有するア
ルミニウム合金系複合材料を製造することのできる提供
することを目的としている。
課題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、アルミニウム合金
をマトリックスとしセラミック短繊維、セラミックウイ
スカ若しくはセラミック粒子を強化材とするアルミニウ
ム合金系複合材料の製造方法にして、前記強化材とＦ
ｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒよりなる群より選択された少なく
とも一種の金属元素の微細片との実質的に均一な混合物
よりなる多孔質の成形体を形成し、前記成形体中にアル
ミニウム合金の溶湯を浸透させ、しかる後前記溶湯を凝
固させ、これにより前記強化材の間の前記マトリックス
中にＡ１と少なくとも一種の前記金属元素との金属間化
合物を実質的に均一に且微細に分散させ、前記マトリッ
クス中に前記金属間化合物の体積率を５〜７０％にする
ことを特徴とするアルミニウム合金系複合材料の製造方
法によって達成される。
をマトリックスとしセラミック短繊維、セラミックウイ
スカ若しくはセラミック粒子を強化材とするアルミニウ
ム合金系複合材料の製造方法にして、前記強化材とＦ
ｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｔ
ａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒよりなる群より選択された少なく
とも一種の金属元素の微細片との実質的に均一な混合物
よりなる多孔質の成形体を形成し、前記成形体中にアル
ミニウム合金の溶湯を浸透させ、しかる後前記溶湯を凝
固させ、これにより前記強化材の間の前記マトリックス
中にＡ１と少なくとも一種の前記金属元素との金属間化
合物を実質的に均一に且微細に分散させ、前記マトリッ
クス中に前記金属間化合物の体積率を５〜７０％にする
ことを特徴とするアルミニウム合金系複合材料の製造方
法によって達成される。
発明の作用及び効果 本発明によれば、マトリックスとしてのアルミニウム合
金中にＡ１と他の所定の金属元素との金属間化合物が実
質的に均一に且微細に分散され、金属間化合物によって
強化材の間のマトリックスが強化、即ち地固めされ、こ
れにより高温度に於いても強化材が所定の状態に保持さ
れ、マトリックスが相手材に直接接触することが回避さ
れるので、従来の複合材料に比して耐摩耗性及び高温度
に於ける耐凝着性に優れた複合材料を製造することがで
き、また強化材の体積率が増大されるわけではないの
で、相手材の摩耗量を増大させることのない複合材料を
製造することができる。また金属間化合物自身は硬くて
脆い物質であるが、マトリックス中の金属間化合物の体
積率が５〜７０％に設定され、また金属間化合物はマト
リックス中に実質的に均一に且微細に分散されるので、
金属間化合物を含まない従来の複合材料と同等又はそれ
以上の強度を有する複合材料を容易に製造することがで
きる。
金中にＡ１と他の所定の金属元素との金属間化合物が実
質的に均一に且微細に分散され、金属間化合物によって
強化材の間のマトリックスが強化、即ち地固めされ、こ
れにより高温度に於いても強化材が所定の状態に保持さ
れ、マトリックスが相手材に直接接触することが回避さ
れるので、従来の複合材料に比して耐摩耗性及び高温度
に於ける耐凝着性に優れた複合材料を製造することがで
き、また強化材の体積率が増大されるわけではないの
で、相手材の摩耗量を増大させることのない複合材料を
製造することができる。また金属間化合物自身は硬くて
脆い物質であるが、マトリックス中の金属間化合物の体
積率が５〜７０％に設定され、また金属間化合物はマト
リックス中に実質的に均一に且微細に分散されるので、
金属間化合物を含まない従来の複合材料と同等又はそれ
以上の強度を有する複合材料を容易に製造することがで
きる。
また例えば金属間化合物形成材料、即ちマトリックス中
のＡ１と反応して金属間化合物を形成する金属元素より
なる材料のみをマトリックスと混合し、金属間化合物形
成材料の表面部をマトリックス中のＡ１と反応させて金
属間化合物を形成し、金属間化合物形成材料の中心部を
一種の強化材として未反応の状態にて残存させる方法も
考えられる。
のＡ１と反応して金属間化合物を形成する金属元素より
なる材料のみをマトリックスと混合し、金属間化合物形
成材料の表面部をマトリックス中のＡ１と反応させて金
属間化合物を形成し、金属間化合物形成材料の中心部を
一種の強化材として未反応の状態にて残存させる方法も
考えられる。
しかしかかる方法の場合には、金属間化合物は実質的に
未反応の金属間化合物形成材料の周囲にこれと一体の状
態に於てしか生成せず、金属間化合物を強化材の間のマ
トリックス中に均一に且微細に分散させることができな
い。また未反応の金属間化合物形成材料は強化材として
十分な機能を果すことができず、強化材はＡ１と反応し
て金属間化合物を形成する特定の金属よりなるものに限
定され、金属間化合物形成材料はその中心部が未反応の
状態にて残存する必要があることから比較的大きいもの
でなければならず、そのため金属間化合物形成材料の表
面部をマトリックス中のＡ１と十分に反応させるために
金属間化合物形成材料とマトリックスとの混合物を熱処
理しなければならない。更に複合材料に必要とされる特
性に応じて金属間化合物の体積率や大きさを強化材の体
積率や大きさとは独立に設定することが非常に困難であ
る。
未反応の金属間化合物形成材料の周囲にこれと一体の状
態に於てしか生成せず、金属間化合物を強化材の間のマ
トリックス中に均一に且微細に分散させることができな
い。また未反応の金属間化合物形成材料は強化材として
十分な機能を果すことができず、強化材はＡ１と反応し
て金属間化合物を形成する特定の金属よりなるものに限
定され、金属間化合物形成材料はその中心部が未反応の
状態にて残存する必要があることから比較的大きいもの
でなければならず、そのため金属間化合物形成材料の表
面部をマトリックス中のＡ１と十分に反応させるために
金属間化合物形成材料とマトリックスとの混合物を熱処
理しなければならない。更に複合材料に必要とされる特
性に応じて金属間化合物の体積率や大きさを強化材の体
積率や大きさとは独立に設定することが非常に困難であ
る。
これに対し本発明の方法に於ては、金属間化合物形成材
料は強化材とは別の微細片として与えられ、強化材自身
は実質的に金属間化合物の形成に関与しない。従ってマ
トリックスがそれに実質的に均一に且微細に分散された
金属間化合物にて均一に強化され、強化材が金属間化合
物によって良好に地固めされたマトリックスによって良
好に保持されるだけでなく、強化材は金属に比して硬
度、高温安定性等に優れたセラミックよりなる強化材で
ありマトリックスの溶湯との反応劣化を生じることなく
その本来の機能を十分に発揮するので、金属間化合物形
成材料のみをマトリックスと混合する方法の場合に比し
て複合材料の耐摩耗性や高温度に於ける耐凝着性等の性
質を向上させることができる。また金属間化合物形成材
料は中心部が未反応のまま残存する必要のない微細片で
あり、成形体中にマトリックスの溶湯を浸透させること
による複合化と同時にマトリックス中のＡ１と容易に反
応するので、成形体中にマトリックスの溶湯が浸透され
た後にそれらを熱処理する必要がない。更に金属間化合
物の体積率や大きさを強化材の体積率や大きさとは独立
にその好ましい範囲内の値に容易に且確実に設定するこ
とができ、特にマトリックス中の金属間化合物の体積率
を容易に且確実に５〜７０％にすることができる。
料は強化材とは別の微細片として与えられ、強化材自身
は実質的に金属間化合物の形成に関与しない。従ってマ
トリックスがそれに実質的に均一に且微細に分散された
金属間化合物にて均一に強化され、強化材が金属間化合
物によって良好に地固めされたマトリックスによって良
好に保持されるだけでなく、強化材は金属に比して硬
度、高温安定性等に優れたセラミックよりなる強化材で
ありマトリックスの溶湯との反応劣化を生じることなく
その本来の機能を十分に発揮するので、金属間化合物形
成材料のみをマトリックスと混合する方法の場合に比し
て複合材料の耐摩耗性や高温度に於ける耐凝着性等の性
質を向上させることができる。また金属間化合物形成材
料は中心部が未反応のまま残存する必要のない微細片で
あり、成形体中にマトリックスの溶湯を浸透させること
による複合化と同時にマトリックス中のＡ１と容易に反
応するので、成形体中にマトリックスの溶湯が浸透され
た後にそれらを熱処理する必要がない。更に金属間化合
物の体積率や大きさを強化材の体積率や大きさとは独立
にその好ましい範囲内の値に容易に且確実に設定するこ
とができ、特にマトリックス中の金属間化合物の体積率
を容易に且確実に５〜７０％にすることができる。
また例えば互いに化合反応して金属間化合物を形成する
金属元素を含有するマトリックス粉末と強化材とを混合
しそれを焼結することによってもマトリックス中に金属
間化合物が分散された複合材料を製造することができ
る。しかしかかる方法の場合には強化材とマトリックス
粉末との混合物を圧縮することによって本発明に於ける
多孔質の成形体よりも高密度の成形体を形成しなければ
ならないため、強化材が折損等の劣化を生じ易く、マト
リックスの組成が特定の金属元素を含有するものに限定
されると共に、生成される金属間化合物の体積率を所定
の範囲に制御することが困難であり、また焼結により生
成される金属間化合物は非常に小さく、焼結に起因する
小孔が生じ易く、そのため複合材料部の熱衝撃特性等の
性質を十分に向上させることができない。更にマトリッ
クス粉末の大きさが強化材の大きさに比して大きい場合
にはミクロ的に見て強化材が元のマトリックス粉末の周
りの領域に偏在し、元のマトリックス粉末の内部に相当
する領域に強化材が存在しない不均一な組織になり易
い。
金属元素を含有するマトリックス粉末と強化材とを混合
しそれを焼結することによってもマトリックス中に金属
間化合物が分散された複合材料を製造することができ
る。しかしかかる方法の場合には強化材とマトリックス
粉末との混合物を圧縮することによって本発明に於ける
多孔質の成形体よりも高密度の成形体を形成しなければ
ならないため、強化材が折損等の劣化を生じ易く、マト
リックスの組成が特定の金属元素を含有するものに限定
されると共に、生成される金属間化合物の体積率を所定
の範囲に制御することが困難であり、また焼結により生
成される金属間化合物は非常に小さく、焼結に起因する
小孔が生じ易く、そのため複合材料部の熱衝撃特性等の
性質を十分に向上させることができない。更にマトリッ
クス粉末の大きさが強化材の大きさに比して大きい場合
にはミクロ的に見て強化材が元のマトリックス粉末の周
りの領域に偏在し、元のマトリックス粉末の内部に相当
する領域に強化材が存在しない不均一な組織になり易
い。
これに対し本発明の方法に於ては、強化材と特定の金属
元素の微細片との実質的に均一な混合物よりなる多孔質
の成形体中にアルミニウム合金の溶湯が浸透せしめられ
ることにより金属間化合物が形成されるので、上述の焼
結法による場合に比して強化材及び金属間化合物を均一
に且微細に分散させることができ、また成形体は焼結の
場合に比して低密度の多孔質の成形体であり混合物を高
圧に圧縮する必要がないので、強化材の折損等の劣化を
低減し、これにより高性能な複合材料を製造することが
できる。
元素の微細片との実質的に均一な混合物よりなる多孔質
の成形体中にアルミニウム合金の溶湯が浸透せしめられ
ることにより金属間化合物が形成されるので、上述の焼
結法による場合に比して強化材及び金属間化合物を均一
に且微細に分散させることができ、また成形体は焼結の
場合に比して低密度の多孔質の成形体であり混合物を高
圧に圧縮する必要がないので、強化材の折損等の劣化を
低減し、これにより高性能な複合材料を製造することが
できる。
また本発明の方法によれば、マトリックスの組成が特定
の金属元素を含有するものに限定されることはなく、成
形体中の微細片の体積率や大きさを適宜に設定すること
により金属間化合物の体積率を容易に且確実にその好ま
しい範囲である５〜７０％に制御することができると共
にその大きさをも容易に制御することができ、更には実
質的に小孔のない複合材料を製造することができるの
で、耐摩耗性や耐凝着性に優れた複合材料を容易に製造
することができる。
の金属元素を含有するものに限定されることはなく、成
形体中の微細片の体積率や大きさを適宜に設定すること
により金属間化合物の体積率を容易に且確実にその好ま
しい範囲である５〜７０％に制御することができると共
にその大きさをも容易に制御することができ、更には実
質的に小孔のない複合材料を製造することができるの
で、耐摩耗性や耐凝着性に優れた複合材料を容易に製造
することができる。
本願発明者等が行った実験的研究の結果によれば、強化
材の体積率が低過ぎる場合には複合材料の耐摩耗性や耐
凝着性を十分に向上させることができず、逆に強化材の
体積率が高過ぎる場合には相手材の摩耗量が増大する。
従って本発明の方法の一つの詳細な特徴によれば、強化
材の体積率は３〜３０％に設定される。
材の体積率が低過ぎる場合には複合材料の耐摩耗性や耐
凝着性を十分に向上させることができず、逆に強化材の
体積率が高過ぎる場合には相手材の摩耗量が増大する。
従って本発明の方法の一つの詳細な特徴によれば、強化
材の体積率は３〜３０％に設定される。
また本願発明者等が行った実験的研究の結果によれば、
マトリックス中の金属間化合物の体積率は５〜７０％で
あってよいが、高温度に於ける耐凝着性を更に一層向上
させるためにはマトリックス中の金属間化合物の体積率
は１０〜４０％程度であることが好ましい。従って本発
明の方法の他の一つの詳細な特徴によれば、マトリック
ス中の金属間化合物の体積率は１０〜４０％に設定され
る。
マトリックス中の金属間化合物の体積率は５〜７０％で
あってよいが、高温度に於ける耐凝着性を更に一層向上
させるためにはマトリックス中の金属間化合物の体積率
は１０〜４０％程度であることが好ましい。従って本発
明の方法の他の一つの詳細な特徴によれば、マトリック
ス中の金属間化合物の体積率は１０〜４０％に設定され
る。
また本願発明者等が行った実験的研究の結果によれば、
金属間化合物はできるだけ均一に分散されていることが
好ましく、金属間化合物間の最短距離の平均値は１００
μｍ以下、特に５０μｍ以下であることが好ましく、ま
たマトリックスの脆化を回避するためには金属間化合物
間の最短距離の平均値は３μｍ以上、特に５μｍ以上で
あることが好ましい。従って本発明の方法の更に他の一
つの詳細な特徴によれば、金属間化合物間の最短距離の
平均値は３〜１００μｍ、特に５〜５０μｍに設定され
る。
金属間化合物はできるだけ均一に分散されていることが
好ましく、金属間化合物間の最短距離の平均値は１００
μｍ以下、特に５０μｍ以下であることが好ましく、ま
たマトリックスの脆化を回避するためには金属間化合物
間の最短距離の平均値は３μｍ以上、特に５μｍ以上で
あることが好ましい。従って本発明の方法の更に他の一
つの詳細な特徴によれば、金属間化合物間の最短距離の
平均値は３〜１００μｍ、特に５〜５０μｍに設定され
る。
また本願発明者等が行った実験的研究の結果によれば、
金属間化合物はＡ１と上述の金属元素の何れかとの金属
間化合物であればよいが、特に金属間化合物のビッカー
ス硬さが３００以上であることが好ましく、また強化材
の硬さよりも低いことが好ましい。従って本発明の方法
の更に他の一つの詳細な特徴によれば、金属間化合物の
ビッカース硬さは３００以上であり、強化材の硬さより
も低い値に設定される。
金属間化合物はＡ１と上述の金属元素の何れかとの金属
間化合物であればよいが、特に金属間化合物のビッカー
ス硬さが３００以上であることが好ましく、また強化材
の硬さよりも低いことが好ましい。従って本発明の方法
の更に他の一つの詳細な特徴によれば、金属間化合物の
ビッカース硬さは３００以上であり、強化材の硬さより
も低い値に設定される。
また本願発明者等が行った実験的研究の結果によれば、
特に強化材が短繊維またはウイスカである場合に於て複
合材料の耐摩耗性を更に一層向上させるためには、複合
材料中の金属間化合物の体積率は３〜８０％であること
が好ましく、特に１０〜６０％であることが好ましい。
従って本発明の方法の更に他の一つの詳細な特徴によれ
ば、複合材料中の金属間化合物の体積率は１０〜６０％
に設定される。
特に強化材が短繊維またはウイスカである場合に於て複
合材料の耐摩耗性を更に一層向上させるためには、複合
材料中の金属間化合物の体積率は３〜８０％であること
が好ましく、特に１０〜６０％であることが好ましい。
従って本発明の方法の更に他の一つの詳細な特徴によれ
ば、複合材料中の金属間化合物の体積率は１０〜６０％
に設定される。
また本願発明者等が行った実験的研究の結果によれば、
金属間化合物が粒状である場合にはその最大粒径が５０
μｍ以下、特に３０μｍ以下であることが好ましく、金
属間化合物が針状である場合にはその最大長さが１００
μｍ以下、特に５０μｍ以下であることが好ましい。
金属間化合物が粒状である場合にはその最大粒径が５０
μｍ以下、特に３０μｍ以下であることが好ましく、金
属間化合物が針状である場合にはその最大長さが１００
μｍ以下、特に５０μｍ以下であることが好ましい。
更に、本発明の方法に於ける強化材は従来より複合材料
の製造に使用されている任意の材質の強化材であっても
よいが、セラミック製の強化材は金属等よりなる強化材
に比して強度、硬度、耐摩耗性向上効果、高温安定性等
に優れマトリックスの溶湯との反応性が低いので、本発
明に於ては強化材としてセラミック短繊維、セラミック
ウイスカ若しくはセラミック粒子が使用される。
の製造に使用されている任意の材質の強化材であっても
よいが、セラミック製の強化材は金属等よりなる強化材
に比して強度、硬度、耐摩耗性向上効果、高温安定性等
に優れマトリックスの溶湯との反応性が低いので、本発
明に於ては強化材としてセラミック短繊維、セラミック
ウイスカ若しくはセラミック粒子が使用される。
尚、本明細書に於て、「マトリックス中の金属間化合物
の体積率」とは複合材料のうち強化材以外の部分を１０
０とみた場合の金属間化合物の体積百分率を意味し、
「複合材料中の金属間化合物の体積率」とは複合材料全
体を１００とみた場合の金属間化合物の体積百分率を意
味する。
の体積率」とは複合材料のうち強化材以外の部分を１０
０とみた場合の金属間化合物の体積百分率を意味し、
「複合材料中の金属間化合物の体積率」とは複合材料全
体を１００とみた場合の金属間化合物の体積百分率を意
味する。
以下に添付の図を参照しつつ、本発明を実施例について
詳細に説明する。
詳細に説明する。
実施例１ 下記の表１に示されている如く、平均繊維長３mm、平均
繊維径２mmのアルミナ短繊維（９５％Ａ１２Ｏ３、５％
ＳｉＯ２、ＩＣＩ社製「サフィル」）を体積率で１０％
含み、平均粒径５μのＮｉ粉末（純度９９％）を体積率
でそれぞれ０％、１％、２％、５％、７％、１０％、１
５％、１８％含む８種類の多孔質の成形体を吸引成形法
により形成した。この場合各成形体は直径１００mm、高
さ２０mmの円柱状をなし、繊維及び粉末は実質的に互い
に均一に混合された状態にあった。
繊維径２mmのアルミナ短繊維（９５％Ａ１２Ｏ３、５％
ＳｉＯ２、ＩＣＩ社製「サフィル」）を体積率で１０％
含み、平均粒径５μのＮｉ粉末（純度９９％）を体積率
でそれぞれ０％、１％、２％、５％、７％、１０％、１
５％、１８％含む８種類の多孔質の成形体を吸引成形法
により形成した。この場合各成形体は直径１００mm、高
さ２０mmの円柱状をなし、繊維及び粉末は実質的に互い
に均一に混合された状態にあった。
次いで各成形体を窒素ガス中にて５００℃に予熱し、し
かる後第１図に示されている如く、各成形体１０を高圧
鋳造装置１２の鋳型１４のモールドキャビティ１６の底
部に圧入により固定し、モールドキャビティ内に８００
℃のアルミニウム合金（ＪＩＳ規格ＡＣ１Ａ、４．５％
Ｃｕ、１％Ｓｉ、残部実質的にＡ１）の溶湯１８を注湯
し、該溶湯をプランジャ２０により１０００kg／cm2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。
かる後第１図に示されている如く、各成形体１０を高圧
鋳造装置１２の鋳型１４のモールドキャビティ１６の底
部に圧入により固定し、モールドキャビティ内に８００
℃のアルミニウム合金（ＪＩＳ規格ＡＣ１Ａ、４．５％
Ｃｕ、１％Ｓｉ、残部実質的にＡ１）の溶湯１８を注湯
し、該溶湯をプランジャ２０により１０００kg／cm2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。
次いでかくして形成された鋳物より元の成形体に対応す
る部分に形成された複合材料No.１〜８を切出し、各複
合材料の断面の組織を顕微鏡にて観察したところ、Ｎｉ
粉末を含む成形体を用いて形成された複合材料No.２〜
８に於てはそのマトリックス中にＡ１−Ｎｉ金属間化合
物が微細に分散されていることが認められた。この金属
間化合物はＸ線回折試験によればＮｉＡｌ３又はＮｉＡ
ｌ３及びＮｉ２Ａｌ３であり、画像解析によれば金属間
化合物の量は元の成形体中に含まれるＮｉ粉末の量が増
大するに連れて増大していることが認められた。下記の
表１は複合材料No.１〜８に於て形成された金属間化合
物の種類及びその体積率を示している。また第２図及び
第３図はそれぞれ複合材料No.４の断面の金属組織を１
００倍及び４００倍にて示す顕微鏡写真であり、第２図
及び第３図に於てそれぞれ白色の部分及び灰色の部分が
ＮｉＡ１３の部分であり、黒色の部分がアルミナ短繊維
の部分である。
る部分に形成された複合材料No.１〜８を切出し、各複
合材料の断面の組織を顕微鏡にて観察したところ、Ｎｉ
粉末を含む成形体を用いて形成された複合材料No.２〜
８に於てはそのマトリックス中にＡ１−Ｎｉ金属間化合
物が微細に分散されていることが認められた。この金属
間化合物はＸ線回折試験によればＮｉＡｌ３又はＮｉＡ
ｌ３及びＮｉ２Ａｌ３であり、画像解析によれば金属間
化合物の量は元の成形体中に含まれるＮｉ粉末の量が増
大するに連れて増大していることが認められた。下記の
表１は複合材料No.１〜８に於て形成された金属間化合
物の種類及びその体積率を示している。また第２図及び
第３図はそれぞれ複合材料No.４の断面の金属組織を１
００倍及び４００倍にて示す顕微鏡写真であり、第２図
及び第３図に於てそれぞれ白色の部分及び灰色の部分が
ＮｉＡ１３の部分であり、黒色の部分がアルミナ短繊維
の部分である。
また各複合材料に対し熱処理Ｔ７を施し、各複合材料よ
り直径９０mm、厚さ１０mmの円板形の凝着試験片、平行
部の長さ及び直径がそれぞれ１４mmである引張り試験
片、１６×６×１０mm寸法を有する摩耗試験片を形成し
た。次いでこれらの試験片について２５０℃にて凝着試
験及び引張り試験を行い、また常温にて摩耗試験を行っ
た。
り直径９０mm、厚さ１０mmの円板形の凝着試験片、平行
部の長さ及び直径がそれぞれ１４mmである引張り試験
片、１６×６×１０mm寸法を有する摩耗試験片を形成し
た。次いでこれらの試験片について２５０℃にて凝着試
験及び引張り試験を行い、また常温にて摩耗試験を行っ
た。
尚凝着試験はステンレス鋼（ＪＩＳ規格ＳＵＳ４４０Ａ
（１８％Ｃｒ、０．５％Ｍｏ、０．７％Ｃ、残部Ｆｅ）
よりなる外径８２mm、内径７６mm高さ２mmのＣ形の相手
材を各凝着試験片に対し２５０℃に於て１０Hz、５mmの
ストロークにて３０分間１０kgf／cm2の圧力にて繰返し
押圧し、試験終了後に各試験片に発生した凝着部の面積
を画像解析により測定し、試験片と相手材との接触領域
に生じた凝着発生部の面積（mm2）を求めることにより
行われた。
（１８％Ｃｒ、０．５％Ｍｏ、０．７％Ｃ、残部Ｆｅ）
よりなる外径８２mm、内径７６mm高さ２mmのＣ形の相手
材を各凝着試験片に対し２５０℃に於て１０Hz、５mmの
ストロークにて３０分間１０kgf／cm2の圧力にて繰返し
押圧し、試験終了後に各試験片に発生した凝着部の面積
を画像解析により測定し、試験片と相手材との接触領域
に生じた凝着発生部の面積（mm2）を求めることにより
行われた。
また引張り試験は２５０℃にて通常の引張り試験を行
い、試験片が耐えた最大荷重、即ち引張り荷重を平行部
の元の断面積にて除算して引張り強さを求めることによ
り行われた。
い、試験片が耐えた最大荷重、即ち引張り荷重を平行部
の元の断面積にて除算して引張り強さを求めることによ
り行われた。
更に摩耗試験は相手材である外径３５mm、内径３０mm、
幅１０mmの浸炭焼入れされた軸受綱（表面硬さＨｖ７２
０）製の円筒試験片の外周面に各摩耗試験片を接触さ
せ、それらの試験片の接触部に常温（２０℃）の潤滑油
（ＳＡＥ １０Ｗ−３０）を供給しつつ、接触面圧６０
kg／mm2、滑り速度０．３ｍ／secにて円筒試験片を１時
間回転させることにより行われた。
幅１０mmの浸炭焼入れされた軸受綱（表面硬さＨｖ７２
０）製の円筒試験片の外周面に各摩耗試験片を接触さ
せ、それらの試験片の接触部に常温（２０℃）の潤滑油
（ＳＡＥ １０Ｗ−３０）を供給しつつ、接触面圧６０
kg／mm2、滑り速度０．３ｍ／secにて円筒試験片を１時
間回転させることにより行われた。
これらの試験の結果をそれぞれ第４図乃至第６図に示
す。尚第６図に於て、上半分は摩耗試験片の摩耗量（摩
耗痕深さμｍ）を表わしており、下半分は相手材である
円筒試験片の摩耗量（摩耗減量mg）を表わしている（後
述の第１３図、第２１図〜第２３図、第２５図に於ても
同じ）。
す。尚第６図に於て、上半分は摩耗試験片の摩耗量（摩
耗痕深さμｍ）を表わしており、下半分は相手材である
円筒試験片の摩耗量（摩耗減量mg）を表わしている（後
述の第１３図、第２１図〜第２３図、第２５図に於ても
同じ）。
第４図より、マトリックス中の金属間化合物の体積率が
５％以上、特に１０％以上の場合に凝着発生面積が著し
く減少することが解る。また第５図より、マトリックス
中の金属間化合物の体積率が５〜７０％の場合に、特に
１０〜４０％程度の場合に複合材料の引張り強さが比較
的高い値になることが解る。更に第６図より、、マトリ
ックス中の金属間化合物の体積率が５〜７０％、特に１
０〜５５％程度の場合に複合材料及び相手材の摩耗量が
小さい値になることが解る。従ってこれらの試験の結果
より、耐凝着性、強度、耐摩耗性に優れた複合材料を得
るためにはマトリックス中の金属間化合物の体積率は５
〜７０％、特に１０〜４０％であることが好ましいこと
が解る。
５％以上、特に１０％以上の場合に凝着発生面積が著し
く減少することが解る。また第５図より、マトリックス
中の金属間化合物の体積率が５〜７０％の場合に、特に
１０〜４０％程度の場合に複合材料の引張り強さが比較
的高い値になることが解る。更に第６図より、、マトリ
ックス中の金属間化合物の体積率が５〜７０％、特に１
０〜５５％程度の場合に複合材料及び相手材の摩耗量が
小さい値になることが解る。従ってこれらの試験の結果
より、耐凝着性、強度、耐摩耗性に優れた複合材料を得
るためにはマトリックス中の金属間化合物の体積率は５
〜７０％、特に１０〜４０％であることが好ましいこと
が解る。
実施例２ 下記の表２に示されている如く、成形体中に含まれるＮ
ｉ粉末の体積率を０％及び３％に設定し、成形体中に充
填される合金として展伸用アルミニウム合金（ＪＩＳ規
格７０７５、５．５％Ｚｎ、２．５％Ｍｇ、１．５％Ｃ
ｕ、残部Ａ１）、鋳物用アルミニウム合金（ＪＩＳ規格
ＡＣ８、１２％Ｓｉ、１％Ｃｕ、１％Ｍｇ、１％Ｎ
ｉ）、ダイカスト用アルミニウム合金（ＪＩＳ規格ＡＤ
Ｃ１０、８％Ｓｉ、３％Ｃｕ、残部Ａ１）を使用し、こ
れらの合金の溶湯の温度をそれぞれ８００℃、７４０
℃、７２０℃に設定した点を除き実施例１の場合と同一
の要領及び条件にて複合材料No.９〜１４を製造した。
尚複合材料No.９については熱処理Ｔ７ではなく、熱処
理Ｔ６が施された。
ｉ粉末の体積率を０％及び３％に設定し、成形体中に充
填される合金として展伸用アルミニウム合金（ＪＩＳ規
格７０７５、５．５％Ｚｎ、２．５％Ｍｇ、１．５％Ｃ
ｕ、残部Ａ１）、鋳物用アルミニウム合金（ＪＩＳ規格
ＡＣ８、１２％Ｓｉ、１％Ｃｕ、１％Ｍｇ、１％Ｎ
ｉ）、ダイカスト用アルミニウム合金（ＪＩＳ規格ＡＤ
Ｃ１０、８％Ｓｉ、３％Ｃｕ、残部Ａ１）を使用し、こ
れらの合金の溶湯の温度をそれぞれ８００℃、７４０
℃、７２０℃に設定した点を除き実施例１の場合と同一
の要領及び条件にて複合材料No.９〜１４を製造した。
尚複合材料No.９については熱処理Ｔ７ではなく、熱処
理Ｔ６が施された。
次いでかくして製造された各複合材料について実施例１
の場合と同一の要領にてマトリックス中に含まれる金属
間化合物の種類及びその量を測定した。その結果表２に
示されている如く、Ｎｉ粉末が使用されずに製造された
複合材料No.９〜１１のマトリックス中には金属間化合
物は存在しておらず、Ｎｉ粉末を３％使用して製造され
た複合材料No.１２〜１４のマトリックス中にはＮｉＡ
１３が体積率で約１８％微細に分散された状態にて存在
していた。
の場合と同一の要領にてマトリックス中に含まれる金属
間化合物の種類及びその量を測定した。その結果表２に
示されている如く、Ｎｉ粉末が使用されずに製造された
複合材料No.９〜１１のマトリックス中には金属間化合
物は存在しておらず、Ｎｉ粉末を３％使用して製造され
た複合材料No.１２〜１４のマトリックス中にはＮｉＡ
１３が体積率で約１８％微細に分散された状態にて存在
していた。
また上述の如く製造された各複合材料について、実施例
１の場合と同一の要領及び条件にて２５０℃に於ける凝
着試験及び引張り試験を行った。これらの試験の結果を
それぞれ第７図及び第８図に示す。
１の場合と同一の要領及び条件にて２５０℃に於ける凝
着試験及び引張り試験を行った。これらの試験の結果を
それぞれ第７図及び第８図に示す。
第７図より、マトリックス金属がＪＩＳ規格ＡＣ１Ａ以
外のアルミニウム合金である場合にも、マトリックス中
の金属間化合物が微細に分散された複合材料の耐凝着性
は、マトリックス中に金属間化合物を含まない従来の複
合材料よりも遥かに優れていることが解る。また第８図
より、マトリックス中に金属間化合物が微細に分散され
た複合材料は、マトリックス中に金属間化合物を含まな
い従来の複合材料と同等又はそれ以上の強度を有するこ
とが解る。
外のアルミニウム合金である場合にも、マトリックス中
の金属間化合物が微細に分散された複合材料の耐凝着性
は、マトリックス中に金属間化合物を含まない従来の複
合材料よりも遥かに優れていることが解る。また第８図
より、マトリックス中に金属間化合物が微細に分散され
た複合材料は、マトリックス中に金属間化合物を含まな
い従来の複合材料と同等又はそれ以上の強度を有するこ
とが解る。
またこれらの試験の結果より、マトリックスはＡ１を主
成分とする合金であればよく、例えばＪＩＳ規格２０１
５、３００３、４０４３、５０５２等の展伸用アルミニ
ウム合金、ＪＩＳ規格ＡＣ２Ｂ、ＡＣ４Ｃ、ＡＣ７Ａ等
の鋳物用アルミニウム合金合金、ＪＩＳ規格ＡＤＣ１、
ＡＤＣ３、ＡＤＣ７等のダイカスト用アルミニウム合金
である場合にも同様の結果が得られるものと推測され
る。
成分とする合金であればよく、例えばＪＩＳ規格２０１
５、３００３、４０４３、５０５２等の展伸用アルミニ
ウム合金、ＪＩＳ規格ＡＣ２Ｂ、ＡＣ４Ｃ、ＡＣ７Ａ等
の鋳物用アルミニウム合金合金、ＪＩＳ規格ＡＤＣ１、
ＡＤＣ３、ＡＤＣ７等のダイカスト用アルミニウム合金
である場合にも同様の結果が得られるものと推測され
る。
実施例３ 下記の表３に示されている如く、アルミナ短繊維の代わ
りに平均繊維長３mm、平均繊維径３μｍのアルミナ−シ
リカ短繊維（５５％Ａ１２Ｏ３、４５％ＳｉＯ２）、繊
維長１０〜２００μｍ、繊維径０．０５〜１μｍの炭化
ケイ素ウイスカ（９８％β−ＳｉＣ）、平均粒径１μｍ
の窒化ケイ素粒子（９９％α−Ｓｉ３Ｎ４）をそれぞれ
体積率で１０％、１５％、３０％含み、Ｎｉ粉末を０
％、５％含む６種類の成形体を形成し、マトリックスの
合金としてアルミニウム合金（ＪＩＳ規格５０５６、５
％Ｎｇ、０．４％Ｆｅ、０．３％Ｓｉ、０．１％Ｃｕ、
残部Ａ１）を使用し、溶湯の温度を８００℃に設定した
点を除き、実施例１の場合と同一の要領及び条件にて複
合材料No.１５〜２０を製造した。尚各複合材料に施さ
れた熱処理は熱処理Ｔ７ではなく、各複合材料を４００
℃に３時間加熱した後炉冷する熱処理であった。
りに平均繊維長３mm、平均繊維径３μｍのアルミナ−シ
リカ短繊維（５５％Ａ１２Ｏ３、４５％ＳｉＯ２）、繊
維長１０〜２００μｍ、繊維径０．０５〜１μｍの炭化
ケイ素ウイスカ（９８％β−ＳｉＣ）、平均粒径１μｍ
の窒化ケイ素粒子（９９％α−Ｓｉ３Ｎ４）をそれぞれ
体積率で１０％、１５％、３０％含み、Ｎｉ粉末を０
％、５％含む６種類の成形体を形成し、マトリックスの
合金としてアルミニウム合金（ＪＩＳ規格５０５６、５
％Ｎｇ、０．４％Ｆｅ、０．３％Ｓｉ、０．１％Ｃｕ、
残部Ａ１）を使用し、溶湯の温度を８００℃に設定した
点を除き、実施例１の場合と同一の要領及び条件にて複
合材料No.１５〜２０を製造した。尚各複合材料に施さ
れた熱処理は熱処理Ｔ７ではなく、各複合材料を４００
℃に３時間加熱した後炉冷する熱処理であった。
次いでかくして製造された各複合材料について実施例１
の場合と同一の要領にてマトリックス中に含まれる金属
間化合物の種類及びその量を測定した。その結果表３に
示されている如く、Ｎｉ粉末が使用されずに製造された
複合材料No.１５〜１７のマトリックス中には金属間化
合物は存在しておらず、Ｎｉ粉末を５％使用して製造さ
れた複合材料No.１８〜２０のマトリックス中にはＮｉ
Ａ１３が体積率で約３０％微細に分散された状態にて存
在していた。
の場合と同一の要領にてマトリックス中に含まれる金属
間化合物の種類及びその量を測定した。その結果表３に
示されている如く、Ｎｉ粉末が使用されずに製造された
複合材料No.１５〜１７のマトリックス中には金属間化
合物は存在しておらず、Ｎｉ粉末を５％使用して製造さ
れた複合材料No.１８〜２０のマトリックス中にはＮｉ
Ａ１３が体積率で約３０％微細に分散された状態にて存
在していた。
また上述の如く製造された各複合材料について、実施例
１の場合と同一の要領及び条件にて２５０℃に於ける凝
着試験及び引張り試験を行った。これらの試験の結果を
それぞれ第９図及び第１０図に示す。
１の場合と同一の要領及び条件にて２５０℃に於ける凝
着試験及び引張り試験を行った。これらの試験の結果を
それぞれ第９図及び第１０図に示す。
第９図より、強化材がアルミナ短繊維以外の場合にも、
マトリックス中に金属間化合物が微細に分散された複合
材料の耐凝着性は、マトリックス中に金属間化合物を含
まない従来の複合材料よりも遥かに優れていることが解
る。また第１０図より、マトリックス中に金属間化合物
が微細に分散された複合材料は、マトリックス中に金属
間化合物を含まない従来の複合材料と同等又はそれ以上
の強度を有することが解る。
マトリックス中に金属間化合物が微細に分散された複合
材料の耐凝着性は、マトリックス中に金属間化合物を含
まない従来の複合材料よりも遥かに優れていることが解
る。また第１０図より、マトリックス中に金属間化合物
が微細に分散された複合材料は、マトリックス中に金属
間化合物を含まない従来の複合材料と同等又はそれ以上
の強度を有することが解る。
またこれらの試験の結果より、強化材は繊維及び粒子の
何れであってもよいことが解る。またこれらの試験の結
果より、強化材は強度や硬度に優れ高温度に於ても安定
で耐摩耗性に優れアルミニウム合金の溶湯との反応性が
低い任意のセラミック製の繊維、ウイスカ、粒子であっ
てよく、例えばガラス繊維、アルミナ長繊維、炭化ケイ
素長繊維、Ｓｉ−Ｔｉ−Ｃ長繊維等を短繊維に切断した
所謂チョップド繊維や、窒化ケイ素ウイスカ、アルミナ
ウイスカ、チタン酸カリウムウイスカの如きウイスカや
アルミナ粒子、ジルコニア粒子、炭化ケイ素粒子、炭化
タングステン粒子、窒化ボロン粒子の如き粒子であって
もよいものと推測される。
何れであってもよいことが解る。またこれらの試験の結
果より、強化材は強度や硬度に優れ高温度に於ても安定
で耐摩耗性に優れアルミニウム合金の溶湯との反応性が
低い任意のセラミック製の繊維、ウイスカ、粒子であっ
てよく、例えばガラス繊維、アルミナ長繊維、炭化ケイ
素長繊維、Ｓｉ−Ｔｉ−Ｃ長繊維等を短繊維に切断した
所謂チョップド繊維や、窒化ケイ素ウイスカ、アルミナ
ウイスカ、チタン酸カリウムウイスカの如きウイスカや
アルミナ粒子、ジルコニア粒子、炭化ケイ素粒子、炭化
タングステン粒子、窒化ボロン粒子の如き粒子であって
もよいものと推測される。
実施例４ 下記の表４に示されている如く、アルミナ短繊維の代わ
りに繊維長５０〜３００μｍ、繊維径０．１〜０．５μ
ｍの窒化ケイ素ウイスカ（９７％α−Ｓｉ３Ｎ４）を体
積率で１０％含み、またＮｉ粉末の代わりに平均粒径５
μｍのＦｅ粉末（純度９９％）、平均粒径５μｍのＣｏ
粉末（純度９９％）、平均粒径１０μｍのＭｎ粉末（純
度９８％）、平均粒径８μｍのＴｉ粉末（純度９９％）
をそれぞれ体積率で５％、３％、７％含む４種類の成形
体を形成し、また体積率１０％の窒化ケイ素ウイスカの
みよりなる成形体を形成し、合金の溶湯として温湯７６
０℃のアルミニウム合金（ＪＩＳ規格ＡＣ５Ａ、４％Ｃ
ｕ、１．５％Ｍｇ、２％Ｎｉ、残部Ａ１）を使用した点
を除き、実施例１の場合と同一の要領及び条件にてマト
リックス中に微細に分散された金属間化合物を含む複合
材料No.２２〜２５及び金属化合物を含まない複合材料N
o.２１を製造した。
りに繊維長５０〜３００μｍ、繊維径０．１〜０．５μ
ｍの窒化ケイ素ウイスカ（９７％α−Ｓｉ３Ｎ４）を体
積率で１０％含み、またＮｉ粉末の代わりに平均粒径５
μｍのＦｅ粉末（純度９９％）、平均粒径５μｍのＣｏ
粉末（純度９９％）、平均粒径１０μｍのＭｎ粉末（純
度９８％）、平均粒径８μｍのＴｉ粉末（純度９９％）
をそれぞれ体積率で５％、３％、７％含む４種類の成形
体を形成し、また体積率１０％の窒化ケイ素ウイスカの
みよりなる成形体を形成し、合金の溶湯として温湯７６
０℃のアルミニウム合金（ＪＩＳ規格ＡＣ５Ａ、４％Ｃ
ｕ、１．５％Ｍｇ、２％Ｎｉ、残部Ａ１）を使用した点
を除き、実施例１の場合と同一の要領及び条件にてマト
リックス中に微細に分散された金属間化合物を含む複合
材料No.２２〜２５及び金属化合物を含まない複合材料N
o.２１を製造した。
次いでかくして製造された各複合材料について実施例１
の場合と同一の要領にてマトリックス中に含まれる金属
間化合物の種類及びその量を測定した。その結果表４に
示されている如く、複合材料No.２１のマトリックス中
には金属間化合物は存在しておらず、複合材料No.２２
〜２５のマトリックス中にはそれぞれＦｅＡ１３、Ｃｏ
２Ａ１９、ＭｎＡ１６、ＴｉＡ１３がそれぞれ約３０％
微細に分散された状態にて存在していた。
の場合と同一の要領にてマトリックス中に含まれる金属
間化合物の種類及びその量を測定した。その結果表４に
示されている如く、複合材料No.２１のマトリックス中
には金属間化合物は存在しておらず、複合材料No.２２
〜２５のマトリックス中にはそれぞれＦｅＡ１３、Ｃｏ
２Ａ１９、ＭｎＡ１６、ＴｉＡ１３がそれぞれ約３０％
微細に分散された状態にて存在していた。
また上述の如く製造された各複合材料について、実施例
１の場合と同一の要領及び条件にて２５０℃に於ける凝
着試験及び引張り試験を行い、また常温に於ける摩耗試
験を行った。これらの試験の結果をそれぞれ第１１図乃
至第１３図に示す。
１の場合と同一の要領及び条件にて２５０℃に於ける凝
着試験及び引張り試験を行い、また常温に於ける摩耗試
験を行った。これらの試験の結果をそれぞれ第１１図乃
至第１３図に示す。
第１１図及び第１３図より、金属間化合物がＦｅＡ１３
等である場合にも、マトリックス中に金属間化合物が微
細に分散された複合材料の耐凝着性及び摩擦摩耗特性
は、マトリックス中に金属間化合物を含まない従来の複
合材料よりも遥かに優れていることが解る。また第１２
図より、マトリックス中に金属間化合物が微細に分散さ
れた複合材料は、マトリックス中に金属間化合物を含ま
ない従来の複合材料と同等又はそれ以上の強度を有する
ことが解る。
等である場合にも、マトリックス中に金属間化合物が微
細に分散された複合材料の耐凝着性及び摩擦摩耗特性
は、マトリックス中に金属間化合物を含まない従来の複
合材料よりも遥かに優れていることが解る。また第１２
図より、マトリックス中に金属間化合物が微細に分散さ
れた複合材料は、マトリックス中に金属間化合物を含ま
ない従来の複合材料と同等又はそれ以上の強度を有する
ことが解る。
また下記の表８に示されている如く、金属間化合物を形
成するための材料としてＣｒ粉末、Ｍｏ粉末、Ｖ粉末、
Ｗ粉末、Ｔａ粉末、Ｎｂ粉末、Ｚｒ粉末、Ｃｕ粉末を使
用し、これによりマトリックス中に体積率約３０％の金
属間化合物が微細に分散された複合材料を製造し、それ
らの複合材料について実施例１の場合と同一の要領及び
条件にて２５０℃に於ける凝着試験を行ったところ、表
８に示されている如く、金属間化合物がＣｒＡ１７等で
ある場合にも従来の複合材料に比して優れた耐凝着性が
得られることが認められた。
成するための材料としてＣｒ粉末、Ｍｏ粉末、Ｖ粉末、
Ｗ粉末、Ｔａ粉末、Ｎｂ粉末、Ｚｒ粉末、Ｃｕ粉末を使
用し、これによりマトリックス中に体積率約３０％の金
属間化合物が微細に分散された複合材料を製造し、それ
らの複合材料について実施例１の場合と同一の要領及び
条件にて２５０℃に於ける凝着試験を行ったところ、表
８に示されている如く、金属間化合物がＣｒＡ１７等で
ある場合にも従来の複合材料に比して優れた耐凝着性が
得られることが認められた。
これらの試験の結果より、マトリックス中に形成される
べき金属間化合物は、上述の如き高融点金属元素とＡ１
との金属間化合物又はそれらの組合せであればよいこと
が解る。これらの金属間化合物は何れも２５０℃に於け
るビッカース硬さが２００を越えており、非常に耐熱性
に優れたものである。
べき金属間化合物は、上述の如き高融点金属元素とＡ１
との金属間化合物又はそれらの組合せであればよいこと
が解る。これらの金属間化合物は何れも２５０℃に於け
るビッカース硬さが２００を越えており、非常に耐熱性
に優れたものである。
実施例５ 下記の表５に示されている如く、アルミナ短繊維の代わ
りに体積率３０％のＡ１２Ｏ３粒子（９９％α−Ａ１２
Ｏ３、平均粒径１μｍ）を含み、Ｎｉ粉末の代わりにそ
れぞれ体積率３％のＦｅ−Ｍｎ合金粉末（５０％Ｆｅ、
５０％Ｍｎ、平均粒径１０μｍ）、体積率１．６％のＮ
ｉ−Ｆｅ合金粉末（５０％Ｎｉ、５０％Ｆｅ、平均粒径
１０μｍ）、体積率７．８％のＮｉ−Ｃｕ合金粉末（５
０％Ｎｉ、５０％Ｃｕ、平均粒径１０μｍ）、体積率
９．３％のＣｕ−Ｚｎ粉末（７０％Ｃｕ、３０％Ｚｎ、
平均粒径１０μｍ）を含む成形体を形成し、また体積率
３０％のＡ１２Ｏ３粒子のみよりなる成形体を形成し、
合金の溶湯として湯温７２０℃のアルミニウム合金（Ｊ
ＩＳ規格ＡＤＣ７、５％Ｓｉ、残部実質的にＡ１）を使
用した点を除き、実施例１の場合と同一の要領及び条件
にてマトリックス中に微細に分散された金属間化合物を
含む複合材料No.２７〜３０及び金属間化合物を含まな
い複合材料No.２６を製造した。
りに体積率３０％のＡ１２Ｏ３粒子（９９％α−Ａ１２
Ｏ３、平均粒径１μｍ）を含み、Ｎｉ粉末の代わりにそ
れぞれ体積率３％のＦｅ−Ｍｎ合金粉末（５０％Ｆｅ、
５０％Ｍｎ、平均粒径１０μｍ）、体積率１．６％のＮ
ｉ−Ｆｅ合金粉末（５０％Ｎｉ、５０％Ｆｅ、平均粒径
１０μｍ）、体積率７．８％のＮｉ−Ｃｕ合金粉末（５
０％Ｎｉ、５０％Ｃｕ、平均粒径１０μｍ）、体積率
９．３％のＣｕ−Ｚｎ粉末（７０％Ｃｕ、３０％Ｚｎ、
平均粒径１０μｍ）を含む成形体を形成し、また体積率
３０％のＡ１２Ｏ３粒子のみよりなる成形体を形成し、
合金の溶湯として湯温７２０℃のアルミニウム合金（Ｊ
ＩＳ規格ＡＤＣ７、５％Ｓｉ、残部実質的にＡ１）を使
用した点を除き、実施例１の場合と同一の要領及び条件
にてマトリックス中に微細に分散された金属間化合物を
含む複合材料No.２７〜３０及び金属間化合物を含まな
い複合材料No.２６を製造した。
次いでかくして製造された各複合材料について実施例１
の場合と同一の要領にてマトリックス中に含まれる金属
間化合物の種類及びその量を測定した。その結果表５に
示されている如く、合金粉末が使用されずに製造された
複合材料No.２６のマトリックス中には金属間化合物は
存在しておらず、合金粉末を３％使用して製造された複
合材料No.２７〜３０のマトリックス中にはそれぞれ対
応する金属間化合物が体積率で約３０％前後微細に分散
された状態にて存在していた。
の場合と同一の要領にてマトリックス中に含まれる金属
間化合物の種類及びその量を測定した。その結果表５に
示されている如く、合金粉末が使用されずに製造された
複合材料No.２６のマトリックス中には金属間化合物は
存在しておらず、合金粉末を３％使用して製造された複
合材料No.２７〜３０のマトリックス中にはそれぞれ対
応する金属間化合物が体積率で約３０％前後微細に分散
された状態にて存在していた。
また上述の如く製造された各複合材料について、実施例
１の場合と同一の要領及び条件にて２５０℃に於ける凝
着試験及び引張り試験を行った。これらの試験の結果を
それぞれ第１４図及び第１５図に示す。
１の場合と同一の要領及び条件にて２５０℃に於ける凝
着試験及び引張り試験を行った。これらの試験の結果を
それぞれ第１４図及び第１５図に示す。
第１４図より、金属間化合物を形成させるための金属が
合金であり、従って金属間化合物が複合的な金属間化合
物である場合にも、マトリックス中に金属間化合物が微
細に分散された複合材料の耐凝着性は、マトリックス中
に金属間化合物を含まない従来の複合材料よりも遥かに
優れていることが解る。また第１５図より、マトリック
ス中に複合的な金属間化合物が微細に分散された複合材
料も、マトリックス中に金属間化合物を含まない従来の
複合材料と同等又はそれ以上の強度を有することが解
る。
合金であり、従って金属間化合物が複合的な金属間化合
物である場合にも、マトリックス中に金属間化合物が微
細に分散された複合材料の耐凝着性は、マトリックス中
に金属間化合物を含まない従来の複合材料よりも遥かに
優れていることが解る。また第１５図より、マトリック
ス中に複合的な金属間化合物が微細に分散された複合材
料も、マトリックス中に金属間化合物を含まない従来の
複合材料と同等又はそれ以上の強度を有することが解
る。
またこれらの試験の結果より、複合材料のマトリックス
中に分散される金属間化合物は、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍ
ｎ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｂｅ、Ｃｕの如き高融点金属の２種類の元素とＡ１
との複合的な金属間化合物であってもよいことが解る。
中に分散される金属間化合物は、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍ
ｎ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｂｅ、Ｃｕの如き高融点金属の２種類の元素とＡ１
との複合的な金属間化合物であってもよいことが解る。
実施例６ 下記の表６に示されている如く、アルミナ短繊維の代り
に体積率５％のガラス繊維（２５％Ａ１２Ｏ３、１０％
ＭｇＯ、残部実質的にＳｉＯ２、平均繊維径１０μｍ、
平均繊維長５mm）を含み、Ｎｉ粉末の代りにそれぞれ平
均粒径が２００μｍ、１５０μｍ、１００μｍ、９０μ
ｍ、６０μｍ、３０μｍ、５μｍの体積率５％のＦｅ粉
末（純度９９％）を含む成形体及び体積率５％のガラス
繊維のみよりなる成形体を形成し、合金の溶湯として湯
温７４０℃のアルミニウム合金（ＪＩＳ規格ＡＣ４Ｃ、
７％Ｓｉ、０．３％Ｍｇ、残部実質的にＡ１）の溶湯を
使用した点を除き、実施例１の場合と同一の要領及び条
件にてマトリックス中に微細に分散された金属間化合物
を含む複合材料No.３２〜３８及び金属間化合物を含ま
ない複合材料No.３１を製造した。
に体積率５％のガラス繊維（２５％Ａ１２Ｏ３、１０％
ＭｇＯ、残部実質的にＳｉＯ２、平均繊維径１０μｍ、
平均繊維長５mm）を含み、Ｎｉ粉末の代りにそれぞれ平
均粒径が２００μｍ、１５０μｍ、１００μｍ、９０μ
ｍ、６０μｍ、３０μｍ、５μｍの体積率５％のＦｅ粉
末（純度９９％）を含む成形体及び体積率５％のガラス
繊維のみよりなる成形体を形成し、合金の溶湯として湯
温７４０℃のアルミニウム合金（ＪＩＳ規格ＡＣ４Ｃ、
７％Ｓｉ、０．３％Ｍｇ、残部実質的にＡ１）の溶湯を
使用した点を除き、実施例１の場合と同一の要領及び条
件にてマトリックス中に微細に分散された金属間化合物
を含む複合材料No.３２〜３８及び金属間化合物を含ま
ない複合材料No.３１を製造した。
次いでかくして製造された各複合材料について実施例１
の場合と同一の要領にてマトリックス中に含まれる金属
間化合物の種類、その量、及び大きさを測定した。その
結果表６に示されている如く、Ｆｅ粉末が使用されずに
製造された複合材料No.３１のマトリックス中には金属
間化合物は存在しておらず、平均粒径３０μｍ以下のＦ
ｅ粉末を使用して製造された複合材料No.３７及び３８
のマトリックス中にはＦｅＡ１３が微細に分散された状
態にて存在しており、平均粒径６０μｍ以上のＦｅ粉末
を使用して製造された複合材料No.３２〜３６のマトリ
ックス中にはＦｅＡ１３が微細に分散されていたが、そ
の中心部には純Ｆｅが残存していることが認められた。
そこでかかる純Ｆｅが残存する複合材料については、そ
れらを５００℃に５０時間保持する熱処理を施し、これ
により残存するＦｅを完全にＦｅＡ１３に変換させた。
尚複合材料No.３２〜３８のマトリックス中に存在するF
eA13の体積率は約２８％であり、それぞれの平均直径は
２５０μｍ、２００μｍ、１３０μｍ、１２０μｍ、８
０μｍ、４０μｍ、７μｍであった。
の場合と同一の要領にてマトリックス中に含まれる金属
間化合物の種類、その量、及び大きさを測定した。その
結果表６に示されている如く、Ｆｅ粉末が使用されずに
製造された複合材料No.３１のマトリックス中には金属
間化合物は存在しておらず、平均粒径３０μｍ以下のＦ
ｅ粉末を使用して製造された複合材料No.３７及び３８
のマトリックス中にはＦｅＡ１３が微細に分散された状
態にて存在しており、平均粒径６０μｍ以上のＦｅ粉末
を使用して製造された複合材料No.３２〜３６のマトリ
ックス中にはＦｅＡ１３が微細に分散されていたが、そ
の中心部には純Ｆｅが残存していることが認められた。
そこでかかる純Ｆｅが残存する複合材料については、そ
れらを５００℃に５０時間保持する熱処理を施し、これ
により残存するＦｅを完全にＦｅＡ１３に変換させた。
尚複合材料No.３２〜３８のマトリックス中に存在するF
eA13の体積率は約２８％であり、それぞれの平均直径は
２５０μｍ、２００μｍ、１３０μｍ、１２０μｍ、８
０μｍ、４０μｍ、７μｍであった。
また上述の如く製造された各複合材料に対し熱処理Ｔ７
を施し、実施例１の場合と同一の要領及び条件にて２５
０℃に於ける凝着試験を行った。これらの凝着試験の結
果を第１６図に示す。
を施し、実施例１の場合と同一の要領及び条件にて２５
０℃に於ける凝着試験を行った。これらの凝着試験の結
果を第１６図に示す。
第１６図より、金属間化合物の最短距離の平均値が小さ
いほど複合材料の耐凝着性が向上し、特に金属間化合物
の最短距離の平均値が１００μｍ以下の場合に、特に８
０μｍ以下の場合に、更には５０μｍ以下の場合に凝着
発生面積が大幅に低減されることが解る。
いほど複合材料の耐凝着性が向上し、特に金属間化合物
の最短距離の平均値が１００μｍ以下の場合に、特に８
０μｍ以下の場合に、更には５０μｍ以下の場合に凝着
発生面積が大幅に低減されることが解る。
また凝着試験後に各試験片の凝着状況を詳細に調査した
ところ、凝着は金属間化合物周辺のＡ１部分に於て発生
し、これが試験片の当り面全面に拡がっていくことが認
められた。また形成された金属間化合物の体積率が同一
であっても、その分散状態にむらがある程凝着が発生し
易いことが認められた。
ところ、凝着は金属間化合物周辺のＡ１部分に於て発生
し、これが試験片の当り面全面に拡がっていくことが認
められた。また形成された金属間化合物の体積率が同一
であっても、その分散状態にむらがある程凝着が発生し
易いことが認められた。
第１７図及び第１８図はそれぞれ金属間化合物ＦｅＡ１
３の平均直径が２５０μｍ、４０μｍであり金属間化合
物間の最短距離の平均値がそれぞれ１５０μｍ、２５μ
ｍである複合材料No.３２及びNo.３６の断面の組織を示
す模式図である。尚これらの図に於て、２２は金属間化
合物ＦｅＡ１３を示しており、２４はガラス繊維を示し
ており、２６はマトリックスを示している。これらの図
の比較より解る如く、金属間化合物間の最短距離は金属
間化合物の直径が小さい程小さく、また金属間化合物の
直径が小さい程組織が均一になることが解る。
３の平均直径が２５０μｍ、４０μｍであり金属間化合
物間の最短距離の平均値がそれぞれ１５０μｍ、２５μ
ｍである複合材料No.３２及びNo.３６の断面の組織を示
す模式図である。尚これらの図に於て、２２は金属間化
合物ＦｅＡ１３を示しており、２４はガラス繊維を示し
ており、２６はマトリックスを示している。これらの図
の比較より解る如く、金属間化合物間の最短距離は金属
間化合物の直径が小さい程小さく、また金属間化合物の
直径が小さい程組織が均一になることが解る。
尚この実施例に於ては、金属間化合物の体積率を一定に
し、またその大きさ（即ち金属間化合物間の距離）を一
定とするために、Ｆｅ粉末の平均粒径が比較的大きい場
合については５００℃に５０時間保持する熱処理を施す
こことにより、純ＦｅをＦｅＡ１３に変換させたが、金
属間化合物自身は一種類である必要はない。例えば最外
層の金属間化合物がマトリックスよりも耐熱性の高い金
属間化合物である限り、マトリックス中に分散される金
属間化合物は例えば第１９図に示されている如く何種類
かの金属間化合物よりなる多層構造のものであってもよ
く、また第２０図に示されている如く、何種類かの金属
化合物の層及び中心の純金属よりなる多層構造のもので
あってもよい。
し、またその大きさ（即ち金属間化合物間の距離）を一
定とするために、Ｆｅ粉末の平均粒径が比較的大きい場
合については５００℃に５０時間保持する熱処理を施す
こことにより、純ＦｅをＦｅＡ１３に変換させたが、金
属間化合物自身は一種類である必要はない。例えば最外
層の金属間化合物がマトリックスよりも耐熱性の高い金
属間化合物である限り、マトリックス中に分散される金
属間化合物は例えば第１９図に示されている如く何種類
かの金属間化合物よりなる多層構造のものであってもよ
く、また第２０図に示されている如く、何種類かの金属
化合物の層及び中心の純金属よりなる多層構造のもので
あってもよい。
実施例７ 繊維長１０〜２００μｍ、繊維径０．０５〜１μｍ、硬
さＨｖ３３００の炭化ケイ素ウイスカ（９８％β−Ｓｉ
Ｃ）と平均粒径３μｍのＮｉ粉末（純度９９％）とを体
積率で２：１の割当にて混合し、圧縮成形を行うことに
より、直径１００mm、高さ２０mmの円柱状をなし、ホイ
スカ及びＮｉ粉末の体積率がそれぞれ１０％及び５％で
あり、これらが実質的に均一に混合された成形体を形成
した。
さＨｖ３３００の炭化ケイ素ウイスカ（９８％β−Ｓｉ
Ｃ）と平均粒径３μｍのＮｉ粉末（純度９９％）とを体
積率で２：１の割当にて混合し、圧縮成形を行うことに
より、直径１００mm、高さ２０mmの円柱状をなし、ホイ
スカ及びＮｉ粉末の体積率がそれぞれ１０％及び５％で
あり、これらが実質的に均一に混合された成形体を形成
した。
次いでこの成形体を窒素ガス中にて３００℃に予熱し、
合金の溶湯として湯温７６０℃のアルミニウム合金（Ｊ
ＩＳ規格ＡＣ８Ａ）の溶湯を使用した点を除き、実施例
１の場合と同一の要領及び条件にて複合材料No.４０を
製造し、またＮｉ粉末が含まれていない成形体を使用し
て同様に複合材料No.３９を製造した。
合金の溶湯として湯温７６０℃のアルミニウム合金（Ｊ
ＩＳ規格ＡＣ８Ａ）の溶湯を使用した点を除き、実施例
１の場合と同一の要領及び条件にて複合材料No.４０を
製造し、またＮｉ粉末が含まれていない成形体を使用し
て同様に複合材料No.３９を製造した。
また表７に示されている如く、Ｎｉ粉末の代りに平均粒
径２０μｍのＭｇ粉末、平均粒径１０μｍのＣｕ粉末、
平均粒径５μｍＣｒ粉末、平均粒径３μｍＦｅ粉末、平
均粒径１０μｍＴｉ粉末を使用することにより、同様の
要領及び条件にて複合材料No.４１〜４５を製造した。
径２０μｍのＭｇ粉末、平均粒径１０μｍのＣｕ粉末、
平均粒径５μｍＣｒ粉末、平均粒径３μｍＦｅ粉末、平
均粒径１０μｍＴｉ粉末を使用することにより、同様の
要領及び条件にて複合材料No.４１〜４５を製造した。
次いでかくして製造された各複合材料について実施例１
の場合と同一の要領にてマトリックス中に含まれる金属
間化合物の種類、その量及び硬さを測定した。その結果
表７に示されている如く、複合材料No.３９のマトリッ
クス中には金属間化合物は存在しておらず、複合材料N
o.４０〜４５のマトリックス中にはそれぞれＡ１３Ｎｉ
（及び極く少量のＡ１３Ｎｉ２、Ａ１Ｎｉ）、Ｍｇ２Ａ
１３、ＣｕＡ１２、ＣｒＡ１７、ＦｅＡ１３、ＴｉＡ１
３（それぞれの硬さＨｖ９５０、１９０、３３０、３７
０、５５０、７４０）がそれぞれ約３０％（複合材料中
の金属間化合物の体積率）存在していた。
の場合と同一の要領にてマトリックス中に含まれる金属
間化合物の種類、その量及び硬さを測定した。その結果
表７に示されている如く、複合材料No.３９のマトリッ
クス中には金属間化合物は存在しておらず、複合材料N
o.４０〜４５のマトリックス中にはそれぞれＡ１３Ｎｉ
（及び極く少量のＡ１３Ｎｉ２、Ａ１Ｎｉ）、Ｍｇ２Ａ
１３、ＣｕＡ１２、ＣｒＡ１７、ＦｅＡ１３、ＴｉＡ１
３（それぞれの硬さＨｖ９５０、１９０、３３０、３７
０、５５０、７４０）がそれぞれ約３０％（複合材料中
の金属間化合物の体積率）存在していた。
また上述の如く製造された各複合材料について実施例１
の場合と同一の要領及び条件にて常温に於ける摩耗試験
を行った。これらの摩耗試験の結果を第２１図に示す。
尚第２１図に於て、横軸は金属間化合物の硬さ（ビッカ
ース硬さ）を表わしている。
の場合と同一の要領及び条件にて常温に於ける摩耗試験
を行った。これらの摩耗試験の結果を第２１図に示す。
尚第２１図に於て、横軸は金属間化合物の硬さ（ビッカ
ース硬さ）を表わしている。
第２１図より、金属間化合物の硬さが３００以上の場合
に相手材の摩耗量が大幅に減少し、また複合材料自体の
耐摩耗性も金属間化合物の硬さが３００未満の場合より
も向上することが解る。
に相手材の摩耗量が大幅に減少し、また複合材料自体の
耐摩耗性も金属間化合物の硬さが３００未満の場合より
も向上することが解る。
またこの試験の結果より、マトリックス中に分散される
金属間化合物は複合材料の耐摩耗性及び相手材に対する
摩擦摩耗特性を向上させるためには、硬さＨｖが３００
以上の金属間化合物、例えばＮｉ２Ａ１３、ＦｅＡ
１６、ＭｎＡ１６、ＺｒＡ１３、Ｃｏ２Ａ１９、ＭｏＡ
１３、（ＣｕＮｉ）２Ａ１３、（ＦｅＳｉ）Ａ１５、
（ＣｕＦｅＭｎ）Ａ１６等であることが好ましいものと
考えられる。
金属間化合物は複合材料の耐摩耗性及び相手材に対する
摩擦摩耗特性を向上させるためには、硬さＨｖが３００
以上の金属間化合物、例えばＮｉ２Ａ１３、ＦｅＡ
１６、ＭｎＡ１６、ＺｒＡ１３、Ｃｏ２Ａ１９、ＭｏＡ
１３、（ＣｕＮｉ）２Ａ１３、（ＦｅＳｉ）Ａ１５、
（ＣｕＦｅＭｎ）Ａ１６等であることが好ましいものと
考えられる。
実施例８ 実施例７の複合材料４０に於て、成形体中に含まれる繊
維として炭化ケイ素ウイスカの代りに表１０に示されて
いる如き種々のセラミック繊維を使用した点を除き、複
合材料４０の場合と同一の要領及び条件にて複合材料N
o.４７〜５４を製造した。
維として炭化ケイ素ウイスカの代りに表１０に示されて
いる如き種々のセラミック繊維を使用した点を除き、複
合材料４０の場合と同一の要領及び条件にて複合材料N
o.４７〜５４を製造した。
また比較の目的で、Ｎｉ粉末を含まない成形体が使用さ
れた点を除き複合材料No.４６〜５４と同一の要領及び
条件にて複合材料No.４７′〜５４′を製造した。
れた点を除き複合材料No.４６〜５４と同一の要領及び
条件にて複合材料No.４７′〜５４′を製造した。
次いでこれらの複合材料について実施例１の場合と同一
の要領及び条件にて常温に於ける摩耗試験を行った。こ
れらの摩耗試験の結果を第２２図に示す。尚第２２図に
於て、横軸は強化繊維のビッカース硬さＨｖを示してい
る。
の要領及び条件にて常温に於ける摩耗試験を行った。こ
れらの摩耗試験の結果を第２２図に示す。尚第２２図に
於て、横軸は強化繊維のビッカース硬さＨｖを示してい
る。
第２２図より、強化繊維の硬さに拘らず、複合材料自身
の摩耗量はマトリックス中に金属間化合物が微細に分散
されている場合の方が少ないことが解る。また強化繊維
が硬さＨｖ５００以上の如く従来より金属材料の耐摩耗
性を向上させるために使用されているセラミック繊維で
ある場合には、マトリックス中に金属間化合物が微細に
分散された複合材料はマトリックス中に金属間化合物が
分散されていない複合材料に比して相手材に対する攻撃
性が大幅に小さく、強化繊維の硬さに拘らず相手材に対
する摩擦摩耗特性に優れていることが解る。
の摩耗量はマトリックス中に金属間化合物が微細に分散
されている場合の方が少ないことが解る。また強化繊維
が硬さＨｖ５００以上の如く従来より金属材料の耐摩耗
性を向上させるために使用されているセラミック繊維で
ある場合には、マトリックス中に金属間化合物が微細に
分散された複合材料はマトリックス中に金属間化合物が
分散されていない複合材料に比して相手材に対する攻撃
性が大幅に小さく、強化繊維の硬さに拘らず相手材に対
する摩擦摩耗特性に優れていることが解る。
実施例９ 成形体中に含まれるＮｉ粉末の量を種々の値に設定して
１０種類の成形体を形成し、それらの成形体を用いた点
を除き、実施例７の場合と同一の要領及び条件にて複合
材料No.５５〜６４を製造し、各複合材料について実施
例１の場合と同一の要領及び条件にて常温に於ける摩耗
試験を行った。尚複合材料No.５５〜６４中の金属間化
合物の体積率はそれぞれ３％、５％、１０％、２０％、
３０％、４０％、５０％、６０％、７０％、８０％であ
った。これらの摩耗試験の結果を複合材料No.３９の摩
耗試験の結果と共に第２３図に示す。尚第２３図に於
て、横軸は複合材料中のＡ１−Ｎｉ金属間化合物の体積
率を示している。
１０種類の成形体を形成し、それらの成形体を用いた点
を除き、実施例７の場合と同一の要領及び条件にて複合
材料No.５５〜６４を製造し、各複合材料について実施
例１の場合と同一の要領及び条件にて常温に於ける摩耗
試験を行った。尚複合材料No.５５〜６４中の金属間化
合物の体積率はそれぞれ３％、５％、１０％、２０％、
３０％、４０％、５０％、６０％、７０％、８０％であ
った。これらの摩耗試験の結果を複合材料No.３９の摩
耗試験の結果と共に第２３図に示す。尚第２３図に於
て、横軸は複合材料中のＡ１−Ｎｉ金属間化合物の体積
率を示している。
第２３図より、複合材料中の金属間化合物の体積率が３
〜８０％である場合には従来の複合材料（No.３９）よ
りも摩擦摩耗特性が向上し、特に複合材料中の金属間化
合物の体積率は１０〜６０％程度であることが好ましい
ことが解る。
〜８０％である場合には従来の複合材料（No.３９）よ
りも摩擦摩耗特性が向上し、特に複合材料中の金属間化
合物の体積率は１０〜６０％程度であることが好ましい
ことが解る。
尚金属間化合物が実施例７に示されたビッカース硬さＨ
ｖ３００以上の種々の化合物である場合にも、第２３図
に示された結果と同様の傾向を示す結果が得られた。
ｖ３００以上の種々の化合物である場合にも、第２３図
に示された結果と同様の傾向を示す結果が得られた。
比較例 実施例１に於て使用されたアルミナ短繊維と同一のアル
ミナ短繊維を体積率で３０％含みＮｉ粉末を含まない成
形体、Ｎｉよりなる三次元網状構造体（空隙率９０％、
セルサイズ０．３mm）、実施例１に於て使用されたアル
ミナ短繊維と同一のアルミナ短繊維を体積率で１０％含
み、Ｎｉ粉末の代りにＮｉＯ粉末（平均粒径２μｍ、純
度９９％）を体積率で８％含む成形体を使用した点を除
き、実施例１の場合と同一の要領及び条件にてそれぞれ
複合材料Ａ、Ｂ、Ｃを製造した。次いでかくして製造さ
れた各複合材料について実施例１の場合と同一の要領に
てマトリックス中に含まれる金属間化合物の種類等を判
定した。その結果複合材料Ａのマトリックス中には金属
間化合物は存在しておらず、複合材料Ｂに於ては網状構
造体の周囲の部分にのみＡ１３Ｎｉ（及び極く少量のＡ
１３Ｎｉ２、Ａ１Ｎｉ）が存在しており、複合材料Ｃの
マトリックス中にはＡ１３Ｎｉ及びＡ１２Ｏ３が微細に
分散された状態にて存在していた。この場合複合材料Ｃ
の製造過程に於ては、ＮｉＯがマトリックス中のＡ１に
よって還元されることにより金属間化合物Ａ１３Ｎｉ及
びＡ１２Ｏ３を生成したものと推測される。複合材料Ｃ
のマトリックス中に含まれるＡ１３Ｎｉ及びＡ１２Ｏ３
の体積率はマトリックス中に対し３０％、７．４％であ
った。
ミナ短繊維を体積率で３０％含みＮｉ粉末を含まない成
形体、Ｎｉよりなる三次元網状構造体（空隙率９０％、
セルサイズ０．３mm）、実施例１に於て使用されたアル
ミナ短繊維と同一のアルミナ短繊維を体積率で１０％含
み、Ｎｉ粉末の代りにＮｉＯ粉末（平均粒径２μｍ、純
度９９％）を体積率で８％含む成形体を使用した点を除
き、実施例１の場合と同一の要領及び条件にてそれぞれ
複合材料Ａ、Ｂ、Ｃを製造した。次いでかくして製造さ
れた各複合材料について実施例１の場合と同一の要領に
てマトリックス中に含まれる金属間化合物の種類等を判
定した。その結果複合材料Ａのマトリックス中には金属
間化合物は存在しておらず、複合材料Ｂに於ては網状構
造体の周囲の部分にのみＡ１３Ｎｉ（及び極く少量のＡ
１３Ｎｉ２、Ａ１Ｎｉ）が存在しており、複合材料Ｃの
マトリックス中にはＡ１３Ｎｉ及びＡ１２Ｏ３が微細に
分散された状態にて存在していた。この場合複合材料Ｃ
の製造過程に於ては、ＮｉＯがマトリックス中のＡ１に
よって還元されることにより金属間化合物Ａ１３Ｎｉ及
びＡ１２Ｏ３を生成したものと推測される。複合材料Ｃ
のマトリックス中に含まれるＡ１３Ｎｉ及びＡ１２Ｏ３
の体積率はマトリックス中に対し３０％、７．４％であ
った。
また上述の如く製造された各複合材料について実施例１
の場合と同一の要領及び条件にて２５０℃に於ける凝着
試験及び常温に於ける摩耗試験を行った。これらの試験
の結果を複合材料No.４の結果と共にそれぞれ第２４図
及び第２５図に示す。
の場合と同一の要領及び条件にて２５０℃に於ける凝着
試験及び常温に於ける摩耗試験を行った。これらの試験
の結果を複合材料No.４の結果と共にそれぞれ第２４図
及び第２５図に示す。
第２４図より本発明の複合材料No.４は複合材料Ａ及び
Ｂよりも遥かに耐凝着性に優れており、複合材料Ｃと同
等の耐凝着性を有していることが解る。また第２５図よ
り、本発明の複合材料No.４は複合材料Ｃよりも遥かに
摩擦摩耗特性に優れており、また複合材料Ａ及びＢより
も摩擦摩耗特性に優れていることが解る。
Ｂよりも遥かに耐凝着性に優れており、複合材料Ｃと同
等の耐凝着性を有していることが解る。また第２５図よ
り、本発明の複合材料No.４は複合材料Ｃよりも遥かに
摩擦摩耗特性に優れており、また複合材料Ａ及びＢより
も摩擦摩耗特性に優れていることが解る。
以上に於ては本発明を種々の実施例について詳細に説明
したが、本発明はこれら実施例に限定されるものではな
く、本発明の範囲内にて他の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。
したが、本発明はこれら実施例に限定されるものではな
く、本発明の範囲内にて他の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図は本発明による複合材料の製造方法の一つの実施
例に於ける高圧鋳造工程を示す断面図、第２図及び第３
図は金属間化合物ＮｉＡ１３が微細に分散された本発明
に従って製造された複合材料の一つの具体例の断面の金
属組織をそれぞれ１００倍及び４００倍にて示す顕微鏡
真、第４図乃至第６図はそれぞれ実施例１の各複合材料
について行われた２５０℃に於ける凝着試験、２５０℃
に於ける引張り試験、常温に於ける摩耗試験の結果を示
すグラフ、第７図及び第８図はそれぞれ実施例２の複合
材料について行われた２５０℃に於ける凝着試験及び引
張り試験の結果を示すグラフ、第９図及び第１０図はそ
れぞれ実施例３の複合材料について行われた２５０℃に
於ける凝着試験及び引張り試験の結果を示すグラフ、第
１１図乃至第１３図はそれぞれ実施例４の複合材料につ
いて行われた２５０℃に於ける凝着試験、２５０℃に於
ける引張り試験、常温に於ける摩耗試験の結果を示すグ
ラフ、第１４図及び第１５図は実施例５の複合材料につ
いて行われた２５０℃に於ける凝着試験及び引張り試験
の結果を示すグラフ、第１６図は実施例６の複合材料に
ついて行われた２５０℃に於ける凝着試験の結果を金属
間化合物間の最短距離の平均値を横軸にとって示すグラ
フ、第１７図及び第１８図はそれぞれ金属間化合物Ｆｅ
Ａ１３の平均粒径が２５０μ、４０μであり、金属間化
合物間の最短距離の平均値がそれぞれ１５０μｍ、２５
μｍである複合材料の断面の組織を示す模式図、第１９
図及び第２０図はそれぞれ多層構造の金属間化合物を示
す解図、第２１図は実施例７の複合材料について行われ
た摩耗試験の結果を金属間化合物の硬さを横軸にとって
示すグラフ、第２２図は実施例８の複合材料について行
われた摩耗試験の結果を強化繊維の硬さを横軸にとって
示すグラフ、第２３図は実施例９の複合材料について行
われた摩耗試験の結果を複合材料中のＡ１−Ｎｉ金属間
化合物の体積率を横軸にとって示すグラフ、第２４図及
び第２５図はそれぞれ比較例の複合材料について行われ
た２５０℃に於ける凝着試験及び常温に於ける摩耗試験
の結果を本発明の複合材料の一つの実施例の結果と共に
示すグラフである。１０…成形体，１２…鋳造装置，１
４…鋳型，１６…モールドキャビティ，１８…マトリッ
クスの溶湯，２０…プランジャ，２２…金属間化合物Ｆ
ｅＡ１３，２４…ガラス繊維，２６…マトリックス
例に於ける高圧鋳造工程を示す断面図、第２図及び第３
図は金属間化合物ＮｉＡ１３が微細に分散された本発明
に従って製造された複合材料の一つの具体例の断面の金
属組織をそれぞれ１００倍及び４００倍にて示す顕微鏡
真、第４図乃至第６図はそれぞれ実施例１の各複合材料
について行われた２５０℃に於ける凝着試験、２５０℃
に於ける引張り試験、常温に於ける摩耗試験の結果を示
すグラフ、第７図及び第８図はそれぞれ実施例２の複合
材料について行われた２５０℃に於ける凝着試験及び引
張り試験の結果を示すグラフ、第９図及び第１０図はそ
れぞれ実施例３の複合材料について行われた２５０℃に
於ける凝着試験及び引張り試験の結果を示すグラフ、第
１１図乃至第１３図はそれぞれ実施例４の複合材料につ
いて行われた２５０℃に於ける凝着試験、２５０℃に於
ける引張り試験、常温に於ける摩耗試験の結果を示すグ
ラフ、第１４図及び第１５図は実施例５の複合材料につ
いて行われた２５０℃に於ける凝着試験及び引張り試験
の結果を示すグラフ、第１６図は実施例６の複合材料に
ついて行われた２５０℃に於ける凝着試験の結果を金属
間化合物間の最短距離の平均値を横軸にとって示すグラ
フ、第１７図及び第１８図はそれぞれ金属間化合物Ｆｅ
Ａ１３の平均粒径が２５０μ、４０μであり、金属間化
合物間の最短距離の平均値がそれぞれ１５０μｍ、２５
μｍである複合材料の断面の組織を示す模式図、第１９
図及び第２０図はそれぞれ多層構造の金属間化合物を示
す解図、第２１図は実施例７の複合材料について行われ
た摩耗試験の結果を金属間化合物の硬さを横軸にとって
示すグラフ、第２２図は実施例８の複合材料について行
われた摩耗試験の結果を強化繊維の硬さを横軸にとって
示すグラフ、第２３図は実施例９の複合材料について行
われた摩耗試験の結果を複合材料中のＡ１−Ｎｉ金属間
化合物の体積率を横軸にとって示すグラフ、第２４図及
び第２５図はそれぞれ比較例の複合材料について行われ
た２５０℃に於ける凝着試験及び常温に於ける摩耗試験
の結果を本発明の複合材料の一つの実施例の結果と共に
示すグラフである。１０…成形体，１２…鋳造装置，１
４…鋳型，１６…モールドキャビティ，１８…マトリッ
クスの溶湯，２０…プランジャ，２２…金属間化合物Ｆ
ｅＡ１３，２４…ガラス繊維，２６…マトリックス
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 不破 良雄 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内 (72)発明者 道岡 博文 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内 (56)参考文献 特開 昭61−163250（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−163249（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−104037（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−205041（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−152229（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−312901（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−230737（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- 【請求項１】アルミニウム合金をマトリックスとしセラ
ミック短繊維、セラミックウイスカ若しくはセラミック
粒子を強化材とするアルミニウム合金系複合材料の製造
方法にして、前記強化材とＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃ
ｕ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒより
なる群より選択された少なくとも一種の金属元素の微細
片との実質的に均一な混合物よりなる多孔質の成形体を
形成し、前記成形体中にアルミニウム合金の溶湯を浸透
させ、しかる後前記溶湯を凝固させ、これにより前記強
化材の間の前記マトリックス中にＡ１と少なくとも一種
の前記金属元素との金属間化合物を実質的に均一に且微
細に分散させ、前記マトリックス中の前記金属間化合物
の体積率を５〜７０％にすることを特徴とするアルミニ
ウム合金系複合材料の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63055872A JPH0645833B2 (ja) | 1988-03-09 | 1988-03-09 | アルミニウム合金系複合材料の製造方法 |
| AU31058/89A AU615265B2 (en) | 1988-03-09 | 1989-03-06 | Aluminum alloy composite material with intermetallic compound finely dispersed in matrix among reinforcing elements |
| DE68920346T DE68920346T2 (de) | 1988-03-09 | 1989-03-08 | Auf Aluminiumlegierung basierendes Verbundmaterial, welches in einer Matrix zwischen Verstärkungselementen fein verteilte intermetallische Verbindungen enthält. |
| EP89302322A EP0332430B1 (en) | 1988-03-09 | 1989-03-08 | Aluminum alloy composite material with intermetallic compound finely dispersed in matrix among reinforcing elements |
| US07/660,221 US5449421A (en) | 1988-03-09 | 1991-02-20 | Aluminum alloy composite material with intermetallic compound finely dispersed in matrix among reinforcing elements |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63055872A JPH0645833B2 (ja) | 1988-03-09 | 1988-03-09 | アルミニウム合金系複合材料の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01230738A JPH01230738A (ja) | 1989-09-14 |
| JPH0645833B2 true JPH0645833B2 (ja) | 1994-06-15 |
Family
ID=13011181
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63055872A Expired - Lifetime JPH0645833B2 (ja) | 1988-03-09 | 1988-03-09 | アルミニウム合金系複合材料の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0645833B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2948226B2 (ja) * | 1988-03-10 | 1999-09-13 | マツダ株式会社 | 繊維複合部材の製造方法 |
| JPH0230726A (ja) * | 1988-04-19 | 1990-02-01 | Ube Ind Ltd | 繊維強化金属基複合材料 |
| US5114505A (en) * | 1989-11-06 | 1992-05-19 | Inco Alloys International, Inc. | Aluminum-base composite alloy |
| CA2357323A1 (en) * | 2000-09-12 | 2002-03-12 | Her Majesty The Queen In Right Of Canada, As Represented By The Minist Of Natural Resources Canada | Hybrid metal matrix composites |
| CN117802361B (zh) * | 2023-12-29 | 2024-07-23 | 浙江吉成新材股份有限公司 | 一种陶瓷增强铝基复合材料及其制备方法 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61104037A (ja) * | 1984-10-27 | 1986-05-22 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 耐摩耗性部材 |
| JPH0623416B2 (ja) * | 1985-01-12 | 1994-03-30 | 住友電気工業株式会社 | 耐摩耗性アルミニウム複合材料およびその製造方法 |
| JPH0623417B2 (ja) * | 1985-01-12 | 1994-03-30 | 住友電気工業株式会社 | 耐摩耗性アルミニウム複合材料の製造方法 |
| JPS63312901A (ja) * | 1987-06-16 | 1988-12-21 | Kobe Steel Ltd | 耐熱性高力ａ１合金粉末及びそれを用いたセラミック強化型耐熱ａ１合金複合材料 |
| JPH01205041A (ja) * | 1988-02-09 | 1989-08-17 | Honda Motor Co Ltd | 繊維強化アルミニウム合金複合材 |
| JPH01152229A (ja) * | 1987-12-10 | 1989-06-14 | Honda Motor Co Ltd | 繊維強化された耐熱Ａｌ合金粉末燒結材 |
| JPH01230737A (ja) * | 1988-03-09 | 1989-09-14 | Toyota Motor Corp | 複合材料製部材及びその製造方法 |
-
1988
- 1988-03-09 JP JP63055872A patent/JPH0645833B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH01230738A (ja) | 1989-09-14 |
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|---|---|---|---|
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