JPH0638978B2 - 酸化還元反応を利用した複合材料の製造方法 - Google Patents
酸化還元反応を利用した複合材料の製造方法Info
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- JPH0638978B2 JPH0638978B2 JP706385A JP706385A JPH0638978B2 JP H0638978 B2 JPH0638978 B2 JP H0638978B2 JP 706385 A JP706385 A JP 706385A JP 706385 A JP706385 A JP 706385A JP H0638978 B2 JPH0638978 B2 JP H0638978B2
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Description
【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は、マトリックス金属中に強化材及び合金酸化物
の微細片が微細に分散された複合材料の製造方法に係
り、更に詳細には酸化還元反応を利用してかかる複合材
料を製造する方法に係る。
の微細片が微細に分散された複合材料の製造方法に係
り、更に詳細には酸化還元反応を利用してかかる複合材
料を製造する方法に係る。
従来の技術 繊維強化金属複合材料や粒子分散複合材料の如き複合材
料の製造方法の一つとして、強化材の多孔質体を形成
し、該多孔質体内へ溶融マトリックス金属を加圧浸透さ
せる所謂加圧鋳造法が知られている。かかる加圧鋳造法
により強度、剛性、耐摩耗性などの性質に優れた複合材
料を製造するためには、多孔質体内へ溶融マトリックス
金属を良好に浸透させ、これにより強化材とマトリック
ス金属とを良好に密着させることが必要である。そのた
め本願出願人と同一の出願人の出願にかかる特願昭５５
−１０７０４０号に於て提案されている如く、多孔質体
内へ溶融マトリックス金属を浸透させるに先立ち多孔質
体をマトリックス金属の融点以上の温度に予熱すること
が従来より行われている。
料の製造方法の一つとして、強化材の多孔質体を形成
し、該多孔質体内へ溶融マトリックス金属を加圧浸透さ
せる所謂加圧鋳造法が知られている。かかる加圧鋳造法
により強度、剛性、耐摩耗性などの性質に優れた複合材
料を製造するためには、多孔質体内へ溶融マトリックス
金属を良好に浸透させ、これにより強化材とマトリック
ス金属とを良好に密着させることが必要である。そのた
め本願出願人と同一の出願人の出願にかかる特願昭５５
−１０７０４０号に於て提案されている如く、多孔質体
内へ溶融マトリックス金属を浸透させるに先立ち多孔質
体をマトリックス金属の融点以上の温度に予熱すること
が従来より行われている。
発明が解決しようとする問題点 上述の如く多孔質体をマトリックス金属の融点以上の温
度に予熱する加圧鋳造法に於ては、多孔質体の予熱に比
較的多量の熱エネルギーを要し、従って複合材料を低廉
に製造することが困難であり、また強化材によっては酸
化等の不具合を生じるため、予熱の場合の雰囲気を不活
性雰囲気や還元雰囲気に設定する必要があり、予熱され
た多孔質体、特にその表面温度がマトリックス金属との
複合化が行われるまでに放熱などによって冷却され、そ
のため必ずしも良好に多孔質体内へ溶融マトリックス金
属を浸透させることができないという問題がある。
度に予熱する加圧鋳造法に於ては、多孔質体の予熱に比
較的多量の熱エネルギーを要し、従って複合材料を低廉
に製造することが困難であり、また強化材によっては酸
化等の不具合を生じるため、予熱の場合の雰囲気を不活
性雰囲気や還元雰囲気に設定する必要があり、予熱され
た多孔質体、特にその表面温度がマトリックス金属との
複合化が行われるまでに放熱などによって冷却され、そ
のため必ずしも良好に多孔質体内へ溶融マトリックス金
属を浸透させることができないという問題がある。
また加圧鋳造法に於ては、多孔質体の狭小な空隙内へ溶
融マトリックス金属を浸透させなければならず、従って
マトリックス金属は湯流れ性に優れていることが必要で
あるため、必ずしも強度等の点から好ましい組成のマト
リックス金属を使用することができないという問題があ
る。更に加圧鋳造法に於ては、強化材より成る多孔質体
はそれ自身所定の形状を保持し得るものでなければなら
ないため、多孔質体の体積率を小さくすることができ
ず、従って強化材の体積率の小さい複合材料を製造する
ことが困難であるという問題がある。
融マトリックス金属を浸透させなければならず、従って
マトリックス金属は湯流れ性に優れていることが必要で
あるため、必ずしも強度等の点から好ましい組成のマト
リックス金属を使用することができないという問題があ
る。更に加圧鋳造法に於ては、強化材より成る多孔質体
はそれ自身所定の形状を保持し得るものでなければなら
ないため、多孔質体の体積率を小さくすることができ
ず、従って強化材の体積率の小さい複合材料を製造する
ことが困難であるという問題がある。
本発明は、従来の複合材料の製造方法、特に加圧鋳造法
に於ける上述の如き問題に鑑み、これらの問題が生じる
ことがないよう改良された複合材料の製造方法を提供す
ることを目的としている。
に於ける上述の如き問題に鑑み、これらの問題が生じる
ことがないよう改良された複合材料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、強化材と第一の金
属の酸化物の微細片とを含む多孔質体を形成し、前記多
孔質体内へ前記第一の金属よりも酸化物形成傾向の高い
第二の金属を含む溶融マトリックス金属を浸透させる複
合材料の製造方法によって達成される。
属の酸化物の微細片とを含む多孔質体を形成し、前記多
孔質体内へ前記第一の金属よりも酸化物形成傾向の高い
第二の金属を含む溶融マトリックス金属を浸透させる複
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 本発明の方法によれば、多孔質体内へ溶融マトリックス
金属を浸透させる過程に於て多孔質体中の第一の金属の
酸化物と溶融マトリックス金属中の第二の金属との間に
於て酸化還元反応が生じ、その際発生する熱によって強
化材が溶融マトリックス金属内にて高温度に加熱される
ので、多孔質体がその酸化の如き不具合を伴なうことな
く比較的高い温度に加熱され、従って多孔質体の予熱温
度が高温度でなくても多孔質体内へ溶融マトリックス金
属を良好に浸透させることができる。
金属を浸透させる過程に於て多孔質体中の第一の金属の
酸化物と溶融マトリックス金属中の第二の金属との間に
於て酸化還元反応が生じ、その際発生する熱によって強
化材が溶融マトリックス金属内にて高温度に加熱される
ので、多孔質体がその酸化の如き不具合を伴なうことな
く比較的高い温度に加熱され、従って多孔質体の予熱温
度が高温度でなくても多孔質体内へ溶融マトリックス金
属を良好に浸透させることができる。
また本発明の方法によれば、第一の金属の酸化物と第二
の金属との間の酸化還元反応により純金属としての第一
の金属及び第二の金属の酸化物が生成し、第一の金属は
マトリックス金属に対する合金添加元素として作用して
マトリックス金属を合金化し、第二の金属の酸化物はマ
トリックス金属中に微細に分散されてマトリックス金属
を分散強化するので、従来の加圧鋳造法に比してマトリ
ックス金属の強度等に優れた複合材料を容易に製造する
ことができる。
の金属との間の酸化還元反応により純金属としての第一
の金属及び第二の金属の酸化物が生成し、第一の金属は
マトリックス金属に対する合金添加元素として作用して
マトリックス金属を合金化し、第二の金属の酸化物はマ
トリックス金属中に微細に分散されてマトリックス金属
を分散強化するので、従来の加圧鋳造法に比してマトリ
ックス金属の強度等に優れた複合材料を容易に製造する
ことができる。
更に本発明の方法によれば、強化材と第一の酸化物の微
細片とを含む多孔質体が形成されるので、従来の加圧鋳
造法の場合の如く強化材のみより成る多孔質体が形成さ
れる場合に比して多孔質体中の強化材の体積率を小さく
設定することができ、従って強化材の体積率が小さい複
合材料を容易に製造することができる。
細片とを含む多孔質体が形成されるので、従来の加圧鋳
造法の場合の如く強化材のみより成る多孔質体が形成さ
れる場合に比して多孔質体中の強化材の体積率を小さく
設定することができ、従って強化材の体積率が小さい複
合材料を容易に製造することができる。
尚本発明に於ては、製造されるべき複合材料が繊維強化
金属複合材料である場合には、強化材は長繊維又は短繊
維（ホイスカを含む）のいずれであってもよく、製造さ
れるべき複合材料が粒子分散複合材料である場合には、
強化材は粉粒体、切粉、薄片などであってよい。
金属複合材料である場合には、強化材は長繊維又は短繊
維（ホイスカを含む）のいずれであってもよく、製造さ
れるべき複合材料が粒子分散複合材料である場合には、
強化材は粉粒体、切粉、薄片などであってよい。
以下に添付の図を参照しつつ、本発明を実施例について
詳細に説明する。
詳細に説明する。
実施例１ ３２ｇの炭化ケイ素ホイスカ（平均繊維径０．１μ、平
均繊維長３０μ）と１３ｇのＮｉＯ粉末（平均粒径３
μ）とを攪拌器にて均一に混合し、該混合物をステンレ
ス鋼製のパイプ内に充填し、パイプ内にて混合物を２０
０kg／cm2の圧力にて圧縮成形することにより、炭化ケ
イ素ホイスカとＮｉＯ粉末とより成る直径３４mm、長さ
５０mmの円柱状の多孔質体を形成した。尚この多孔質体
のかさ密度は１．０ｇ／cm3（炭化ケイ素ホイスカ：
０．７１ｇ／cm3、ＮｉＯ：０．２９ｇ／cm3）であっ
た。
均繊維長３０μ）と１３ｇのＮｉＯ粉末（平均粒径３
μ）とを攪拌器にて均一に混合し、該混合物をステンレ
ス鋼製のパイプ内に充填し、パイプ内にて混合物を２０
０kg／cm2の圧力にて圧縮成形することにより、炭化ケ
イ素ホイスカとＮｉＯ粉末とより成る直径３４mm、長さ
５０mmの円柱状の多孔質体を形成した。尚この多孔質体
のかさ密度は１．０ｇ／cm3（炭化ケイ素ホイスカ：
０．７１ｇ／cm3、ＮｉＯ：０．２９ｇ／cm3）であっ
た。
次いで多孔質体１を大気中にて６００℃に予熱した後、
第１図に示されている如く、高圧鋳造装置２の鋳型３内
に配置し、該鋳型内に純度９９．７wt％、湯温８００℃
の溶融マトリックス金属としての純アルミニウムの溶湯
４を注湯し、該溶湯をプランジャ５により１０００kg／
cm2の圧力にて加圧し、その加圧状態を溶湯４が完全に
凝固するまで保持した。溶湯４が完全に凝固した後鋳型
３内よりノックアウトピン６によって凝固体を取出し、
該凝固体に対し機械加工を施して複合材料を取出した。
第１図に示されている如く、高圧鋳造装置２の鋳型３内
に配置し、該鋳型内に純度９９．７wt％、湯温８００℃
の溶融マトリックス金属としての純アルミニウムの溶湯
４を注湯し、該溶湯をプランジャ５により１０００kg／
cm2の圧力にて加圧し、その加圧状態を溶湯４が完全に
凝固するまで保持した。溶湯４が完全に凝固した後鋳型
３内よりノックアウトピン６によって凝固体を取出し、
該凝固体に対し機械加工を施して複合材料を取出した。
第２図は上述の如く製造された複合材料の断面組織を１
００倍にて示す顕微鏡写真である。また上述の如く製造
された複合材料についてＥＰＭＡ分析及びＸ線回折試験
を行ったところ、多孔質体中に存在していたＮｉＯ粉末
は溶湯のＡｌによって還元され、Ａｌと共に均一なＮｉ
−Ａｌ合金相を形成しており、ＮｉＯの酸素によって酸
化されることにより生成したＡｌ2Ｏ3がＮｉ−Ａｌ合金
相中に均一に且微細に分散されていることが認められ
た。尚第２図に於て、白っぽい部分はＮｉＡ3の部分で
あり、暗灰色乃至黒色の部分は炭化ケイ素ホイスカとＡ
ｌ2Ｏ3が微細に分散されたアルミニウム合金との混合組
織の部分である。かくして上述の如く製造された複合材
料は炭化ケイ素ホイスカによる繊維強化と共にマトリッ
クス金属の合金強化及び分散強化が行われており、従来
の加圧鋳造法により製造された炭化ケイ素ホイスカを強
化材として純アルミニウムをマトリックス金属とする複
合材料よりも強度及び耐熱性に優れていることが認めら
れた。尚炭化ケイ素ホイスカの体積率は２２．４％であ
った。
００倍にて示す顕微鏡写真である。また上述の如く製造
された複合材料についてＥＰＭＡ分析及びＸ線回折試験
を行ったところ、多孔質体中に存在していたＮｉＯ粉末
は溶湯のＡｌによって還元され、Ａｌと共に均一なＮｉ
−Ａｌ合金相を形成しており、ＮｉＯの酸素によって酸
化されることにより生成したＡｌ2Ｏ3がＮｉ−Ａｌ合金
相中に均一に且微細に分散されていることが認められ
た。尚第２図に於て、白っぽい部分はＮｉＡ3の部分で
あり、暗灰色乃至黒色の部分は炭化ケイ素ホイスカとＡ
ｌ2Ｏ3が微細に分散されたアルミニウム合金との混合組
織の部分である。かくして上述の如く製造された複合材
料は炭化ケイ素ホイスカによる繊維強化と共にマトリッ
クス金属の合金強化及び分散強化が行われており、従来
の加圧鋳造法により製造された炭化ケイ素ホイスカを強
化材として純アルミニウムをマトリックス金属とする複
合材料よりも強度及び耐熱性に優れていることが認めら
れた。尚炭化ケイ素ホイスカの体積率は２２．４％であ
った。
実施例２ ５９ｇのＡｌ2Ｏ3（平均粒径１０μ）と１０ｇのＣｏＯ
粉末（平均粒径５μ）と１０ｇのＦｅ2Ｏ3粉末（平均粒
径２μ）とを攪拌器にて均一に混合し、該混合物をステ
ンレス鋼製のパイプ内に充填し、パイプ内にて混合物を
８２０kg／cm2の圧力にて圧縮成形することにより直径
３４mm、長さ５０mmの円柱状の多孔質体を形成した。尚
多孔質体のかさ密度は１．７５ｇ／cm3（Ａｌ2Ｏ3：
１．３１ｇ／cm3、ＣｏＯ＋Ｆｅ2Ｏ3：０．４４ｇ／c
m3）であった。次いで多孔質体を大気中にて６００℃に
予熱した後、上述の実施例１の場合と同一の条件及び要
領にて複合材料を製造した。
粉末（平均粒径５μ）と１０ｇのＦｅ2Ｏ3粉末（平均粒
径２μ）とを攪拌器にて均一に混合し、該混合物をステ
ンレス鋼製のパイプ内に充填し、パイプ内にて混合物を
８２０kg／cm2の圧力にて圧縮成形することにより直径
３４mm、長さ５０mmの円柱状の多孔質体を形成した。尚
多孔質体のかさ密度は１．７５ｇ／cm3（Ａｌ2Ｏ3：
１．３１ｇ／cm3、ＣｏＯ＋Ｆｅ2Ｏ3：０．４４ｇ／c
m3）であった。次いで多孔質体を大気中にて６００℃に
予熱した後、上述の実施例１の場合と同一の条件及び要
領にて複合材料を製造した。
かくして製造された複合材料についてＥＰＭＡ分析及び
Ｘ線回折試験を行ったところ、多孔質体中に存在してい
たＣｏＯ粉末及びＦｅ2Ｏ3粉末は溶湯のＡｌによって還
元され、マトリックス金属中に均一なＣｏ−Ｆｅ−Ａｌ
合金相を形成しており、ＣｏＯ及びＦｅ2Ｏ3の酸素によ
って酸化されることにより生成したＡｌ2Ｏ3及び多孔質
体中に存在していたＡｌ2Ｏ3がマトリックス金属中に均
一且微細に分散していることが認められた。かくして製
造された複合材料はＡｌ2Ｏ3粉末を分散材とし純アルミ
ニウムをマトリックス金属とする複合材料に比して耐熱
性に優れていることが認められた。尚Ａｌ2Ｏ3の体積率
は３９．７％であった。
Ｘ線回折試験を行ったところ、多孔質体中に存在してい
たＣｏＯ粉末及びＦｅ2Ｏ3粉末は溶湯のＡｌによって還
元され、マトリックス金属中に均一なＣｏ−Ｆｅ−Ａｌ
合金相を形成しており、ＣｏＯ及びＦｅ2Ｏ3の酸素によ
って酸化されることにより生成したＡｌ2Ｏ3及び多孔質
体中に存在していたＡｌ2Ｏ3がマトリックス金属中に均
一且微細に分散していることが認められた。かくして製
造された複合材料はＡｌ2Ｏ3粉末を分散材とし純アルミ
ニウムをマトリックス金属とする複合材料に比して耐熱
性に優れていることが認められた。尚Ａｌ2Ｏ3の体積率
は３９．７％であった。
実施例３ ４０％のＨＣｌ水に１００ｇのＦｅ粉末を加えて完全に
溶解し、これによりＦｅがＦｅ3+のイオンの形で存在す
る５００mlのＨＣｌ溶液を形成した。次いでこの溶液中
にＳｉＯ2を２０％含有するリチウムシリケートバイン
ダを１００ml添加し、更に平均繊維長３mm、平均繊維径
２〜３μのアルミナ短繊維（商品名「サフィル」）を４
８ｇ投入し、これらを十分に攪拌することにより、第３
図に示されている如く、アルミナ短繊維７が分散された
スラリー８を形成した。次いで第４図に示されている如
く、スラリー８内にステンレス鋼製のネット９を配置
し、該ネットを図には示されていない押圧手段によって
容器１０の底壁１０ａに対し押圧し、ネット９上の分散
媒体１１を容器１０より排出させることにより、ＨＣｌ
溶液にて含浸された繊維成形体１２（２０×５０×１５
０mm）を形成した。
溶解し、これによりＦｅがＦｅ3+のイオンの形で存在す
る５００mlのＨＣｌ溶液を形成した。次いでこの溶液中
にＳｉＯ2を２０％含有するリチウムシリケートバイン
ダを１００ml添加し、更に平均繊維長３mm、平均繊維径
２〜３μのアルミナ短繊維（商品名「サフィル」）を４
８ｇ投入し、これらを十分に攪拌することにより、第３
図に示されている如く、アルミナ短繊維７が分散された
スラリー８を形成した。次いで第４図に示されている如
く、スラリー８内にステンレス鋼製のネット９を配置
し、該ネットを図には示されていない押圧手段によって
容器１０の底壁１０ａに対し押圧し、ネット９上の分散
媒体１１を容器１０より排出させることにより、ＨＣｌ
溶液にて含浸された繊維成形体１２（２０×５０×１５
０mm）を形成した。
次いで繊維成形体１２を大気中にて８００℃に加熱する
ことにより繊維成形体を完全に乾燥させた。この場合繊
維成形体を顕微鏡にて観察したところ、アルミナ短繊維
の表面には微細なＦｅ2Ｏ3粉末が均一に分散状態にて付
着していることが認められた。また繊維成形体のかさ密
度は０．５８ｇ／cm3（アルミナ短繊維のかさ密度：
０．３３ｇ／cm3、Ｆｅ2Ｏ3粉末のかさ密度：０．２５
ｇ／cm3）であった。
ことにより繊維成形体を完全に乾燥させた。この場合繊
維成形体を顕微鏡にて観察したところ、アルミナ短繊維
の表面には微細なＦｅ2Ｏ3粉末が均一に分散状態にて付
着していることが認められた。また繊維成形体のかさ密
度は０．５８ｇ／cm3（アルミナ短繊維のかさ密度：
０．３３ｇ／cm3、Ｆｅ2Ｏ3粉末のかさ密度：０．２５
ｇ／cm3）であった。
次いで上述の如く製造された多孔質体としての繊維成形
体を大気中にて６００℃に予熱した後、第１図に示され
ている如き高圧鋳造装置の鋳型内に配置し、該鋳型内に
純度９９．７％、湯温８００℃の純アルミニウムの溶湯
を注湯し、該溶湯を１０００kg／cm3の圧力にて加圧
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、鋳型内より凝固体を取出
し、該凝固体に対し機械加工を行って複合材料を取出し
た。かくして製造された複合材料のついてＥＰＭＡ分析
及びＸ線回折試験を行ったところ、繊維成形体中に存在
していたＦｅ2Ｏ3粉末は溶湯のＡｌによって還元され、
均一なＦｅ−Ａｌ合金相を形成しており、Ｆｅ2Ｏ3の酸
素によって酸化されることにより生成したＡｌ2Ｏ3が前
記合金相中に微細に且均一に分散しており、従って上述
の如く製造された複合材料はアルミナ短繊維による繊維
強化と共にマトリックス金属の合金強化及びＡｌ2Ｏ3の
分散強化が行われており、アルミナ短繊維を強化繊維と
し純アルミニウムをマトリックス金属とする複合材料に
比して強度及び耐熱性に優れていることが認められた。
尚アルミナ短繊維の体積率は１０％であった。
体を大気中にて６００℃に予熱した後、第１図に示され
ている如き高圧鋳造装置の鋳型内に配置し、該鋳型内に
純度９９．７％、湯温８００℃の純アルミニウムの溶湯
を注湯し、該溶湯を１０００kg／cm3の圧力にて加圧
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、鋳型内より凝固体を取出
し、該凝固体に対し機械加工を行って複合材料を取出し
た。かくして製造された複合材料のついてＥＰＭＡ分析
及びＸ線回折試験を行ったところ、繊維成形体中に存在
していたＦｅ2Ｏ3粉末は溶湯のＡｌによって還元され、
均一なＦｅ−Ａｌ合金相を形成しており、Ｆｅ2Ｏ3の酸
素によって酸化されることにより生成したＡｌ2Ｏ3が前
記合金相中に微細に且均一に分散しており、従って上述
の如く製造された複合材料はアルミナ短繊維による繊維
強化と共にマトリックス金属の合金強化及びＡｌ2Ｏ3の
分散強化が行われており、アルミナ短繊維を強化繊維と
し純アルミニウムをマトリックス金属とする複合材料に
比して強度及び耐熱性に優れていることが認められた。
尚アルミナ短繊維の体積率は１０％であった。
実施例４ ＨＣｌに３０ｇのＶ2Ｏ5粉末を加えて完全に溶解し、こ
れによりＶがＶ5+のイオンの形で存在する２００mlのＨ
Ｃｌ溶液を形成した。次いでこの溶液中にＳｉＯ2を２
０％含有するリチウムシリケートバインダを５０ml添加
し、更にその溶液中に繊維長１００mm、繊維径７μの一
方向に配向された炭素長繊維１３（総重量５４ｇ）の結
束体１４を浸漬し、これにより結束体にＨＣｌ溶液を含
浸させ、更に結束体を大気中にて３００℃に加熱するこ
とにより完全に乾燥させた。かくして処理された結束体
を顕微鏡にて観察したところ、炭素長繊維の表面には微
細なＶ2Ｏ5が繊維に分散した状態にて付着していること
が認められた。次いでかくしてＶ2Ｏ5が付着した炭素長
繊維を第６図に示されている如く両端にて開口したステ
ンレス鋼製のケース１５内に一方向に配向して充填する
ことにより多孔質体としての繊維成形体１６を形成し
た。この繊維成形体のかさ密度は１．０２ｇ／cm3（炭
素長繊維のかさ密度：０．９ｇ／cm3、Ｖ2Ｏ5粉末のか
さ密度０．１２ｇ／cm3）であった。
れによりＶがＶ5+のイオンの形で存在する２００mlのＨ
Ｃｌ溶液を形成した。次いでこの溶液中にＳｉＯ2を２
０％含有するリチウムシリケートバインダを５０ml添加
し、更にその溶液中に繊維長１００mm、繊維径７μの一
方向に配向された炭素長繊維１３（総重量５４ｇ）の結
束体１４を浸漬し、これにより結束体にＨＣｌ溶液を含
浸させ、更に結束体を大気中にて３００℃に加熱するこ
とにより完全に乾燥させた。かくして処理された結束体
を顕微鏡にて観察したところ、炭素長繊維の表面には微
細なＶ2Ｏ5が繊維に分散した状態にて付着していること
が認められた。次いでかくしてＶ2Ｏ5が付着した炭素長
繊維を第６図に示されている如く両端にて開口したステ
ンレス鋼製のケース１５内に一方向に配向して充填する
ことにより多孔質体としての繊維成形体１６を形成し
た。この繊維成形体のかさ密度は１．０２ｇ／cm3（炭
素長繊維のかさ密度：０．９ｇ／cm3、Ｖ2Ｏ5粉末のか
さ密度０．１２ｇ／cm3）であった。
次いで繊維成形体１６をケース１５ごと真空中にて７０
０℃に予熱した後、第７図に示されている如くダイカス
ト鋳造装置１７の固定ダイス１８と可動ダイス１９とに
より郭定されるモルドキャビティ２０内に配置し、該モ
ルドキャビティ内に６００℃のアルミニウム合金（ＪＩ
Ｓ規格ＡＤＣ１０）の溶湯２１をプランジャ２２により
注入し、５００kg／cm2の圧力にてダイカスト鋳造を行
って炭素長繊維の間にアルミニウム合金の溶湯を浸透さ
せた。溶湯が完全に凝固した後モルドキャビティ内より
凝固体を取出し、該凝固体に対し機械加工を行って複合
材料を取出した。
０℃に予熱した後、第７図に示されている如くダイカス
ト鋳造装置１７の固定ダイス１８と可動ダイス１９とに
より郭定されるモルドキャビティ２０内に配置し、該モ
ルドキャビティ内に６００℃のアルミニウム合金（ＪＩ
Ｓ規格ＡＤＣ１０）の溶湯２１をプランジャ２２により
注入し、５００kg／cm2の圧力にてダイカスト鋳造を行
って炭素長繊維の間にアルミニウム合金の溶湯を浸透さ
せた。溶湯が完全に凝固した後モルドキャビティ内より
凝固体を取出し、該凝固体に対し機械加工を行って複合
材料を取出した。
かくして製造された複合材料についてＥＰＭＡ分析及び
Ｘ線回折試験を行ったところ、繊維成形体中のＶ2Ｏ5は
溶湯中のＡｌ及び微量のＭｇによって還元され、均一な
Ｖ−Ａｌ−Ｍｇ合金相を形成しており、Ｖ2Ｏ5の酸素に
よって酸化されることにより生成したＡｌ2Ｏ3及びＭｇ
Ｏが前記合金相中に均一に且微細に分散されていること
が認められた。またかくして製造された複合材料は一方
向に配向された炭素長繊維を強化繊維とし、アルミニウ
ム合金（ＪＩＳ規格ＡＤＣ１０）をマトリックス金属と
する複合材料よりも耐熱性に優れていることが認められ
た。尚炭素長繊維の体積率は５０％であった。
Ｘ線回折試験を行ったところ、繊維成形体中のＶ2Ｏ5は
溶湯中のＡｌ及び微量のＭｇによって還元され、均一な
Ｖ−Ａｌ−Ｍｇ合金相を形成しており、Ｖ2Ｏ5の酸素に
よって酸化されることにより生成したＡｌ2Ｏ3及びＭｇ
Ｏが前記合金相中に均一に且微細に分散されていること
が認められた。またかくして製造された複合材料は一方
向に配向された炭素長繊維を強化繊維とし、アルミニウ
ム合金（ＪＩＳ規格ＡＤＣ１０）をマトリックス金属と
する複合材料よりも耐熱性に優れていることが認められ
た。尚炭素長繊維の体積率は５０％であった。
実施例５ ３０％のＮａＯＨ水に３０ｇのＷＯ3粉末を加えて完全
に溶解し、これによりＷがＷＯ4 2-のイオンの形で存在
する１００mlのＮａＯＨ溶液を形成した。次いで過剰の
ＮａＯＨをＨＣｌにより中和した後その溶液中に繊維長
３mm、繊維径５０μのステンレス鋼（ＪＩＳ規格ＳＵＳ
３０４）短繊維より成りかさ密度が１．５６ｇ／cm3で
ある２０×２０×６０mmの繊維成形体を浸漬し、これに
より繊維成形体内へ溶液を含浸させ、更に繊維成形体を
大気中にて４００℃に加熱することによって完全に乾燥
させた。この場合ステンレス鋼繊維の表面には微細なＮ
ａ2ＷＯ4が均一に付着しており、繊維成形体全体のかさ
密度は１．８４ｇ／cm3であった。
に溶解し、これによりＷがＷＯ4 2-のイオンの形で存在
する１００mlのＮａＯＨ溶液を形成した。次いで過剰の
ＮａＯＨをＨＣｌにより中和した後その溶液中に繊維長
３mm、繊維径５０μのステンレス鋼（ＪＩＳ規格ＳＵＳ
３０４）短繊維より成りかさ密度が１．５６ｇ／cm3で
ある２０×２０×６０mmの繊維成形体を浸漬し、これに
より繊維成形体内へ溶液を含浸させ、更に繊維成形体を
大気中にて４００℃に加熱することによって完全に乾燥
させた。この場合ステンレス鋼繊維の表面には微細なＮ
ａ2ＷＯ4が均一に付着しており、繊維成形体全体のかさ
密度は１．８４ｇ／cm3であった。
次いで繊維成形体を大気中にて６００℃に予熱した後、
第７図に示されている如きダイカスト鋳造装置のモルド
キャビティ内に配置し、該鋳型内に湯温６５０℃のマグ
ネシウム合金（ＪＩＳ規格ＡＺ９１Ａ）の溶湯を注湯
し、５００kg／cm2の圧力にてダイカスト鋳造を行うこ
とにより、ステンレス鋼短繊維の間にマグネシウム合金
の溶湯を浸透させた。溶湯が完全に凝固した後モルドキ
ャビティより凝固体を取出し、該凝固体に対し機械加工
を行って複合材料を取出した。
第７図に示されている如きダイカスト鋳造装置のモルド
キャビティ内に配置し、該鋳型内に湯温６５０℃のマグ
ネシウム合金（ＪＩＳ規格ＡＺ９１Ａ）の溶湯を注湯
し、５００kg／cm2の圧力にてダイカスト鋳造を行うこ
とにより、ステンレス鋼短繊維の間にマグネシウム合金
の溶湯を浸透させた。溶湯が完全に凝固した後モルドキ
ャビティより凝固体を取出し、該凝固体に対し機械加工
を行って複合材料を取出した。
上述の如く製造された複合材料についてＥＰＭＡ分析及
びＸ線回折試験を行ったところ、繊維成形体中に存在し
ていたＮａ2ＷＯ4は溶湯のＭｇにより還元され、均一な
Ｎａ−Ｗ−Ｍｇ合金相を形成しており、Ｎａ2ＷＯ4の酸
素によって酸化されることにより生成したＭｇＯが前記
合金相中に均一且微細に分散されていることが認められ
た。またステンレス鋼繊維の表面近傍には均一なＦｅ−
Ｗ−Ｍｇ合金相が形成されていることが認められた。更
に上述の如く製造された複合材料はステンレス鋼繊維
（ＪＩＳ規格ＳＵＳ３０４）短繊維を強化繊維としマグ
ネシウム合金（ＪＩＳ規格ＡＺ９１Ａ）をマトリックス
金属とする複合材料に比して耐熱性に優れていることが
認められた。尚ステンレス鋼短繊維の体積率は２０％で
あった。
びＸ線回折試験を行ったところ、繊維成形体中に存在し
ていたＮａ2ＷＯ4は溶湯のＭｇにより還元され、均一な
Ｎａ−Ｗ−Ｍｇ合金相を形成しており、Ｎａ2ＷＯ4の酸
素によって酸化されることにより生成したＭｇＯが前記
合金相中に均一且微細に分散されていることが認められ
た。またステンレス鋼繊維の表面近傍には均一なＦｅ−
Ｗ−Ｍｇ合金相が形成されていることが認められた。更
に上述の如く製造された複合材料はステンレス鋼繊維
（ＪＩＳ規格ＳＵＳ３０４）短繊維を強化繊維としマグ
ネシウム合金（ＪＩＳ規格ＡＺ９１Ａ）をマトリックス
金属とする複合材料に比して耐熱性に優れていることが
認められた。尚ステンレス鋼短繊維の体積率は２０％で
あった。
実施例６ ＮＨ3水に１１ｇのＮｉＷＯ4粉末を加えて完全に溶解
し、これによりＮｉ及びＷが錯イオンの形で存在する１
００mlのＮＨ3溶液を形成した。次いで平均繊維長３m
m、繊維径２〜３μのアルミナ短繊維より成り、かさ密
度が０．１６ｇ／cm3である２０×４０×８０mmの繊維
成形体を形成し、該繊維成形体をＮＨ3溶液中に浸漬
し、これにより繊維成形体内にＮＨ3溶液を含浸させ、
更に繊維成形体を大気中にて８００℃に加熱することに
より完全に乾燥させた。この場合繊維成形体全体のかか
さ密度は０．２７ｇ／cm3となっており、アルミナ短繊
維の表面には微細なＮｉＷＯ4が均一に分散状態にて付
着していることが認められた。
し、これによりＮｉ及びＷが錯イオンの形で存在する１
００mlのＮＨ3溶液を形成した。次いで平均繊維長３m
m、繊維径２〜３μのアルミナ短繊維より成り、かさ密
度が０．１６ｇ／cm3である２０×４０×８０mmの繊維
成形体を形成し、該繊維成形体をＮＨ3溶液中に浸漬
し、これにより繊維成形体内にＮＨ3溶液を含浸させ、
更に繊維成形体を大気中にて８００℃に加熱することに
より完全に乾燥させた。この場合繊維成形体全体のかか
さ密度は０．２７ｇ／cm3となっており、アルミナ短繊
維の表面には微細なＮｉＷＯ4が均一に分散状態にて付
着していることが認められた。
次いで繊維成形体２３を大気中にて６００℃に予熱した
後、第８図に示されている如く遠心鋳造装置２４の鋳型
２５内に配置し、該鋳型内に純度９９．３％、湯温５５
０℃の純亜鉛溶湯２６を注湯し、鋳型を軸線２７の周り
に２５０rpmにて回転させることにより遠心鋳造を行っ
た。溶湯２６が完全に凝固した後鋳型２５内より凝固体
を取出し、該凝固体に対し機械加工を行って複合材料を
取出した。
後、第８図に示されている如く遠心鋳造装置２４の鋳型
２５内に配置し、該鋳型内に純度９９．３％、湯温５５
０℃の純亜鉛溶湯２６を注湯し、鋳型を軸線２７の周り
に２５０rpmにて回転させることにより遠心鋳造を行っ
た。溶湯２６が完全に凝固した後鋳型２５内より凝固体
を取出し、該凝固体に対し機械加工を行って複合材料を
取出した。
上述の如く製造された複合材料についてＥＰＭＡ分析及
びＸ線回折試験を行ったところ、繊維成形体中のＮｉＷ
Ｏ4は溶湯のＺｎによって還元され、均一なＮｉ−Ｗ−
Ｚｎ合金相を形成しており、ＮｉＷＯ4の酸素によって
酸化されることにより生成したＺｎＯが前記合金相中に
均一に且微細に分散されていることが認められた。また
かくして製造された複合材料はアルミナ短繊維を強化繊
維とし純亜鉛をマトリックス金属とする複合材料に比し
て強度及び耐熱性に優れていることが認められた。尚ア
ルミナ短繊維の体積率は５％であった。
びＸ線回折試験を行ったところ、繊維成形体中のＮｉＷ
Ｏ4は溶湯のＺｎによって還元され、均一なＮｉ−Ｗ−
Ｚｎ合金相を形成しており、ＮｉＷＯ4の酸素によって
酸化されることにより生成したＺｎＯが前記合金相中に
均一に且微細に分散されていることが認められた。また
かくして製造された複合材料はアルミナ短繊維を強化繊
維とし純亜鉛をマトリックス金属とする複合材料に比し
て強度及び耐熱性に優れていることが認められた。尚ア
ルミナ短繊維の体積率は５％であった。
実施例７ 水に４０ｇのＣｒＣｌ2粉末を加えて完全に溶解し、こ
れによりＣｒがＣｒ2+イオンの形で存在する１００mlの
溶液を形成した。次いで上述の実施例６に於て形成され
た繊維成形体と同一のアルミナ短繊維より成る繊維成形
体を形成し、該繊維成形体を上述の水溶液中に浸漬する
ことにより、繊維成形体内に水溶液を含浸させ、更に繊
維成形体を大気中にて８００℃に加熱することによって
完全に乾燥させた。この場合繊維成形体の全体のかさ密
度は０．２７ｇ／cm3となっており、アルミナ短繊維の
表面には微細なＣｒ2Ｏ3が均一に分散状態にて付着して
いることが認められた。
れによりＣｒがＣｒ2+イオンの形で存在する１００mlの
溶液を形成した。次いで上述の実施例６に於て形成され
た繊維成形体と同一のアルミナ短繊維より成る繊維成形
体を形成し、該繊維成形体を上述の水溶液中に浸漬する
ことにより、繊維成形体内に水溶液を含浸させ、更に繊
維成形体を大気中にて８００℃に加熱することによって
完全に乾燥させた。この場合繊維成形体の全体のかさ密
度は０．２７ｇ／cm3となっており、アルミナ短繊維の
表面には微細なＣｒ2Ｏ3が均一に分散状態にて付着して
いることが認められた。
次いで繊維成形体を大気中にて６００℃に予熱した後、
第８図に示された遠心鋳造装置２４の鋳型２５内に配置
し、該鋳型内に純度９９．３％、湯温５５０℃の純亜鉛
溶湯２６を注湯し、鋳型２５を軸線２７の周りに２５０
rpmにて回転させる遠心鋳造を行った。溶湯２６が完全
に凝固した後、鋳型２５内より凝固体を取出し、該凝固
体に機械加工を行って複合材料を取出した。
第８図に示された遠心鋳造装置２４の鋳型２５内に配置
し、該鋳型内に純度９９．３％、湯温５５０℃の純亜鉛
溶湯２６を注湯し、鋳型２５を軸線２７の周りに２５０
rpmにて回転させる遠心鋳造を行った。溶湯２６が完全
に凝固した後、鋳型２５内より凝固体を取出し、該凝固
体に機械加工を行って複合材料を取出した。
上述の如く製造された複合材料についてＥＰＭＡ分析及
びＸ線回折試験を行ったところ、繊維成形体中のＣｒ2
Ｏ3は溶湯のＺｎによって還元され、均一なＣｒ−Ｚｎ
合金相を形成しており、Ｃｒ2Ｏ3の酸素によって酸化さ
れることにより生成したＺｎＯが前記合金相中に均一且
微細に分散されていることが認められた。また上述の如
く製造された複合材料はアルミナ短繊維を強化繊維とし
純亜鉛をマトリックス金属とする複合材料に比して耐摩
耗性に優れていることが認められた。尚アルミナ短繊維
の体積率は５％であった。
びＸ線回折試験を行ったところ、繊維成形体中のＣｒ2
Ｏ3は溶湯のＺｎによって還元され、均一なＣｒ−Ｚｎ
合金相を形成しており、Ｃｒ2Ｏ3の酸素によって酸化さ
れることにより生成したＺｎＯが前記合金相中に均一且
微細に分散されていることが認められた。また上述の如
く製造された複合材料はアルミナ短繊維を強化繊維とし
純亜鉛をマトリックス金属とする複合材料に比して耐摩
耗性に優れていることが認められた。尚アルミナ短繊維
の体積率は５％であった。
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。
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図は本発明の複合材料の製造方法の実施に使用され
るに好適な一つの高圧鋳造装置を示す縦断面図、第２図
は本発明に従って製造された炭化ケイ素ホイスカを強化
繊維としアルミニウム合金をマトリックス金属とする複
合材料の断面組織を１００倍にて示す光学顕微鏡写真、
第３図はアルミナ短繊維が分散されたスラリーを示す解
図、第４図は第３図に示されたスラリーより繊維成形体
を形成する要領を示す解図、第５図は炭素長繊維の結束
体を示す斜視図、第６図はステンレス鋼製のケース内に
充填された炭素長繊維より成る繊維成形体を示す斜視
図、第７図は本発明の複合材料の製造方法の実施に使用
されるに好適な一つのダイカスト鋳造装置を示す縦断面
図、第８図は本発明の複合材料の製造方法の実施に使用
されるに好適な一つの遠心鋳造装置を示す縦断面図であ
る。 １…多孔質体，２…高圧鋳造装置，３…鋳型，４…溶
湯，５…プランジャ，６…ノックアウトピン，７…アル
ミナ短繊維，８…スラリー，９…ネット，１０…容器，
１０ａ…底壁，１１…分散媒体，１２…繊維成形体，１
３…炭素長繊維，１４…炭素長繊維の結束体，１５…ケ
ース，１６…繊維成形体，１７…ダイカスト鋳造装置，
１８…固定ダイス，１９…可動ダイス，２０…モールド
キャビティ，２１…溶湯，２２…プランジャ，２３…繊
維成形体，２４…遠心鋳造装置，２５…鋳型，２６…溶
湯，２７…軸線
るに好適な一つの高圧鋳造装置を示す縦断面図、第２図
は本発明に従って製造された炭化ケイ素ホイスカを強化
繊維としアルミニウム合金をマトリックス金属とする複
合材料の断面組織を１００倍にて示す光学顕微鏡写真、
第３図はアルミナ短繊維が分散されたスラリーを示す解
図、第４図は第３図に示されたスラリーより繊維成形体
を形成する要領を示す解図、第５図は炭素長繊維の結束
体を示す斜視図、第６図はステンレス鋼製のケース内に
充填された炭素長繊維より成る繊維成形体を示す斜視
図、第７図は本発明の複合材料の製造方法の実施に使用
されるに好適な一つのダイカスト鋳造装置を示す縦断面
図、第８図は本発明の複合材料の製造方法の実施に使用
されるに好適な一つの遠心鋳造装置を示す縦断面図であ
る。 １…多孔質体，２…高圧鋳造装置，３…鋳型，４…溶
湯，５…プランジャ，６…ノックアウトピン，７…アル
ミナ短繊維，８…スラリー，９…ネット，１０…容器，
１０ａ…底壁，１１…分散媒体，１２…繊維成形体，１
３…炭素長繊維，１４…炭素長繊維の結束体，１５…ケ
ース，１６…繊維成形体，１７…ダイカスト鋳造装置，
１８…固定ダイス，１９…可動ダイス，２０…モールド
キャビティ，２１…溶湯，２２…プランジャ，２３…繊
維成形体，２４…遠心鋳造装置，２５…鋳型，２６…溶
湯，２７…軸線
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 1/10 Ｈ
Claims (4)
- 【請求項１】強化材と第一の金属の酸化物の微細片とを
含む多孔質体を形成し、前記多孔質体内へ前記第一の金
属よりも酸化物形成傾向の高い第二の金属を含む溶融マ
トリックス金属を浸透させる複合材料の製造方法。 - 【請求項２】特許請求の範囲第１項の複合材料の製造方
法に於て、前記多孔質体を形成する過程に於ては、前記
強化材の微細片と前記第一の金属の酸化物の微細片との
混合物が形成されることを特徴とする複合材料の製造方
法。 - 【請求項３】特許請求の範囲第２項の複合材料の製造方
法に於て、前記混合物は圧縮成形されることを特徴とす
る複合材料の製造方法。 - 【請求項４】特許請求の範囲第１項の複合材料の製造方
法に於て、前記多孔質体は溶媒中に前記第一の金属がイ
オンの状態にて存在する溶液を形成し、前記溶液を前記
強化材の多孔質の成形体内へ含浸させ、前記成形体を加
熱して前記第一の金属を酸化させることにより形成され
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 |
|---|---|---|---|
| JP706385A JPH0638978B2 (ja) | 1985-01-18 | 1985-01-18 | 酸化還元反応を利用した複合材料の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP706385A JPH0638978B2 (ja) | 1985-01-18 | 1985-01-18 | 酸化還元反応を利用した複合材料の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61165265A JPS61165265A (ja) | 1986-07-25 |
| JPH0638978B2 true JPH0638978B2 (ja) | 1994-05-25 |
Family
ID=11655607
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP706385A Expired - Lifetime JPH0638978B2 (ja) | 1985-01-18 | 1985-01-18 | 酸化還元反応を利用した複合材料の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0638978B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001046486A1 (en) * | 1999-12-21 | 2001-06-28 | Hitachi Metals, Ltd. | Method for producing metal-based composite material |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0657859B2 (ja) * | 1985-05-21 | 1994-08-03 | 東芝セラミツクス株式会社 | Ａｌ２Ｏ３―Ａｌ―Ｓｉ系複合材 |
| JPH0796693B2 (ja) * | 1985-05-21 | 1995-10-18 | 東芝セラミックス株式会社 | Ａｌ▲下２▼Ｏ▲下３▼―Ａｌ―Ｓｉ系の複合材の製造方法 |
| JP3530792B2 (ja) | 1999-12-24 | 2004-05-24 | トーカロ株式会社 | 金属基複合材料およびその製造方法 |
-
1985
- 1985-01-18 JP JP706385A patent/JPH0638978B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001046486A1 (en) * | 1999-12-21 | 2001-06-28 | Hitachi Metals, Ltd. | Method for producing metal-based composite material |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61165265A (ja) | 1986-07-25 |
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