JP4397425B1 - Ｔｉ粒子分散マグネシウム基複合材料の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】マグネシウム素地中にチタン粒子を均一に分散させるとともに、チタンとマグネシウムとの界面密着性を向上させることによって、優れた強度を持つＴｉ粒子分散マグネシウム基複合材料を提供する。
【解決手段】Ｔｉ粒子分散マグネシウム基複合材料は、マグネシウムの素地中にチタン粒子を均一に分散させたものである。素地を構成するマグネシウムとチタン粒子とが、それらの界面にチタン酸化物を介在させること無く良好な濡れ性を発揮して結合しており、２３０ＭＰａ以上の引張強度を有している。
【選択図】図６

Description

本発明は、マグネシウム合金に関するものであり、特に、強度と延性の両方を向上することにより、家電製品、自動車用部品、航空機用部材など幅広い分野で使用可能なチタン（Ｔｉ）粒子分散マグネシウム基複合材料およびその製造方法に関するものである。

マグネシウム（Ｍｇ）は工業用金属材料のなかで最も比重が小さいことから、軽量化ニーズが強い二輪車、自動車、航空機などの部品や部材への利用が期待されている。しかしながら、鉄鋼材料やアルミニウム合金などの従来の工業用材料と比較すると強度が十分でないので、マグネシウム合金の利用は限定されているのが現状である。

このような課題を解決すべく、マグネシウムよりも高強度で高硬度の特性を有する粒子やファイバーなどを第２相として分散する複合材料の開発が進められている。分散する有効な第２相としてチタン（Ｔｉ）が考えられる。剛性を比較すると、Ｍｇ：４５ＧＰａ、Ｔｉ：１０５ＧＰａであり、硬さを比較すると、Ｍｇ：３５〜４５Ｈｖ（ビッカース硬さ）、Ｔｉ：１１０〜１２０Ｈｖであることから、チタン粒子をマグネシウム素地中に分散することにより、マグネシウム基複合材料の強度および硬度を向上できる効果が期待できる。

また従来の複合材料では、酸化物、炭化物、窒化物などのセラミックス系粒子やセラミックス系ファイバーの分散が主流であったが、これらの粒子やファイバーはいずれも高い剛性および硬度を有するものの、延性に乏しいために、それらがマグネシウム合金に分散した際に複合材料そのものの延性（例えば、破断伸び）を低下させる。これに対して、チタンは金属であり、それ自体が延性に優れることから、チタン粒子をマグネシウムに添加・分散した際に複合材料の延性を低下させる問題はない。

他方、マグネシウムは耐腐食性に劣るといった問題がある。これはマグネシウムが卑なる特性を有しており、例えば、標準電極電位Ｅｓ（水素ＨをゼロＶとする）が−２．３５６Ｖと小さい。このようなマグネシウムの中に例えば、鉄（Ｆｅ：Ｅｓ＝−０．４４Ｖ）や銅（Ｃｕ：Ｅｓ＝＋０．３４Ｖ）が少量含まれると、Ｍｇ−ＦｅおよびＭｇ−Ｃｕ間の電位差によってガルバニック腐食現象が進行する。これに対してチタンの標準電極電位は−１．７５Ｖであり、Ｍｇへの添加元素であるアルミニウム（Ａｌ：Ｅｓ＝−１．６７６Ｖ）と比較しても、Ｍｇとの電位差はより小さい。すなわち、チタンをマグネシウムに分散することによる腐食現象への影響は小さいといえる。

以上のことから、マグネシウム素地中への分散強化材としてチタン粒子を用いることは、有効であると考えられる。

これまでに報告されているＴｉ粒子分散マグネシウム複合材料に関する技術として、例えば、非特許文献１として、日本金属学会講演概要（２００８年３月２６日）ｐ．３５５、Ｎｏ．４６４（片岡、北薗：Ｔｉ粒子分散Ｍｇ基複合材料の機械的特性に及ぼす微細組織の影響）、非特許文献２として、軽金属学会講演概要（２００８年５月１１日）ｐ．１３、Ｎｏ．７（北薗、片岡、駒津：マグネシウムの機械的特性に及ぼすチタン粒子添加の影響）、非特許文献３として、粉体粉末冶金講演概要集（２００７年６月６日）ｐ．１４８、Ｎｏ．２−５１Ａ（榎並、藤田、大原、五十嵐：バルクメカニカルアロイング法によるマグネシウム複合材料の開発）、非特許文献４として、粉体および粉末冶金、第５５巻、第４号（２００８）、ｐ．２４４（榎並、藤田、本江、大原、五十嵐、近藤：バルクメカニカルアロイング法によるマグネシウム複合材料の開発）、非特許文献５として、軽金属、第５４巻、第１１号（２００４）、ｐ．５２２−５２６（佐藤、渡辺、三浦、三浦：遠心力固相法によるチタン粒子分散マグネシウム基傾斜機能材料の開発）などがある。

非特許文献１および非特許文献２においては、純マグネシウム板の表面に純チタン粒子を散布し、その上に純マグネシウム板を載せた状態で加熱および加圧することにより、チタン粒子を純マグネシウム板で挟みこんだ状態の複合材料を作製し、さらにこの複合材料を重ねて加熱および加圧することにより、チタン粒子が板の平面方向に配列したＴｉ粒子分散マグネシウム基複合材料を作製することが開示されている。

非特許文献３および非特許文献４には、マグネシウム合金粉末と純チタン粉末とを混合し、金型内に充填した状態で強塑性加工を連続的に付与した後、熱間押出加工を施すことにより、Ｔｉ粒子分散マグネシウム基複合材料を作製することが開示されている。

上記の非特許文献１〜４のいずれの場合においても、加熱温度はマグネシウムの融点を十分に下回る温度とし、溶融することなく完全な固相温度域において複合材料を作製している。それぞれの複合材料に関する引張試験の結果において、Ｔｉ粒子を添加しない材料と比較して約５〜１０％の強度増加が確認されたものの、延性（破断伸び）は約２０〜３０％低下している。これはマグネシウムとチタンとが化合物を形成しないため、両者の接合界面強度が十分でないことから、強度向上は十分でなく、反面、界面が応力集中部となり延性低下が生じたものと認められる。

以上のように、チタン粒子分散マグネシウム基複合材料において強度と延性の両者を顕著に向上させるには、Ｍｇ−Ｔｉの界面における密着性を向上させる必要がある。

非特許文献５には、固相として存在するチタン粒子を含むマグネシウムまたはマグネシウム合金（ＡＺ９１Ｄ）の溶湯中に遠心力を印加し、分散粒子と溶湯との密度差に起因する遠心力の差により生じる移動速度差を用いて組成傾斜を制御する製造方法が記載されている。チタンの比重はマグネシウムの比重の２倍以上であるので、非特許文献５に開示された遠心力固相法によって、チタン粒子をマグネシウムまたはマグネシウム合金の溶湯中に均一に分散させることは困難である。実際に、この文献には、「この手法によってチタン粒子を分散させることは困難であることがわかった。」と記載されている。さらに、この文献には、アルミニウムを含むマグネシウム合金（ＡＺ９１Ｄ）の溶湯中にチタン粒子を投入して遠心力固相法を適用した場合、チタン粒子凝集部にアルミニウム濃度が非常に多くなっていること、およびチタン粒子の外周部にアルミニウムが固溶した領域も存在していたことが記載されている。その理由として、この文献には、「高アルミニウム濃度の初期融液が毛管現象によってチタン粒子間に浸透し、その凝集・焼結に関与した可能性がある。このように、アルミニウムを含むＡＺ９１Ｄ合金に遠心力固相法を用いることは、融液組成から考えて問題があることが判明した。」と記載されている。
日本金属学会講演概要（２００８年３月２６日）ｐ．３５５、Ｎｏ．４６４（片岡、北薗：Ｔｉ粒子分散Ｍｇ基複合材料の機械的特性に及ぼす微細組織の影響） 軽金属学会講演概要（２００８年５月１１日）ｐ．１３、Ｎｏ．７（北薗、片岡、駒津：マグネシウムの機械的特性に及ぼすチタン粒子添加の影響） 粉体粉末冶金講演（２００７年６月６日）ｐ．１４８、Ｎｏ．２−５１Ａ（榎並、藤田、大原、五十嵐：バルクメカニカルアロイング法によるマグネシウム複合材料の開発） 粉体および粉末冶金、第５５巻、第４号（２００８）、ｐ．２４４（榎並、藤田、本江、大原、五十嵐、近藤：バルクメカニカルアロイング法によるマグネシウム複合材料の開発） 軽金属、第５４巻、第１１号（２００４）、ｐ．５２２−５２６（佐藤、渡辺、三浦、三浦：遠心力固相法によるチタン粒子分散マグネシウム基傾斜機能材料の開発）

本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、その目的は、マグネシウム素地中にチタン粒子を均一に分散させるとともに、チタンとマグネシウムとの界面密着性を向上させることによって、優れた強度を持つＴｉ粒子分散マグネシウム基複合材料を提供することである。

本発明に従ったＴｉ粒子分散マグネシウム基複合材料の製造方法は、純マグネシウムの溶湯中に純チタン粒子を、全体の重量比率で０．５％〜５％の範囲内で投入する工程と、
上記純チタン粒子が溶湯内で均一に分散するように溶湯を撹拌する工程と、上記純チタン粒子が分散している溶湯をアトマイズ法によって凝固させ、純マグネシウムの素地中に純チタン粒子が界面にチタン酸化物を介在させることなく良好な濡れ性を発揮して均一に分散しているマグネシウム基複合粉末を得る工程と、上記純チタン粒子が分散しているマグネシウム基複合粉末を圧粉固化して圧粉成形体を作製する工程と、この圧粉成形体に対して熱間塑性加工を施して引張強度が２３０ＭＰａ以上のマグネシウム基複合材料を得る工程とを備える。

本発明によれば、適正量のチタン粒子がマグネシウムの素地中に良好な濡れ性を発揮して均一に分散しているからこそ、２３０ＭＰａ以上の高い引張強度を有するマグネシウム基複合材料が得られる。

上記に記載の本発明の構成の技術的意義または作用効果については、以下の項目で詳細に説明する。

本願の発明者らは、チタンとマグネシウムとの界面密着性の向上を可能としたチタン粒子分散マグネシウム複合材料を開発すべく、両者の濡れ性に着目し、その特性評価を行なうとともに、優れた濡れ性を利用した複合材料の製造方法の検討を行った。

（１）純マグネシウムと純チタンとの濡れ性
本願の発明者らは、純チタン板と純マグネシウム液滴との濡れ性を調べた。具体的には、高真空状態において溶融した純マグネシウムの液滴（８００℃に保持）を酸化マグネシウム（ＭｇＯ）製ノズル先端から純チタン板表面に静的に配置し、８００℃における純Ｍｇと純Ｔｉとの濡れ性を連続撮影して評価した。その結果を図１に示す。

図１に示すようにＴｉ板表面に接触した時点（ｔ＝０秒）で濡れ角は約５０°となり、時間の経過と共に濡れ角は減少して６分後には１３°に至った。一般に濡れ角が９０°を下回ると濡れ現象が生じたと判断し、その値が０°に近づくにつれて濡れ性が向上する。マグネシウムとの濡れ性が良好と言われる炭化チタニウム（ＴｉＣ）は、９００℃において濡れ角が約３３°（参考文献：A. Contrerasaら：Scripta Materialia, 48 (2003) 1625-1630）であることを考えると、純Ｍｇと純Ｔｉとの濡れ性は極めて良好であると認められる。

濡れ性の評価後に、試験片上で凝固後の純Ｍｇとチタン板との界面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した。その結果を図２に示す。溶融したＭｇはチタン板と接触した全域に亘り、隙間・空隙なく良好に密着していることが認められる。

比較のために、従来技術（非特許文献１〜４）で報告されているような複合材料、すなわちマグネシウム粉末の固相温度で純チタン粉末と純マグネシウム粉末の混合粉末を加熱および加圧した複合材料を作製し、両者の接合界面を観察した。その結果を図３に示す。複合材料を作製するにあたり、加熱温度を５２０度とし、純マグネシウムの融点（６５０度）よりも低く設定して完全固相状態とした。矢印で示すようにＴｉ粒子とＭｇ素地との界面には、多数の隙間・空隙が観察されており、密着性が十分でないことがわかる。したがって、従来技術で開示されている製造方法においては、Ｍｇの融点を下回る固相温度で加熱・焼結するためＭｇとＴｉとの密着性が十分でなく、その結果、複合材料における強度および延性の向上が得られなかったと考えられる。

（２）Ｔｉ粒子分散マグネシウム溶湯を用いた複合材料
本発明者らは、上記の結果に基づき、マグネシウム素地とＴｉ粒子との界面の密着性を向上させるために、以下の方法でＴｉ粒子分散マグネシウム基複合材料を作製した。まず、素地を構成するマグネシウムあるいはマグネシウム合金の融点よりも高い温度にマグネシウム溶湯を保持し、この溶湯中に適正量のＴｉ粒子を添加した。チタン粒子が溶湯中で均一に分散するように溶湯を十分に撹拌した後に、溶湯を凝固させた。このような製法で作製したマグネシウム基複合素材においては、素地を構成するマグネシウムとチタン粒子とが、それらの界面にチタン酸化物を介在させること無く、良好な濡れ性を発揮して優れた密着性を持って結合している。このマグネシウム基複合素材に対して熱間塑性加工を施すことによって、２３０ＭＰａ以上の引張強度を有するＴｉ粒子分散マグネシウム基複合材料を得ることができた。

チタン粒子をマグネシウム素地中に均一に分散させた複合素材は、従来の鋳造法やダイキャスト法などによっても製造することが可能である。またそれらの鋳造材に対して切削加工や粉砕加工などの機械加工を施して粉末状にすることができる。このようにして得られたマグネシウム基複合粉末においては、チタン粒子がマグネシウムの素地中に均一に分散している。このマグネシウム基複合粉末の組織写真の一例を図４に示す。図４を参照すれば明らかなように、Ｔｉ粒子とＭｇ素地との界面には空隙は見られず、良好な密着性を有していることが認められる。

本発明の実施形態として、チタン粒子をマグネシウム素地中に均一に分散させたマグネシウム基複合粉末は、チタン粒子を均一に分散させているマグネシウムの溶湯をアトマイズ法によって凝固させることによって得られる。具体的な手法として、本発明者らは、カーボン製坩堝内で純マグネシウムを溶解し、その溶湯中に純チタン粉末（平均粒子径：２９．８μｍ）を３ｍａｓｓ％添加し、十分に攪拌した後、その溶湯を坩堝底部から溶湯流として排出し、この溶湯流に高圧水を噴射すること（水アトマイズ法）により、凝固した粉末を得た。得られた粉末の外観写真と粉末内部の組織観察結果を図５に示す。この水アトマイズ粉末においても、Ｔｉ粒子とＭｇ素地との界面には空隙は見られず、良好な密着性を有していることが認められる。

以上のように、マグネシウム溶湯中にチタン粒子を添加し、十分に均一攪拌処理を施した後、鋳造法あるいはダイカスト法によりマグネシウム基複合素材とする場合、あるいはチタン粒子を均一に分散させているマグネシウム溶湯をアトマイズ法によって直接粉末化する場合のいずれにおいても、チタン粒子と素地のマグネシウムとは、優れた濡れ性によって空隙のない良好な密着性を有して結合する。

鋳造法またはダイキャスト法で作製したＴｉ粒子分散マグネシウム基複合素材を所定の温度に加熱した後に、この素材に対して熱間押出加工、熱間圧延加工、鍛造加工などの熱間塑性加工を施すことで、素地の結晶粒は微細化して複合材料の強度は更に向上する。例えば、複合材料の引張強度は２３０ＭＰａ以上となる。

また鋳造材から切削加工等の機械加工によって作製したＴｉ粒子分散マグネシウム基複合粉末、または溶湯流に高圧水や高圧ガスを噴射して得られたＴｉ粒子分散マグネシウム基複合粉末を圧粉固化して圧粉成形体や焼結固化体を作製し、必要に応じて引き続いて熱間押出加工、熱間圧延加工、鍛造加工などの熱間塑性加工を施すことにより、複合粉末同士を冶金的に結合または焼結したＴｉ粒子分散マグネシウム基複合材料を創製することが可能である。

上記の実施形態では、マグネシウムの溶湯中に適正量のチタン粒子を投入するものであったが、他の例として、次の製法によってＴｉ粒子分散マグネシウム基複合材料を得ることも可能である。この例では、マグネシウム粉末とチタン粒子とを混合し、この混合粉末を所定の温度に保持して焼結固化する。ここで重要なことは、混合粉末をマグネシウム粉末の液相発生温度よりも高い温度に保持することである。このような高い温度に保持することにより、焼結後の焼結固化体中では、素地を構成するマグネシウムとチタン粒子とが、それらの界面にチタン酸化物を介在させること無く、良好な濡れ性を発揮して優れた密着性を持って結合したものとなる。この焼結固化体に対して熱間塑性加工を施すことによって、２３０ＭＰａ以上の引張強度を有するＴｉ粒子分散マグネシウム基複合材料を得ることができる。

純度９９．８％の純マグネシウム塊と平均粒子径２９．８μｍのチタン粉末とを出発原料として準備した。純マグネシウム塊をカーボン坩堝内で７５０℃に加熱して溶解し、その溶湯中に上記のＴｉ粒子を全体の重量比率で０．５ｍａｓｓ％、１．５ｍａｓｓ％、２．８ｍａｓｓ％の３条件で添加した。その後、Ｔｉ粒子の偏析および底部への沈降を防ぐために、溶湯を十分に均一攪拌処理した後、水アトマイズ法によってＴｉ粒子分散マグネシウム基複合粉末を作製した。

一方、比較として純度９９．９％の純マグネシウム粉末（平均粒子径１６２μｍ）を準備し、上記のＴｉ粉末の比率が０．５ｍａｓｓ％、１．５ｍａｓｓ％、２．８ｍａｓｓ％となるように両者を秤量した後、乾式ボールミルを用いて混合処理を施して、Ｍｇ−Ｔｉ混合粉末を作製した。

これらの粉末をカーボン型に充填し、放電プラズマ焼結装置を用いて真空雰囲気中で５５０℃にて３０分間（加圧力：３０ＭＰａ）加圧することで、粉末同士を焼結固化して直径４５ｍｍの押出用ビレットを作製した。それぞれのＴｉ粒子分散マグネシウム粉末ビレットをアルゴンガス雰囲気中で２００℃にて５分間保持し，直ちに熱間押出加工（押出比：３７）を施して直径７ｍｍの丸棒押出材を作製した。

なお、比較として、Ｔｉ粒子を含まない純マグネシウム粉末についても上記の製造手順に基づいて丸棒押出材を作製した。

得られた３種類のマグネシウム粉末押出材から引張試験片を採取し、常温にて引張強度試験を行った。Ｔｉ粒子を含まない純Ｍｇ粉末、および２つの製法により作製した２．８ｍａｓｓ％のＴｉ粒子を含むＭｇ粉末をそれぞれ用いた押出材における応力−歪曲線を図６に示す。

Ｔｉ粒子を含まない純マグネシウム粉末押出材の強度および伸び特性と比較して、本発明による水アトマイズ法を用いたＴｉ粒子分散マグネシウム基複合粉末押出材の引張強さおよび耐力は約３５〜４０％増加し、また破断伸びは同等であり１５％以上の高い値を示した。

一方、比較材であるＴｉ粒子とＭｇ粉末との混合粉末を用いて作製した押出材では、引張強さおよび耐力は僅かに３〜６％程度増加するものの、破断伸びは１０％未満と低減した。引張試験後の試料破断面を観察したところ、比較材ではＴｉ粒子とマグネシウム素地との界面において亀裂が進展しており、両者の密着性が十分でないためにＴｉ粒子添加による強度改善効果が得られなかったことが認められた。

Ｔｉ添加量に対する各押出材の引張強さ（ＴＳ）および耐力（ＹＳ）の変化を図７に示す。本発明による水アトマイズ法を用いたＴｉ粒子分散マグネシウム基複合粉末押出材においては、引張強さおよび耐力は共に、Ｔｉ粒子含有量の増加に対して増大しており、Ｔｉ粒子の均一分散による高強度化の効果が確認された。これは前述したように溶湯におけるＴｉ粒子とマグネシウムとの優れた濡れ性による両者の密着性向上による結果である。

一方、従来の製法であるＴｉ粉末とＭｇ粉末との混合粉末を用いて固相温度域で焼結・押出固化した場合、Ｔｉ粒子の添加量が増加するに連れて押出材の引張強さおよび耐力は低下する傾向にあり、Ｔｉ粒子による分散強化が十分でないことが認められた。

［実施例２］として記載するのは、本発明に従った製造方法ではなく、参考例となる方法である。実施例１と同様に、純度９９．８％の純マグネシウム塊と平均粒子径２９．８μｍのチタン粉末とを出発原料として準備した。マグネシウム塊をカーボン坩堝内で７５０℃に加熱して溶解し、その溶湯中に上記のＴｉ粒子を全体の重量比率で１ｍａｓｓ、３ｍａｓｓ％、５ｍａｓｓ％の３条件で添加した。その後、Ｔｉ粒子の偏析および底部への沈降を防ぐために、溶湯を十分に均一攪拌処理した後、円筒状金型に鋳込んで直径６０ｍｍのビレットを作製した。各鋳込みビレットから機械加工により直径４５ｍｍの押出用ビレットを作製し、各ビレットをアルゴンガス雰囲気中で２００℃にて５分間保持し、直ちに熱間押出加工（押出比：３７）を施して直径７ｍｍの丸棒押出材を作製した。

各押出材の光学顕微鏡観察結果を図８に示す。Ｔｉ粒子添加量が増加するにつれて押出材におけるＴｉ粒子の割合も増大しており、またＴｉ粒子を５ｍａｓｓ％添加した場合においてもＴｉ粒子の凝集・偏析現象は見られず、マグネシウム素地中に均一に分散していることがわかる。

各押出材の引張試験結果を表１に示す。

実施例１と同様に、鋳造法を用いて作製したＴｉ粒子マグネシウム基複合材料に対して押出加工を施して得られる押出材において、Ｔｉ粒子の含有量が増加するに伴い、引張強さおよび耐力は共に増大し、しかも破断伸びの顕著な低下は見られない。以上の結果より本発明によるＴｉ粒子分散マグネシウム基複合材料においては、Ｔｉ粒子の凝集・偏析を伴うことなく、Ｔｉ粒子の添加によってマグネシウム素材の強度向上が可能となる。

［実施例３］として記載するのは、本発明に従った製造方法ではなく、参考例となる方法である。実施例１と同様に、純度９９．８％の純マグネシウム塊と平均粒子径２９．８μｍのチタン粉末とを出発原料として準備した。マグネシウム塊をカーボン坩堝内で７５０℃に加熱して溶解し、その溶湯中に上記のＴｉ粒子を全体の重量比率で２ｍａｓｓ％および４ｍａｓｓ％の条件でそれぞれ添加した。その後、Ｔｉ粒子の偏析および底部への沈降を防ぐために、溶湯を十分に均一攪拌処理した後、円筒状金型に鋳込んで直径６０ｍｍのビレットを作製した。各鋳込みビレットから切削加工により全長１〜４ｍｍ程度の切粉を作製した。

各切粉を組織観察した結果、Ｔｉ粒子は凝集・偏析することなくＭｇ素地中に均一に分散していた。そして、切粉をＳＫＤ１１製金型に充填して油圧プレスにより加圧力６００ＭＰａを付与して直径４５ｍｍの粉末成形体ビレットを作製した。各ビレットをアルゴンガス雰囲気中で３００℃にて５分間保持し、直ちに熱間押出加工（押出比：３７）を施して直径７ｍｍの丸棒押出材を作製した。

それぞれのマグネシウム粉末押出材から引張試験片を採取し、常温にて引張強度試験を行ったところ、２ｍａｓｓ％Ｔｉを含む切粉を用いた押出材では、引張強さ：２６４ＭＰａ、破断伸び：１５．４％、４ｍａｓｓ％Ｔｉを含む切粉を用いた押出材では、引張強さ：２９４ＭＰａ、破断伸び：１３．７４％が得られた。Ｔｉ粒子の添加量の増加に伴い、破断伸びの著しい低下を伴うことなく、引張強さは増大しており、また実施例１で記載した比較材の特性を比較すると、同一量のＴｉ粒子を含む場合であっても明らかに引張強さおよび耐力は増大している。

以上の結果より、上述した本発明の製法によって得られたＴｉ粒子分散マグネシウム基複合材料では、Ｔｉ粒子の凝集・偏析を伴うことなく、Ｔｉ粒子の添加によってマグネシウム素材の強度向上が可能となる。

［実施例４］として記載するのは、本発明に従った製造方法ではなく、参考例となる方法である。実施例１と同様に、純度９９．８％の純マグネシウム塊と平均粒子径２２．８μｍのチタン合金粉末（Ｔｉ−６．１Ａｌ％−３．８Ｖ／ｍａｓｓ％）とを出発原料として準備した。マグネシウム塊をカーボン坩堝内で７５０℃に加熱して溶解し、その溶湯中に上記のＴｉ合金粒子を全体の重量比率で１ｍａｓｓ％、３ｍａｓｓ％、５ｍａｓｓ％の３条件で添加した。その後、Ｔｉ合金粒子の偏析および底部への沈降を防ぐために、溶湯を十分に均一攪拌処理を施した後、円筒状金型に鋳込んで直径６０ｍｍのビレットを作製した。

各鋳込みビレットから機械加工により直径４５ｍｍの押出用ビレットを作製し、各ビレットをアルゴンガス雰囲気中で２００℃にて５分間保持し、直ちに熱間押出加工（押出比：３７）を施して直径７ｍｍの丸棒押出材を作製した。そして各マグネシウム粉末押出材から引張試験片を採取し、常温にて引張試験を行った。

その結果を表２に示す。なお、実施例２に記載の純Ｔｉ粒子を用いた際の押出材の引張強さを比較値として用いた。

Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ合金粉末を用いた場合においても、本発明によるＴｉ粒子分散マグネシウム基複合材料においては、Ｔｉ合金粒子は凝集・偏析することなく素地中に均一に分散し、その添加量が増加するに伴い、引張強さは増大しており、また純Ｔｉ粒子を添加した場合と比較して引張強さの増加量は増大している。つまり、分散する粒子の硬度・強度がより増加することでマグネシウム複合材料の強度も更に向上する。

以上、図面を参照してこの発明の実施形態を説明したが、この発明は、図示した実施形態のものに限定されない。図示した実施形態に対して、この発明と同一の範囲内において、あるいは均等の範囲内において、種々の修正や変形を加えることが可能である。

この発明は、優れた強度を有するＴｉ粒子分散マグネシウム基複合材料およびその製造方法として、有利に利用され得る。

純マグネシウムと純チタンとの濡れ性を評価するための図および写真である。 純マグネシウムと純チタンとの界面を走査型電子顕微鏡で観察した写真である。 純チタン粉末と純マグネシウム粉末との混合粉末を加熱および加圧した後に得られた複合材料における両者の界面を走査型電子顕微鏡で観察した写真である。 チタン粒子が内部に分散したマグネシウム基複合粉末の組織写真の一例である。 水アトマイズ法によって得られたＴｉ粒子分散マグネシウム基複合粉末の外観写真および組織観察写真である。 チタン粒子を含まない純マグネシウム粉末、および２つの製法により作製したＴｉ粒子分散マグネシウム基複合粉末を用いた押出材の応力−歪曲線を示す図である。 チタン添加量に対する各押出材の引張強さ（ＴＳ）および耐力（ＹＳ）の変化を示す図である。 チタン粒子の含有量を変えた各押出材の光学顕微鏡観察写真である。

Claims (1)

1. 純マグネシウムの溶湯中に純チタン粒子を、全体の重量比率で０．５％〜５％の範囲内で投入する工程と、
   前記純チタン粒子が前記溶湯内で均一に分散するように前記溶湯を撹拌する工程と、
   前記純チタン粒子が分散している前記溶湯をアトマイズ法によって凝固させ、純マグネシウムの素地中に純チタン粒子が界面にチタン酸化物を介在させることなく良好な濡れ性を発揮して均一に分散しているマグネシウム基複合粉末を得る工程と、
   前記純チタン粒子が分散しているマグネシウム基複合粉末を圧粉固化して圧粉成形体を作製する工程と、
   前記圧粉成形体に対して熱間塑性加工を施して引張強度が２３０ＭＰａ以上のマグネシウム基複合材料を得る工程とを備える、Ｔｉ粒子分散マグネシウム基複合材料の製造方法。