(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
マグネシウムまたはマグネシウム合金の溶湯が凝固してなるマトリックスと、
該溶湯とＳｉ粒子とがｉｎ−ｓｉｔｕ反応して形成され、前記マトリックス中に分散してなる平均粒径が２μｍ以上で１０μｍ未満の球状および／または楕球状のＭｇ2Ｓｉ粒子と、
を有することを特徴とするマグネシウム基複合材料。
【請求項２】
前記Ｍｇ2Ｓｉ粒子の平均粒径は５μｍ以下である請求項１に記載のマグネシウム基複合材料。
【請求項３】
前記Ｓｉ粒子の平均粒径は３〜１００μｍである請求項１または２に記載のマグネシウム基複合材料。
【請求項４】
全体を１００質量％としたときのＳｉ量は２〜１５質量％である請求項１〜３のいずれかに記載のマグネシウム基複合材料。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、マグネシウム基複合材料に関する。
【０００２】
【従来技術】
従来、高体積率のＭｇ2Ｓｉ粒子を微細均一に分散させたマグネシウム合金あるいはマグネシウム基複合材料は、優れた機械的性質を示すことが知られている（M.MABUCHI,KUBOTA,K.HIGASHI:J.Mater.Sci.31(1996)1529-1535、特開平06-81068号公報等)。
【０００３】
鋳造によって高体積率のＭｇ2Ｓｉ粒子分散マグネシウム合金を得るためには、Ｓｉ量の多いマグネシウム合金の鋳造を行わなければならない。マグネシウム合金のＳｉの添加量を増すとマグネシウム合金の融点が著しく上昇するため、溶湯の取り扱いが非常に危険（爆発、燃焼）となる。加えて、溶湯の流動性が悪化するため健全な鋳物の製造が困難である。そこで、▲１▼特開昭50-115617 号公報では、高Ｓｉ含有のマグネシウム合金を低温で加圧鋳造することによって鋳物を製造することが提案されている。また、特開平06-81068号公報では、高Ｓｉ含有のマグネシウム合金を半溶融状態で射出成形することが示されている。また、▲２▼Ｍｇ2Ｓｉ粒子を微細均一に分散させるために、文献E.E.SCHMID:Z.Metallkde.81(1990)11 、特開平06-81068号公報では、リン(P) の添加が有効であることが示されている。
【０００４】
一方、▲３▼特開昭55-50447号公報では、炭化珪素ウイスカ、シリカ系、アルミナ系またはシリカ−アルミナ系繊維成形体中に、高圧鋳造法によってマグネシウム合金を含浸させて、マトリックス中にマグネシウム−珪素化合物、マグネシウム−アルミニウム化合物を反応析出させることが提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
上記の方法では、以下の理由によってＭｇ2Ｓｉ分散によるマグネシウム基複合材料の十分な特性向上は得られない。
▲１▼の高Ｓｉのマグネシウム合金を鋳造した場合、低温で高圧鋳造を行っても、半溶融状態で射出成形を行っても、Ｓｉは共晶のＭｇ2Ｓｉ、あるいは初晶のＭｇ2Ｓｉとして晶出する。この共晶のＭｇ2Ｓｉは層状、一方、初晶Ｍｇ2Ｓｉは粗大な塊状で、ともに角張った形状の化合物として晶出する。加えて、晶出したＭｇ2Ｓｉは粗大化しやすい。角張った粗大なＭｇ2Ｓｉは破壊が生じやすく、マグネシウム合金、マグネシウム基複合材料の特性向上は十分には得られない。
【０００６】
▲２▼のＰ添加によるＭｇ2Ｓｉの微細化は、平均粒径が１０〜１５μｍ程度が限界である。
▲３▼の炭化珪素ウイスカ、シリカ系、アルミナ系またはシリカーアルミナ系繊維とマグネシウム合金をin-situ 反応させて、マトリックス中にマグネシウムー珪素化合物、マグネシウム−アルミニウム化合物を析出させた場合には、反応生成物は、反応に寄与した繊維周辺に比較的粗大に生成する。繊維周辺に生成した金属間化合物は、繊維と金属間化合物との接触部でのノッチ効果により破壊が生じやすく、強化効果にあまり寄与しない。加えて、反応による繊維の特性劣化をもたらすために、繊維による強化効果も低下するという不具合がある。
【０００７】
本発明は上記の事情に鑑みてなされたもので、マグネシウム合金溶湯の取り扱いが十分安全に行える通常の鋳造条件で、しかも、鋳造のみで、微細、球状、しかも高体積率のＭｇ2Ｓｉ粒子がマトリックス中に均一に分散し、そのＭｇ2Ｓｉの分布状態を制御することで優れた機械的性質を有するマグネシウム基複合材料とすることを課題とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明のマグネシウム基複合材料は、マグネシウムまたはマグネシウム合金の溶湯が凝固してなるマトリックスと、該溶湯とＳｉ粒子とがｉｎ−ｓｉｔｕ反応して形成され、前記マトリックス中に分散してなる平均粒径が２μｍ以上で１０μｍ未満の球状および／または楕球状のＭｇ2Ｓｉ粒子と、を有することを特徴とする。
【０００９】
本発明のマグネシウム基複合材料は、平均粒径が１０μｍ未満の球状および／または楕球状のＭｇ2Ｓｉ粒子をマトリックス中に含んでいる。このＭｇ2Ｓｉ粒子は、マグネシウム基複合材料形成時に、予備成形体中のＳｉ粒子とマグネシウムおよび／またはマグネシウム合金の溶湯がin-situ反応してＳｉ粒子の存在した場所で微細粒径のＭｇ2Ｓｉ粒子となって生成してマトリックス中に分散したものである。このためＭｇ2Ｓｉ粒子は、球状および／または楕球状を保持してマトリックス中に存在している。
【００１０】
マトリックス中に分布するＭｇ2Ｓｉ粒子の平均粒径を１０μｍ未満と微細にしたことによって、従来のＭｇ2Ｓｉ粒子を含む複合材料に比べて靱性、加工性の向上、および強度が向上する。また、Ｍｇ2Ｓｉ粒子は、マトリックスの溶湯とin-situ反応で形成されるため球状および／または楕球状となり、従来技術のようにデンドライト状に形成されたＭｇ2Ｓｉを機械的に粉砕した場合のように角張ったり、鋭角なエッジを持たないため（図６（Ａ）のグレー状の粒子がＭｇ2Ｓｉ、矢印で示した粒子が楕球状）、ノッチ効果等による応力集中が生じることがない。一般に強化材の粒子は図７に示すように平均粒径が微細であるほど、複合材の靱性が向上することが知られている。したがって、本発明の複合材では、Ｍｇ2Ｓｉ粒子の平均粒径を１０μｍ未満とすることによって、従来材に比べて靱性、加工性の向上、および強度の向上が期待できる。また、マトリックス中に棒状の共晶Ｍｇ2Ｓｉや塊状の初晶Ｍｇ2Ｓｉが分散している場合と比べても、ノッチ効果等による応力集中が生じにくく機械的性質の向上が得られる。
【００１１】
さらに従来例のＰの添加等の処理では達成できないＭｇ2Ｓｉ粒子の微細化が可能となる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明のマグネシウム基複合材料のマトリックスに分散するＭｇ2Ｓｉ粒子は、それぞれ単独でマトリックス中に存在し、かつ比較的均一に分散していることが望ましい。
本発明のマグネシウム基複合材料は、マグネシウム基複合材料中に１〜１５重量％含有されるように配合された平均粒径が３〜１００μｍのＳｉ粒子と担持体とを有する予備成形体を作製する工程と、前記予備成形体中にマグネシウムまたはマグネシウム合金溶湯を加圧含浸させる工程と、により製造するのが好ましい。
【００１３】
前記担持体は、マトリックスであるマグネシウム、マグネシウム合金、あるいはマグネシウム合金の合金元素であるアルミニウム、亜鉛、ジルコニウム等、または、優れた特性を有しＭｇ2Ｓｉとの複合強化効果が発現される金属あるいはセラミックス等の繊維や粒子で構成するのが好ましい。
前記予備成形体中に添加するＳｉ粒子の添加量は、マグネシウム基複合材料中に重量％で１〜１５％含まれるように予備成形体中に添加するのが好ましい。より望ましい添加量は２〜１０％である。
【００１４】
前記予備成形体中に添加するＳｉ粒子の平均粒子径は、３〜１００μｍ程度のものが利用でき、望ましくは１０〜７５μｍの範囲である。
前記予備成形体中のＳｉ粒子の分布は、複合材料において特定のＭｇ2Ｓｉ粒子の分布を得るために均一、あるいは偏在した分布とするのが好ましい。
前記予備成形体中にマグネシウムまたはマグネシウム合金溶湯を加圧含浸させる際の溶湯温度は、８００℃以下であることが好ましい。
【００１５】
前記予備成形体の予熱温度は４００〜８００℃の範囲が好ましい。
本発明のＭｇ2Ｓｉ粒子の分散状態は、組織の写真図（図６（Ａ）のグレー状の粒子）に示すように個々のＭｇ2Ｓｉは比較的単独にマトリックス中に存在し、かつ比較的均一に分布している。これにより、強度および靱性の向上が期待できる。従来法による高Ｓｉ含有Ｍｇ合金の鋳造ではＭｇ2Ｓｉは、図６（Ｂ）の通常の重力鋳造の場合は粗大な塊状となり、予備成形体への高圧鋳造の場合は図６（Ｃ）に示すように繊維周辺や繊維を取り囲むように塊状のＭｇ2Ｓｉが晶出しており、これが、接触部での応力集中や破壊の伝播を容易にしていると推定される。
【００１６】
担持体をアルミナ短繊維またはホウ酸アルミウィスカを用いて形成した本発明のＭｇ2Ｓｉ粒子分散マグネシウム基複合材料と、従来法によるＭｇ2Ｓｉ分散マグネシウム基複合材料の機械的性質を比較したのが図５である。図５の本発明はいずれも従来法より引張強さが向上していることを示している。
本発明のマグネシウム基複合材料は、以下に述べる方法で製造することができる。
【００１７】
すなわち、マグネシウム合金基複合材としたときに重量％で１〜１５％の平均粒径が３〜１００μｍのＳｉ粒子と、担持体とからなる予備成形体を作製する第一の工程と、この予備成形体中にマグネシウム合金溶湯を加圧含浸させて複合材とする第二の工程により製造できる。
前記Ｓｉ粒子の添加量は、重量％で１〜１５％、望ましくは２〜１０％である。Ｓｉ粒子の添加量が少ない場合は、マトリックス中のＭｇ2Ｓｉの生成量も少なく、複合材の十分な特性向上が望めない。一方、Ｓｉ粒子の添加量が多い場合、Ｓｉに対して体積率で約３倍のＭｇ2Ｓｉ粒子の生成により、図１（Ｓｉ量と引張強さの関係）、図２（Ｓｉ量と弾性率の関係）、図３（Ｓｉ量と熱膨脹係数との関係）に示したように複合材の靱性等が著しく低下して十分な強度が得られないので好ましくない。適正な強度と靱性を得るためには、生成したＭｇ2Ｓｉの量は、体積率で３〜５０％の範囲が望ましい。
【００１８】
添加するＳｉ粒子の粒子径は、３〜１００μｍ程度、望ましくは１０〜７５μｍである。Ｓｉ粒子の平均粒径が小さい場合は、Ｓｉ粒子が予備成形体中に担持されにくく、予備成形体作製時に成形体下部に集まってしまうので好ましくない。したがって、成形体中に均一にＳｉ粒子を分散させることが困難である。また、Ｓｉ粒子の平均粒径が小さい場合には鋳造時にin-situ 反応せず、Ｍｇ溶湯中に溶け込んで共晶あるいは初晶のＭｇ2Ｓｉとしてマトリックス中に晶出する。この共晶あるいは初晶として晶出したＭｇ2Ｓｉは、層状あるいは塊状であり、複合材の強度向上への寄与が小さく好ましくない。一方、Ｓｉ粒子の平均粒径が大きい場合、鋳造時にＳｉ粒子の反応が完了せず、未反応のＳｉがＭｇ2Ｓｉに取り囲まれたような状態で残ってしまうので好ましくない。未反応のＳｉが存在するとＳｉとそれを取り囲むＭｇ2Ｓｉの界面では破壊が生じやすく、複合材の強度は著しく低下するので好ましくない。図４には成形体の予熱温度とＳｉ粒子径との関係においてＳｉの未反応分が残存した領域を示した。これによりマトリックスの溶湯温度との要請からＳｉの粒子径の好ましい範囲が規定される。
【００１９】
前記担持体は、マグネシウム合金との複合化によって反応等による強度低下の要因とならない金属、あるいはセラミクスの繊維、粒子等が使用できる。マトリックスを形成するマグネシウム、マグネシウム合金、あるいはマグネシウム合金の合金元素であるAl、Zn、Zr等、または、優れた特性を有し、Ｍｇ2Ｓｉとの複合強化効果が発現される金属あるいはセラミクス等の繊維や粒子等で構成することが望ましい。
【００２０】
前記予備成形体はＳｉ粒子、あるいはＳｉ粒子とＳｉ粒子量を調整するための担持体、バインダー等からなる多孔体、または、ケース、金型等にＳｉ粒子、担持体等を充填したものとすることが望ましい。
前記予備成形体中に分散させるＳｉ粒子の分布は、複合材料において特定のＭｇ2Ｓｉ粒子の分布を得るために均一、あるいは偏在した分布とすることが望ましい。
【００２１】
また、予備成形体はＳｉ粒子量の制御が可能であれば、担持体を用いず、バインダ等のみによって成形されたものであってもよい。担持体の量は後工程でのハンドリングが可能であれば、成形体の空隙率が大きくなるので、少量であることが望ましい。
第二の工程として、上記予備成形体中にマグネシウム合金溶湯を加圧含浸させる。このときin-situ 反応によって微細で球状のＭｇ2Ｓｉが生成する。
【００２２】
高温でのＭｇ溶湯の取り扱いは、爆発、燃焼の危険性が高いことから、注湯温度は、比較的安全に取り扱いが可能な８００℃以下とすることが望ましい。このため、成形体を予熱して鋳造に用いる必要がある。予備成形体は４００〜８００℃に予熱することが望ましい。予備成形体の予熱がこれより低温であると、予備成形体中への溶湯の含浸が困難になり、成形体の変形や割れが生じるともに、ＳｉとＭｇの反応が十分に進行せず、未反応のＳｉが複合材中に残ってしまうので好ましくない。また、予備成形体の予熱温度が高すぎると、Ｍｇ溶湯の注湯が危険であるとともに、生成したＭｇ2Ｓｉの部分的な粗大化が起こるので好ましくない。予備成形体の予熱温度を４００〜８００℃の範囲とすることにより、マグネシウム合金溶湯の含浸がスムースになり、反応も容易に生じる。
【００２３】
Ｓｉ粒子の大きさ、予備成形体の予熱温度を調整することにより、マグネシウム合金の注湯温度を８００℃以下としても、未反応のＳｉがない、健全なＭｇ2Ｓｉ粒子分散マグネシウム基複合材料の製造が可能である。即ち、少量のＳｉ粒子の添加、低温での鋳造のみで、微細な球状のＭｇ2Ｓｉ粒子が比較的均一に分散した高体積率のＭｇ2Ｓｉ粒子分散Ｍｇ基複合材料が容易に得られる。
【００２４】
反応生成したＭｇ2Ｓｉは、もとのＳｉ粒子が存在した部位を中心に分布するため、成形体作製時にＳｉ粒子の分布を制御すれば、Ｍｇ2Ｓｉ粒子の分布状態を制御することができる。したがって、Ｍｇ2Ｓｉによる部分強化を行いたい場合には、必要部位にＳｉ粒子を多く分布させた予備成形体を作製すればよい。
上記製造方法によって、直径が１０μｍ程度以下の球状、あるいは楕球状の微細なＭｇ2Ｓｉ粒子が、比較的単独にマトリックス中に存在し、かつ比較的均一に分布した、Ｍｇ2Ｓｉ粒子の体積率３〜５０％のマグネシウム基複合材料が得られる。
【００２５】
本発明によって機械的性質、靱性の優れたＭｇ2Ｓｉ粒子分散マグネシウム基複合材料が得られる。特に、高温強度、剛性、耐摩耗性に優れた、低熱膨張のマグネシウム合金複合材料である。これは、得られたマグネシウム合金複合材料が、微細で球状のＭｇ2Ｓｉ粒子がマトリックス中に比較的均一に分散し、しかも高体積率であるためである。また、成形体作製時にＳｉ粒子の分布を偏在させることによりＭｇ2Ｓｉ粒子をマトリックス中に偏在させることもできる。
【００２６】
【実施例】
以下、実施例により具体的に説明する。
（実施例１）
本発明のマグネシウム基複合材は、以下の製造方法により製造した。
まず、第一の工程として、Ｓｉ粒子を分散させた多孔体の予備成形体を準備した。本実施例では、Ｓｉ粒子の担持体としてアルミナ短繊維を用いた。複合材としたときにアルミナ短繊維の体積率が１５％、Ｓｉの重量％が５％となるように（その他０％、１％、２％、３％、１０％の各試料）アルミナ短繊維とＳｉ粒子を秤量後、水中で攪拌混合した。このときアルミナ短繊維とＳｉ粒子の分散状態が向上するように、微量の界面活性剤を添加した。さらに、微量のアルミナバインダを添加後、それらを吸引濾過し、プレスしてアルミナ短繊維の体積率が１５％となるように成形した。成形体を室温で乾燥後、１０００℃で２時間焼成して予備成形体（上記の各試料）を得た。
【００２７】
マグネシウム溶湯を加圧含浸する第二の工程は、予備成形体を大気中で７００℃に予熱後、２５０℃に予熱した金型に収め、マグネシウム合金溶湯を安全に取り扱いができる７５０℃で注湯した。次いで、９００ｋｇ／ｃｍ2 で６０秒加圧を行い複合化した。複合化後、型から取り出して空冷した。
これにより、未反応のＳｉがない、健全なマグネシウム基複合材料が作製できた。即ち、少量のＳｉ粒子の添加、低温での鋳造条件のみで、図６（Ａ）の組織の写真図に示すように微細な球状のＭｇ2Ｓｉ粒子が比較的均一にかつ高体積率で分散したマグネシウム基複合材料が得られた。
【００２８】
図１には上記の方法で得たマグネシウム基複合材と純マグネシウム材のＳｉ量と引張強さの関係のグラフを示した。図１の黒印に示したようにマトリックスに純マグネシウムおよびマグネシウム合金（ＡＭ５０合金）共Ｓｉの添加量が３％、５％、１０％の試料は、未添加のものより室温、２５０℃共に引張強さが向上していることを示している。
【００２９】
図２は上記の方法で得たマグネシウム基複合材のＳｉ量と弾性率および硬さの関係を示したグラフである。図２に示すようにＳｉ量の添加量を増すと弾性率と硬さが高くなっている。
図３は上記の方法で得たマグネシウム基複合材のＳｉ量と熱膨張係数との関係を示すグラフである。熱膨脹係数は、Ｓｉ量の添加量の増加と共に低下している。
【００３０】
図４には、Ｓｉの反応性に及ぼすＳｉ粒子径と成形体予熱温度との関係を示した。○印は製造複合体中に未反応Ｓｉが無い場合であり、×印は未反応Ｓｉが存在する場合である。
本実施例では、予備成形体として上記の方法による繊維成形体を準備したが、溶湯の含浸が可能なもので、Ｓｉ粒子が分散した多孔体であれば、その製法、構造等はいかなるものでもよい。
【００３１】
本実施例では、アルミナ短繊維によるマグネシウム基複合材料の強化効果も加味し、Ｍｇ2Ｓｉ粒子のハイブリッド複合強化を期待してアルミナ短繊維の体積率を１５％とした。
図６（Ａ）に本実施例の複合材料組織の写真図を示した。これは、Ｓｉ粒子とマグネシウム合金溶湯を、比較的低温の鋳造条件で、しかも、短時間の高圧鋳造によってin-situ反応させたことにより得られたものである。また、本法は高圧鋳造による液相反応であるため、反応による体積膨張、収縮による欠陥が生じにくく、加えて冷却が比較的速いため、生成したＭｇ2Ｓｉ粒子の粗大化も生じにくい。
【００３２】
強化粒子は図７に示すように微細であるほど複合材の靱性が向上するため、本発明のように微細なＭｇ2Ｓｉ粒子は強度の向上が期待できる。
したがって本複合材の機械的性質の向上は、従来法のＰの添加等では達成できないものである。Ｍｇ2Ｓｉ粒子の平均粒径を１０μｍ以下とすることによって、従来材に比べて靱性、加工性の向上、および強度の向上が期待できる。また、Ｍｇ2Ｓｉ粒子は球状、あるいは楕球状であり、角張っておらず、鋭角なエッジを持たないため、棒状の共晶Ｍｇ2Ｓｉや塊状の初晶Ｍｇ2Ｓｉに比べて（図６（Ｂ）および（Ｃ））、ノッチ効果等による応力集中が生じにくい。このことも、複合材の靱性および強度向上の大きな要因となる。さらに、従来法による共晶、あるいは初晶のＭｇ2Ｓｉは、繊維周辺や繊維を取り囲むように晶出しており、これが、接触部での応力集中や破壊の伝播を容易にしていた。
【００３３】
本複合材では、平均粒径が２〜３μｍのＭｇ2Ｓｉは比較的単独にマトリックス中に存在し、かつ比較的均一に分布していた（図６（Ａ））。これにより、複合材の強度および靱性の向上が期待できる。
本方法によって得られたＭｇ2Ｓｉ分散マグネシウム基複合材料と、比較例である従来法によるＭｇ2Ｓｉ分散マグネシウム基複合材料の機械的性質の比較を示す（図５）。
【００３４】
比較例のマグネシウム合金複合材は、アルミナ短繊維予備成形体（Ｖｆ１５％）にＭｇ−３％Ｓｉ合金を、本法と同様の鋳造条件で高圧鋳造したものである。その組織を図６（Ｃ）に示す。比較例では塊状のＭｇ2Ｓｉが繊維を取り囲むように晶出している。
本実施例で得られた複合材は、図５に示した比較例の従来の複合材に比べて機械的性質、靱性の優れたＭｇ2Ｓｉ分散マグネシウム基複合材料である。特に、高温強度、剛性、耐摩耗性に優れた、低熱膨張のマグネシウム合金複合材料であった。これは、得られたマグネシウム合金複合材料が、微細で球状のＭｇ2Ｓｉ粒子が比較的均一に分散し、しかも高体積率であるためである。
【００３５】
（実施例２）
担持体としてホウ酸アルミニウムウイスカを用いた。ホウ酸アルミニウムウイスカの直径は約１μｍ、長さが約１０μｍと微細であるため、より微細なＳｉ粒子の担持が可能であった。そこで、平均粒径１０μｍのＳｉ粒子を用い、実施例１と同様に成形体を作製し、加圧鋳造により複合材を得たこの複合材の組織の写真図を図８に示した。
【００３６】
得られた複合材では、図６（Ａ）の実施例１の場合より均一にＭｇ2Ｓｉが分散しており、優れた機械的性質（図５）を示した。
（実施例３）
担持体としてＭｇ粉末とＡｌ合金粉末を４：１で混合した混合粉を用いた。これに、Ｓｉ粒子を３ｗｔ％添加し、混粉した後、圧粉成形して空隙率４０％の圧粉成形体を作製した。ＭｇおよびＡｌ合金粉末の表面酸化、窒化を防止するために、アルゴン雰囲気中にて５００℃で予熱した。金型温度３００℃、注湯温度８００℃で加圧鋳造して、複合材を得た。
【００３７】
得られた複合材は図９の組織写真図に示すようにマグネシウム粉末周辺のマグネシウム合金中に平均粒径３〜５μｍのＭｇ2Ｓｉが分散していた。また、Ａｌ合金粉末の周囲にはＡｌ−Ｍｇ化合物が生成していた。この複合材はセラミクスを含まないことから、後加工の容易な高性能なマグネシウム合金基複合材である。
【００３８】
【発明の効果】
本発明のマグネシウム基複合材は、マトリックス中に平均粒径１０μｍ未満の微細で球状および／または楕球状のＭｇ2Ｓｉ粒子が分散しているので、このＭｇ2Ｓｉ粒子により材料の靱性・強度がより向上した。特に、高温強度、剛性、耐摩耗性に優れた、低熱膨張のマグネシウム合金複合材料である。これは、得られたマグネシウム合金複合材料においては、微細で球状および／または楕球状のＭｇ2Ｓｉ粒子を比較的均一に分散し、しかも高体積率であるためである。
【００３９】
また、Ｓｉ粒子を担持体に担持して８００℃以下の温度のマグネシウムおよびまたはマグネシウム合金溶湯を加圧含浸することで得られるので製造も容易である。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例の複合材の引張強さに及ぼすＳｉ量の影響を示すグラフである。
【図２】実施例の複合材の弾性率と硬さに及ぼすＳｉ量の影響を示すグラフである。
【図３】実施例の複合材の熱膨張係数に及ぼすＳｉ量の影響を示すグラフである。
【図４】実施例の複合材のＳｉの反応性に及ぼす成形体予熱温度とＳｉ粒子径との関係を示すグラフである。
【図５】実施例および比較例の複合材の引張強さを比較した棒グラフである。
【図６】（Ａ）本実施例複合材の組織中のＭｇ2Ｓｉ粒子分散を示す写真図である。（Ｂ）従来例の高Ｓｉ含有Ｍｇ合金を重力鋳造した場合のＭｇ2Ｓｉの分散を示す組織の写真図である。（Ｃ）従来例のアルミナ繊維予備成形体に高Ｓｉ含有Ｍｇ合金を高圧鋳造した場合のＭｇ2Ｓｉ粒子の分散状態を示す組織写真図である。
【図７】複合材における強化材粒子径と引張強さとの関係を示すグラフである。
【図８】ホウ酸アルミニウムウィスカを担持体としたときの複合材の組織の写真図である。
【図９】マグネシウム粉末を担持体としたときの複合材の組織の写真図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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