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することを目的としたAト0.15%Ti、
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17%Be、o .
l1%Zrおよび0.47知fを、より反応性が高いと思 われる1073K保持で行った値も示した。純Alとの接触角は973K保持で約110ロを示し、温度の上昇 とともに低下し、 1173K保 持 で は θ==920 を示した。 Aト1.1%Ni、6見Ni、5.5%Cu、10児Si、Al‑ 0.17%Be、0.15灯i、0.47知f、0.11幻r合金の接触角は973‑‑1073K保持で106‑‑1130 であり、いず れ の 元 素 も 濡 れ 性 に は ほ と ん ど 影 響 を 及 ぼ さ な か っ た 。 一 方 、 前 述 し た よ う に し7おLiおよび4.1roMg合金は973Kで980 、4.3見Li合金は90。、 9.7roMgは98‑‑100。であり、これらの元素の添加 により濡れ性がわずかに改善された。
Al合金とA1203との界面エネルギーを求めるためにはA1203の表面エネルギーの値が必要である が、 2623Kで905mJ/m2であることと (55)、α‑A1203の(0001)面の表面エネルギーは温度が1K低下 すると0.12mJ/m2増加すること (56)から973Kにおける表面エネルギーの値を1000‑‑1100皿J/m2と仮 定して固液界面の界面エネルギーを求めた。 5s保持の値で比較したところ純Alの場合には1277‑‑ 1377mJ/m2であったがAト9.6roMg合金では1134‑‑1234mJ/m2と低くなり、溶質元素が界面張力を下 げることにより濡れ性は向上したものと考えられる。
元素の添加による液体の表面張力の変化は一般に液滴中の溶質元素が液体の表面に吸着される ために生じ、このときの表面に集まる過剰な原子の濃度はGibbs(57)の吸着式を積分した次式に
より得られるとされている。
γ== ‑R T rln c
+
IC ..(3‑8) ただし、r :
表面に吸着された過剰溶質濃度R:気体定数 T:絶対温度 γ:表面張力
c:全体の溶質濃度 だ:定数
Al合金とA1203の界面エネルギーも液体の場合と同様に溶質元素の吸着により低下すると考えれ ば、基盤への元素の吸着が濡れ性の向上の一因と考えられる。また、 MacDonaldとEberhart(26)
はA1203との濡れ性は金属の酸化物形成の標準エネルギーに比例して大きくなることを示してお り、長と沖 (29)は溶融Al中の酸素溶解度を上昇させる元素の添加が有効であるとしている。濡れ 性改善の機構については未だ結論は得られていないが、 A1203最表面が原子半径の大きい酸素で 覆われている (52)ことと、 1273Kの高温、真空雰囲気になるとA1203表面はA120やA10などの酸素 欠乏相により覆われ (5B)、A1203基盤の表面エネルギーが増加して濡れ性が改善されることなど から、濡れ性に及ぼす合金元素の影響を考える場合、 A1203表面の酸素との関係が最も重要であ
ると予測される。酸素との親和力が高く結ぴっき易い元素ほど界面に集まり易く、界面エネルギ ーを下げるとともに、その元素の酸化物形成能がAlより高い場合にはA1203表層部に酸化物を形 成するものと推測される。
3 . 3 . 2 A1203とAトLiおよびAトMg合金との反応
LiおよびMgは酸化物形成能がAlより高く、 A1203との反応が予測されるが、前述のように真空 雰囲気ではMgおよびLiが蒸発するため、界面での元素の挙動や界面反応相の生成を定量的に把握 することは困難と考えられた。したがって、同じ装置を用い肉、 Liの蒸発を抑えるため1x 105Pa のAr雰囲気でA1203基盤との接触実験を行った。 Aト3.2児Liおよび5.8知
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合金融液とA1203を973Kで 1.2ks接触後、液滴を除去した後の基盤表面を観察すると、液滴が接触していた部分は変色し、明らかに基盤表面の性状が変化していた。そこで、 973Kで180‑‑1.2ks接触させた試料について、
2次イオン質量分析装置により基盤表面から深さ方向に対して27Al+"7Li+" 24Mg¥ および160+ の2次イオン強度を分析した結果をFig. 3‑6に示した。図の縦軸は、各2次イオン強度(I)を構成 元素の全2次イオン強度で規格化したもので、相対的なイオン濃度を表している。横軸のスバッ タ深さは、あらかじめ各実験試料についてスバッタ時間と精密表面粗さ計(タリステップ)で測定 したスバッタ深さの関係を求めておいて，分析時のスバッタ時聞から換算した.AトLi合金試料 を180s保持した場合は、 7Li+の強度は基盤表面から約0.06μmまで高い値を示し、一方、 27Al +お よび160+イオンの強度は深さ0.06μmまでは低く、その後バルクの強度を示すことから、表層部 にLi‑AトOの濃化層が生成している。また、 1200s保持試料の分析結果から明らかに，時間の経過 にともないLi‑AトOの濃化層の厚さは増加した。 AI‑Mg合金試料の場合も同様に、 0.02‑‑0.03μm まで24Mg+イオンの強度が高く、 27Al+および160+イオンの強度は0.04μm以上でバルクの値を示 すことから、基盤表層部にMg‑AトOの濃化層の存在が確認される。 Fig. 3‑7およびFig. 3‑8に各 基盤から得られた2次イオンマススペクトル示す。なお、比較のため、未処理のA1203基盤から得 られたマススペクトルも示した。 Fig.3‑7のAトLi合金の場合は、 A1203のマススペクトルで検出 されていない質量数6、7のLi+イオンや質量数33、34のLiAl+"質量数50のLiAIO+などの分子イオ ンが検出された。 Fig. 3‑8はAトMg合金の場合であるが、 A1203中に不純物として微量のぬが含ま れているため、反応層のマススペクトルがA1203基盤のマススペクトルと類似しているが、反応
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