岳500

BEG 400

,.□

曹

4) l｣

+J

∽

'G̲q2

【]

A)

ト

25 ⁸⁰⁰

Test temperature T ^oC

図2‑4 常温および高温における射出成形材と鈷造材の引張特性の比較

‑ 52 _‑

2. 3. 3 故面観察

鋳造材(試験片A)および射出成形材の巨視的破面観察結果をそれぞれ図2‑5お よび図2‑6に示す.図から明らかなように,射出成形材の破面はいずれも常温では

平坦であるのに対して,高温では凹凸が大きくなる傾向があるが, 1350℃焼結材の 破面は高温においても平坦であり,ぜい性的な様相を呈している.鋳造材においても,

常温の破面は比較的平坦であるが,高温ではかなり凹凸が大きくなり,塑性変形の痕 跡を示している.射出成形材と鋳造材を比較すると,常温および高温とも射出成形材 q)破面の凹凸は小さく,よりぜい性的に破壊が生じたことを示している.

図2‑7に 射出成形材のSEMによる微視的破面観察結果を示す.常温においては, 1400℃焼結材は主にラメラ組織を横切って生じた筋状のへき開破面とラメラ層に沿

う平坦な粒内へき開破面を呈している.均質化処理材では, 1400℃焼結材と同様の ラメラ組織の破面様相に加えて, γ相の粒内へき開ファセットが局所的に観察される.

1350℃焼結材では,均質化処理材よりも広範囲にγ相の粒内へき開ファセットが観

察される.なお,いずれの場合にも微小なポアが多数認められるが, 1350℃焼結材 が最も多く,密度の結果と一致している.高温においては, 1400℃焼結材および均 質化処理材は,常温における場合よりもラメラ層を横切る筋状の模様の凹凸が大きく,

やや延性的な様相となる.一方, 1350℃焼結材の破面は高温下においても全体的に 平坦で,一部に1400℃焼結材と同様のラメラ組織の延性的な様相がみられるが,依

然としてかなりのγ相の粒内へき開破壊が観察される.

図2‑8に試験片Aの鋳造材の微視的破面様相を示す.常温においては,鋳造のま まの材料では全面ラメラ層を横切って形成された筋状のぜい性的な破面でおおわれて

いる.それに対して,均質化処理材ではラメラ層の筋状の模様に加えて, _{γ相の粒内} へき開破壊が明瞭に認められる.一方,高温においては,両材ともラメラ層の筋状の

模様の凹凸と湾曲が常温の場合と比較してかなり大きくなり,塑性変形が生じた痕跡 を示している.均質化処理材では,依然としてγ相のへき開破壊が観察されるが,常 温に比べてやや延性的となっている.図2‑9は試験片BとCの微視的破面様相であ

る.試験片BはAと同様のラメラ組織を横切って生じた筋状のぜい性破面を呈して おり,高温下では凹凸が大きくなり,延性を示していることがわかる.このことはこ

一 里g]_‑

の試験片の破断近傍の表面の微視組織からも明らかである.すなわち,国2‑10に示 すように常温および高温のいずれにおいてもすべり線が確認できる.なお,このよう なすべり線は試験片cおよび射出成形材では見られない.一方,試験片Cの微視的 破面はラメラ眉間を横切ったと考えられる平坦なへき開披面が観察される.高温では

常温よりわずかに延性的な様相を示すが,いずれの場合も試験片A, Bに比較して 非常にぜい性的であり, TiAlの延性へのラメラ層の方向による組織依存性が伺われ

る

固2‑5 鋳造材の巨視的破面写真 (試故片A)

‑ 54 _‑

図216 射出成形材の巨視的破面

I

CJ1 :≠上

I

≡‑こ恕匡

≡こ:こ転封扉

国2‑8 特進材の微視的破面写真 (式典片A)

国2‑9 鈷造材の脊祝的破両写真 (試食片B, ^{C :} A8‑Cast)

→ 呈Rl_→