め
∽ A)
a
∽
34 35
Density
pkg/m3【…雪.2]
図4‑4 射出成形材の疲労強度と密度の関係
EiiZ!
鷲
.3i
冒
Fh
= a
'G
‡∃
4)
〔⊃
ii?
∽
∽
(U
a
∽
100 101 102 103 104 105 106 107 lot Number of cycles to failure Nf
国4‑5 射出成形材および牛造材のS/)o
‑N簸図
‑ 98 ‑
様の挙動を示すか否か不明であるが,き裂発生および成長の観察ができなかったこと は,射出成形材の疲労寿命もほとんどがき裂発生寿命で占められていることが考えら れる.さらに,射出成形材のき裂発生ほボアの存在により鋳造材よりもさらに早軌こ 生じ,加えて鋳造材に比べて高い射出成形材のγ等軸粒の体墳含有率によりき裂発生 寿命は短くなり.射出成形材と鋳造材の疲労強度における相違をもたらしたものと推 測される.このように射出成形材と鋳造材の疲労強度の差異は主としてき裂発生に起 因すると考えられる.ただし,この点については今後さらに詳細な検討が必要である.
4. 3. I. 3 疲労破両種相
巨視的な破面様相は,いずれの材料も平坦でぜい性的であった. 1400℃焼結材お よび1350℃焼結材の破面のSEM観察結果を図416に示す. 1350℃焼結材では, γ 等軸粒の牧内へき開破壊が支配的であるのに対して, 1400℃焼結材ではそれに加え て,ラメラ問およびラメラを横切ったへき開破壊が観察される.均質化処理材では 1400℃焼結材に比べて, γ等軸粒の粒内へき開破面が多く観察され,また微細なラ メラ粒の破面がみられるが,基本的には1400℃焼結材と同様の破面様相を呈してい
る.また, 1400℃焼結材に比べて, 1350℃焼結材の破面に多くの微小ポアが観察さ れる.なお,いずれの試験片の破面においても,き裂発生の起点を同定することはで
きなかった.
50FLm
l l
深還臣.謂栄謂
国4‑6 SEMによる疲労故面
ー g9
‑
4. 3. 2 疲労き裂進展特性
4. 3. 2. 1 き裂進展速度と応力拡大係数範囲の関係
図4‑7にき裂進展速度h/iⅣと応力拡大係数範囲A Kの関係を示す.なお,比較 のために鋳造材の結果(198)I (199)も示した.図から明らかなように,鋳造材に比べ
て,いずれの射出成形材の由僧好一･A K関係の勾配は大きく(185)I (188)･ (192),著 しく低いき裂進展抵抗を示す.射出成形材においては, 1400℃焼結材が最も優れた き裂進展抵抗を示し,次いで均質化処理材, 1350℃焼結材となる傾向がある.
101
Stress intensity血ctor range AK MPa(m
図4‑7 射出成形材および鈷造材の由必Ⅳ｣ A K関係
ー100 ‑
図4‑8はき裂開閉口挙動の測定結果である.射出成形材のK.p,4(.".倍(K.p : き裂開口応力拡大係数, K.M. :最大応力拡大係数)は0.2‑0.4の間にあり,焼結温
度および均質化処理の影響はほとんどみられないことがわかる.いずれの材料もほと んど塑性変形を示さないこと,また低き裂進展速度領域においても破面上に酸化物の 付着は認められなかったことから,このき裂閉口は主として破面粗さによるものと考 えられる.なお,いずれの射出成形材のき裂閉口も第3章の鋳造材より小さい.
さらに,き裂開閉口の測定結果を用いて,き裂進展速度を有効応力拡大係数範囲
AK.L[で整理した結果を図4‑9に示す. A Kによる整理でみられた均質化処理材と 1350℃焼結材の差異はほぼ消失する傾向にあるが,依然として1400℃焼結材のき裂
進展抵抗は高い.また,鋳造材はそれらよりかなり右方に位置しており, A K.ffに
よっても射出成形材と鋳造材のき裂進展速度の相違を説明できない.
0.8
当
㌔
o･6ヽ
㌔
o･4Injectionmolding intermetal1ic compound
Ti〟 R= 0.05
o Sintered at 1400.C
□ Homogenized
△ Sintered at 1350oC
盛dS...8
｡
4 5
Maximum stress
intensity血ctor
Kmax
MPa(m
図4‑8 射出成形材のK..ノ好̲..1K̲..関係
‑ 10l ‑
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i葺 q)葛l}
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