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WO2019244999A1 - アルミニウム基複合材 - Google Patents

アルミニウム基複合材 Download PDF

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WO2019244999A1
WO2019244999A1 PCT/JP2019/024597 JP2019024597W WO2019244999A1 WO 2019244999 A1 WO2019244999 A1 WO 2019244999A1 JP 2019024597 W JP2019024597 W JP 2019024597W WO 2019244999 A1 WO2019244999 A1 WO 2019244999A1
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WO
WIPO (PCT)
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aluminum
mass
based composite
carbon fiber
composite material
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2019/024597
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English (en)
French (fr)
Inventor
謙一郎 関口
慶之 大窪
今村　寿之
尚也 床尾
一寿 杉江
佐伯　智則
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Proterial Ltd
Original Assignee
Hitachi Metals Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Hitachi Metals Ltd filed Critical Hitachi Metals Ltd
Priority to JP2020525805A priority Critical patent/JPWO2019244999A1/ja
Publication of WO2019244999A1 publication Critical patent/WO2019244999A1/ja
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/10—Alloys containing non-metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B82—NANOTECHNOLOGY
    • B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
    • B82Y30/00—Nanotechnology for materials or surface science, e.g. nanocomposites
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/05—Mixtures of metal powder with non-metallic powder
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum-based composite material containing a carbon fiber as a reinforcing material in a base structure, and more particularly, to an aluminum-based composite material in which carbon fibers are dispersed in a base structure formed by solid-phase bonding of aluminum particles. It is about union.
  • Patent Documents 1 to 3 an aluminum-based composite material reinforced with carbon nanotubes has been proposed (for example, Patent Documents 1 to 3).
  • the present inventors have been unable to obtain an aluminum-based composite material having excellent mechanical properties in which all of tensile strength, elongation and Young's modulus show values equal to or higher than a certain value by the conventional method. I knew it was necessary.
  • the present invention has been made in view of such a problem, and an object of the present invention is to provide an aluminum-based composite material having excellent mechanical properties in which all of tensile strength, elongation, and Young's modulus show values equal to or more than a certain value. Aim.
  • the present invention provides an aluminum-based composite material containing carbon fibers as a reinforcing material in a matrix, wherein the matrix has 1 to 5% by mass of the carbon fibers, 0.5 to 7% by mass of Mg, the balance being Al and unavoidable impurities, having an oxide containing Mg in the matrix, and in any cross section, a crystal grain boundary constituting the matrix and the matrix
  • An aluminum-based composite material characterized in that the area ratio of the Mg-containing oxide present at the interface between the carbon fiber and the carbon fiber is 4 to 15%.
  • the carbon fibers are carbon nanofibers or carbon nanotubes.
  • the number of Mg-containing oxides having an equivalent circle diameter of 100 nm or more existing at the grain boundaries constituting the matrix and the interface between the matrix and the carbon fibers is 5 / ⁇ m 2 or less. It is desirable that
  • the porosity of the aluminum-based composite material is 0.2% or less.
  • the porosity is a numerical value defined by (1 ⁇ (p / p0)) ⁇ 100 (%), where p is an apparent density (g / cm 3 ), and p0 is a true density (g). / Cm 3 ).
  • the area ratio of the Mg-containing oxide present in a range of 0.1 d from the outer peripheral edge of the carbon fiber (hereinafter referred to as Mg oxide) (May be referred to as an occupancy).
  • sufficient mechanical properties can be obtained by setting the area ratio of Mg oxide in the base structure of the aluminum-based composite material in an arbitrary cross section to a predetermined range.
  • the carbon fibers are carbon nanofibers or carbon nanotubes
  • the carbon fibers are dispersed in the matrix, and the matrix can be efficiently reinforced.
  • the circle equivalent diameter of the arbitrarily selected carbon fiber is d in an arbitrary cross section
  • the area ratio of the Mg-containing oxide present in the range of 0.1 d from the outer peripheral edge of the carbon fiber is 80% or less, higher mechanical properties can be obtained.
  • an aluminum-based composite material having excellent mechanical properties in which all of tensile strength, elongation, and Young's modulus are equal to or more than certain values.
  • An aluminum-based composite material according to an embodiment of the present invention is an aluminum-based composite material containing a carbon fiber as a reinforcing material in a base tissue, containing 1 to 5% by mass of the carbon fiber, and 0.5 to 7% by mass of Mg, the balance being Al and unavoidable impurities, and having an oxide containing Mg in the base structure, a crystal grain boundary constituting the base structure, the base structure, and the carbon fiber. Characterized in that the area ratio of the Mg-containing oxide present at the interface with the substrate is 4 to 15%.
  • the carbon fiber is preferably a carbon nanotube or a carbon nanofiber.
  • the aluminum alloy constituting the base structure is composed of 0.5 to 7% by mass of Mg, the balance being Al and unavoidable impurities.
  • Mg aluminum-Mg-based 5000-based alloy
  • A5083 specified in JIS (Japanese Industrial Standards) H4000.
  • An aluminum alloy (hereinafter, also referred to as JIS A5083 alloy or the like) may be used. If the amount of Mg is too large, workability and elongation are reduced.
  • Mg oxide the oxide containing Mg ( Hereinafter, it may be referred to as Mg oxide.).
  • the adhesion at the crystal grain boundary (interface) between the crystals constituting the base structure made of an aluminum alloy or at the interface between the base structure and the carbon fiber is low, and voids are formed at the interface. (Voids) are likely to occur, so that desired mechanical characteristics cannot be realized.
  • Mn 0.05 to 1.0% by mass
  • Cr 0.05 to 0.40% by mass may be contained. Mn and Cr form a compound (precipitate) together with Al and the like, and have the effect of increasing the strength in order to suppress the growth of crystal grains during recrystallization.
  • the carbon fiber contained in a dispersed state in the base tissue has a mass ratio of 1 to 5% by mass with respect to the aluminum-based composite material.
  • the mechanical properties of the aluminum-based composite material are basically controlled by the proportion of carbon fibers contained as a reinforcing material, and are based on the mechanical properties of each of the aluminum alloy and carbon fibers constituting the matrix and the proportion of carbon fibers. It can be set according to the general rule. If the carbon fiber content is less than 1% by mass, the ability of the carbon fiber to strengthen the base structure cannot be exhibited, and if the carbon fiber content exceeds 5% by mass, the processability is deteriorated and the elongation is reduced.
  • the carbon fiber content can be measured according to the infrared absorption method (integration method) specified in JIS Z2615.
  • FIG. 1A is a conceptual diagram showing a microstructure before a sintering process
  • FIG. 1B is a conceptual diagram showing a microstructure after a sintering process. The details of the manufacturing process will be described later.
  • a base structure precursor made of the formed metal powder was used in the compact 2 formed from a metal powder made of an aluminum alloy having carbon fibers adsorbed on the surface.
  • the body 3a is in contact with the carbon fibers 5 arranged on the base tissue precursor 3a.
  • Mg7a as an element is dispersed in the metal powder constituting the base tissue precursor 3a.
  • An aluminum alloy is a material that is very easily oxidized, and usually, the surface of a metal powder made from the aluminum alloy is an oxide containing Al such as Al 2 O 3 (hereinafter sometimes referred to as an Al oxide). ) (Hereinafter, may be referred to as an Al oxide layer 9). Therefore, in the molded body 2, the Al oxide layer 9 is interposed on the contact surface between the metal powders constituting the matrix precursor 3a and the contact surface between the metal powder and the carbon fiber 5.
  • the Al oxide layer 9 is present on the contact surfaces between the metal powders as described above, solid phase diffusion between the metal powders during sintering is suppressed, and sintering and solidification of the metal powders is inhibited. Further, the Al oxide layer 9 present at the interface between the metal powder and the carbon fiber 5 inhibits the adhesion between the carbon fiber and the base structure obtained by sintering the base structure precursor 3a made of the metal powder.
  • the Al oxide layer interposed on the contact surface as described above during sintering is formed by Mg7a. It can be reduced or eliminated or reduced. For this reason, the metal powders are sintered and solidified at their contact surfaces without being hindered by the Al oxide layer.
  • a base structure 3 formed by sintering the metal powders constituting the base structure precursor is formed, and a desired aluminum-based composite material in which the carbon fibers 5 dispersed in the base structure 3 are in close contact with the base structure 3 is formed. 1 can be obtained.
  • Mg after reducing the Al oxide layer as described above combines with oxygen in the Al oxide to form a granular Mg oxide 7b. That is, the Mg oxide 7b is dispersed in the matrix 3 of the aluminum-based composite material 1.
  • the Mg oxide 7b is not necessarily limited to MgO, but is an oxide containing at least Mg, such as spinel (MgAl 2 O 4 ).
  • the inventors of the present invention have found that the Mg oxide 7b contained in the base structure 3 also has a significant effect on the mechanical properties of the aluminum-based composite material 1. Specifically, when the metal powder is excessively oxidized and the metal powder before the sintering step contains a large amount of Mg oxide, the obtained aluminum-based composite material contains a large amount of Mg oxide in the base structure. In this case, the mechanical properties are deteriorated. That is, as described later, by controlling the oxidation of the metal powder so that the amount of oxygen in the metal powder before the sintering step is equal to or less than a predetermined value, and reducing the amount of Mg oxide generated in the metal powder by the oxidation.
  • the area ratio of the Mg oxide 7b present at the crystal grain boundaries constituting the matrix structure 3 and at the interface between the matrix structure 3 and the carbon fibers 5 is 4 to 15%, and good mechanical properties can be obtained. It is.
  • the lower limit of the Mg oxide area ratio is 5.0%, more preferably 7.2%, and the upper limit is 13.7%. , More preferably 11.2%.
  • the reaction between the Al oxide layer and Mg is not sufficient during sintering, the area ratio of the Mg oxide 7b of the obtained aluminum-based composite material 1 becomes less than 4%, and the crystal grains constituting the matrix 3 There is a possibility that the Al oxide layer 9 remains at the interface between the field and the base tissue 3 and the carbon fiber 5.
  • the Al oxide layer 9 remains in this manner, sintering of the crystals constituting the matrix 3 is inhibited, and the adhesion between the matrix 3 and the carbon fibers 5 is reduced, thereby deteriorating the mechanical properties.
  • the metal powder when the metal powder is excessively oxidized and the metal powder excessively contains Al oxide and Mg oxide, the area ratio of the Mg oxide 7b of the obtained aluminum-based composite material 1 exceeds 15%, Agglomeration of the Mg oxide 7b is likely to proceed, hindering sintering of the crystals constituting the matrix 3 and decreasing the adhesion between the matrix 3 and the carbon fibers 5 and deteriorating the mechanical properties.
  • the area ratio of the Mg oxide 7b can be determined by obtaining the distribution of Mg and O by element mapping using energy dispersive X-ray analysis (Energy Dispersive X-ray spectrometry: EDX) and changing the coexistence region of Mg and O to Mg oxide. It can be calculated by image analysis, assuming that the object 7b exists. (Details will be described later.)
  • a Mg oxide having a grain equivalent diameter of 100 nm or more, which is present at a grain boundary constituting the base structure 3 and an interface between the base structure 3 and the carbon fiber 5 (hereinafter, may be referred to as a coarse Mg oxide).
  • the number is 5 / ⁇ m 2 or less. This is because, as described above, when the amount of coarse Mg oxides increases, sintering of the metal powders is hindered, and the adhesion between the base structure 3 and the carbon fibers 5 is reduced, thereby deteriorating the mechanical properties.
  • the circle equivalent diameter and the number of Mg oxides can be measured by image analysis based on EDX described above.
  • the lower limit of the density of the coarse Mg oxide is 0.5 / ⁇ m 2
  • the upper limit is It is desirably 3.8 / ⁇ m 2 .
  • the porosity of the aluminum-based composite material 1 of the present embodiment is 0.2% or less.
  • the porosity in the present invention is defined as (1 ⁇ (p / p0)) ⁇ 100 (%).
  • p is the apparent density (g / cm 3 )
  • p0 is the true density (g / cm 3 ).
  • the apparent density can be measured by the Archimedes method.
  • FIG. 2 is an SEM photograph of a cross section along the tensile direction (vertical direction on the paper) near the fractured surface of the aluminum-based composite material obtained in Comparative Example 1 described later after the tensile test.
  • the interface between the carbon fiber 5 (Y in the figure) and the base structure 3 was formed.
  • a void (X in the figure) has occurred.
  • the amount of voids (voids) at the interface with the base structure 3 after the tensile test is defined as follows. First, a tensile test is performed at a crosshead speed of 1 mm / min using a test piece 11 having the shape shown in FIG. 5 according to JIS Z2241. The dimensions of each part of the test piece 11 are as follows.
  • the circumferential length of the interface between the base tissue and the carbon fiber is L1 and the circumferential length of the outer periphery of the void (void) present at the interface is L2
  • the number of carbon fibers having L2 / L1 of 0.3 or more It is desirable that the ratio (void generation rate) be 50% or less.
  • a test piece cut out from a given position of a broken portion of the test piece 11 after the tensile test so as to include a fracture surface is filled with a resin, and then measured along a tensile direction.
  • the cross section of the piece is observed with a scanning transmission electron microscope (STEM) at a magnification of ⁇ 20 k, and a tissue photograph in a plurality of fields set arbitrarily in a range of 20 to 100 ⁇ m from the fracture surface is obtained.
  • STEM scanning transmission electron microscope
  • the decrease in the adhesion between the carbon fiber and the base tissue that deteriorates the void generation rate is caused by immersing the carbon fiber in an acid solution to form a functional group on the surface of the carbon fiber.
  • the fiber acid treatment step it is considered that carbon fibers are excessively acid-treated and a large number of defects are generated on the surface. That is, as described above, the adhesion between the base tissue and the carbon fiber can be ensured by reducing or eliminating the Al oxide layer due to the reducing action of Mg contained in the metal powder, but the soundness of the surface of the carbon fiber ( The number of defects on the surface).
  • Mg in the metal powder reduces the Al oxide on the surface of the metal powder in the sintering step to increase the adhesion between the crystal grains constituting the matrix and the matrix and the carbon fibers, If a large amount of Mg oxide is generated in the process of reducing the oxide, the mechanical properties of the resulting aluminum-based composite material will deteriorate. In particular, when Mg oxide is unevenly distributed around the carbon fiber, the adhesion between the carbon fiber and the base tissue is reduced, the effect of the carbon fiber added as a reinforcing material is not sufficiently exhibited, and the Young's modulus and the like of the aluminum-based composite material are reduced. The strength may be reduced.
  • the amount of Mg oxide present on the outer peripheral portion (including the outer peripheral edge) outside the outer peripheral edge of the carbon fiber is controlled to a constant level.
  • the circle equivalent diameter of the arbitrarily selected carbon fiber is d in an arbitrary cross section
  • the area ratio of Mg oxide present in a range of 0.1 d from the outer peripheral edge of the carbon fiber is preferably 80% or less.
  • the lower limit of the Mg oxide occupancy is not particularly limited, but when the Mg oxide area ratio is the lower limit (4%), the Mg oxide occupancy is about 8%.
  • the lower limit of the Mg oxide occupancy is 12% and the upper limit is 70%.
  • an aluminum-based composite material having excellent mechanical properties can be realized.
  • the tensile strength is 350 MPa or more
  • the elongation is 5% or more
  • the Young's modulus is 80 GPa or more
  • each of the tensile strength, elongation and Young's modulus has a certain level or more.
  • the manufacturing method of the present embodiment includes: Acid treatment of the carbon fiber, a carbon fiber acid treatment step of forming a functional group on the surface of the carbon fiber, A carbon fiber slurry forming step of forming a carbon fiber slurry by adding the carbon fiber subjected to the acid treatment in the carbon fiber acid treatment step to a solution, A metal powder slurry forming step of adding a metal powder to a solution containing a resin to form a metal powder slurry containing a metal powder having a hydroxyl group formed on a surface thereof, The carbon fiber slurry obtained in the carbon fiber slurry forming step and the metal powder slurry obtained in the metal powder slurry forming step are mixed so that the carbon fiber content becomes 1 to 5% by mass with respect to the metal powder.
  • the metal powder used in the metal powder slurry forming step is composed of 0.5 to 7% by mass of Mg, the balance being Al and unavoidable impurities, It is characterized in that the carbon fiber-adsorbed metal powder after the heat treatment step has an oxygen content of 3.5% by mass or less.
  • a carbon fiber to be used is prepared (step 100).
  • the type and fiber diameter of the carbon fiber used as the raw material are not particularly limited, but it is preferable to use carbon nanofiber (CNF), carbon nanotube (CNT), or the like.
  • the preferred purity of the carbon nanofiber or carbon nanotube (carbon fiber) is 90% or more, the preferred average diameter is 200 nm or less, and the preferred average length is 0.5 ⁇ m or more. If the purity is lower than 90%, the properties of the carbon fiber itself are deteriorated. If the average diameter is larger than 200 nm and the average length is shorter than 0.5 ⁇ m, the aspect ratio becomes small, and the effect as a fiber reinforcing material is reduced.
  • the lower limit value of the average diameter and the upper limit value of the average length of the carbon fiber are not particularly limited. However, in order to obtain a carbon fiber having an appropriate cost for industrial production, it is required to be 0.5 nm or more and 1000 ⁇ m or less, respectively. Is desirable.
  • Carbon fiber acid treatment step Step 101
  • the carbon fiber is subjected to an acid treatment (step 101).
  • a functional group is formed on the surface of the carbon fiber so that the carbon fiber is adsorbed on the surface of the metal powder.
  • the carbon fiber having the functional group formed in this way has improved affinity with a solution such as water or an organic solvent, and also has improved dispersibility in the solution.
  • the acid treatment step is performed by adding carbon fibers to the acid solution and then stirring the acid solution containing the carbon fibers. At this time, it is desirable to keep the carbon fibers in an acid solution at a temperature of 50 to 90 ° C. for 10 to 90 minutes. When the temperature of the acid solution is low or the holding time in the acid solution is short, the formation of the functional groups becomes insufficient.When the temperature of the acid solution is high or the holding time in the acid solution is long, Excessive defects are formed on the surface and the carbon fibers become thin.
  • the surface state (defect formation state) of the carbon fiber after the acid treatment can be evaluated by the ratio Id / Ig ratio of the intensity Id of the D band and the intensity Ig of the G band (graphite structure) measured by Raman spectroscopy. That is, the Id / Ig ratio increases as the number of carbon fiber defects increases due to the acid treatment.
  • the Id / Ig ratio after the acid treatment is desirably 0.1 to 0.7. When the temperature of the acid solution in the acid treatment step is low or when the holding time in the acid solution is short, the Id / Ig ratio becomes smaller than 0.1, and insufficient acid treatment results in insufficient formation of functional groups.
  • the Id / Ig ratio becomes larger than 0.7, and excessive acid treatment causes excessive defects in carbon fibers.
  • the strength of the carbon fiber is reduced, and the adhesion between the carbon fiber and the base structure is reduced in the obtained aluminum-based composite material. Therefore, in any case, the mechanical properties of the aluminum-based composite material deteriorate.
  • Step 102 A carbon fiber slurry is formed using the carbon fiber that has been subjected to the acid treatment in step 101 (step 102).
  • the acid-treated carbon fiber obtained in step 101 is added to the aqueous solution containing 0.5 to 1.5% by mass of the dispersing agent in an amount of 0.5 to 1.5% by mass to perform the dispersion treatment.
  • the dispersion medium solvent
  • alcohols such as ethanol can be used in addition to water.
  • sodium lauryl sulfate sodium dodecyl sulfate
  • sodium dodecylbenzenesulfonate alkylbenzenesulfonic acid, or the like
  • an ultrasonic processor a wet bead mill, a wet jet mill, or the like can be used. . By performing this treatment, even the carbon fibers entangled in a bundle can be loosened to obtain a slurry in which the carbon fibers are dispersed.
  • Preferred particle size of the carbon fibers contained in the carbon fiber slurry is 0.15 ⁇ 8 [mu] m at D 90.
  • Metal powder preparation step Step 103
  • a metal powder is prepared in parallel with or before or after preparing the carbon fiber (step 103).
  • the component, shape, and average particle size of the metal powder as a raw material are not particularly limited.
  • the preferable range of the composition of the metal powder is Mg: 0.5 to 7% by mass, with the balance being Al and unavoidable impurities.
  • Mn 0.05 to 1.0% by mass
  • Cr 0.05 to 0.40% by mass may be added.
  • Mg has the effect of increasing the strength of the base structure
  • Mn and Cr have the effect of increasing the strength of the aluminum-based composite material in order to suppress the growth of crystal grains during the formation of a compound (precipitate) together with Al and the like and recrystallization.
  • Metal powder flake forming step Step 104
  • the metal powder is subjected to a scaly treatment (step 104).
  • a scalying step substantially spherical metal particles are crushed and flattened, and the metal powder is scaly.
  • the scaly treatment can increase the specific surface area of the metal particles and increase the amount of carbon fibers adsorbed on the metal powder.
  • the preferred specific surface area of the metal powder after the scaly treatment (hereinafter sometimes referred to as scaly powder) is 1.0 to 10 m 2 / g.
  • the preferred thickness of the scale powder is about 0.1 to 10 ⁇ m.
  • Various ball mills such as an attritor, a planetary ball mill, and a vibrating ball mill that can crush the metal powder by the impact of a ball can be used for the flakes of the metal powder.
  • the water concentration in the solvent for example, an organic solvent such as ethanol
  • Al oxide is generated.
  • the processing temperature in the chamber is desirably 20 ° C. or lower. That is, the oxygen concentration in the scale powder can be adjusted by adjusting the temperature and atmosphere (oxygen concentration) of the scale formation process.
  • the oxygen concentration of the scaly powder increases, and Al oxide may be generated on the scaly powder surface.
  • the metal powder is excessively pulverized, the smaller the generated scale powder, the larger the specific surface area. Therefore, the smaller the scale powder, the higher the ratio of the Al oxide per volume. For this reason, it is preferable to add a grinding aid to a solvent such as ethanol used for the purpose of lubrication (that is, prevention of excessive grinding) and prevention of oxidation.
  • the grinding aid binds to the surface of the metal powder to form a protective layer in the process of scaling, preventing further reaction, thereby preventing oxidation of the scale powder, and also reducing the scale powder to other scale powder or scale.
  • an impact medium such as a ball used for forming.
  • stearic acid or oleic acid as an organic acid dodecylbenzenesulfonic acid or sodium lauryl sulfate as a surfactant can be used, and among them, titanate (organic titanate) is excellent.
  • Titanate is a compound in which four OH groups of titanic acid (Ti (OH) 4 ) react with an organic acid, an organic phosphoric acid, an organic sulfonic acid, or the like to form an ester bond.
  • Ti (OH) 4 titanic acid
  • This compound comes into contact with the surface of the Al oxide or the new surface generated by the scaling process, two of the four esters are decomposed to form two Al—O—Ti bonds. That is, titanate is bonded to Al by two bonds, and the remaining two bonds are bonded to an organic acid, an organic phosphoric acid, an organic sulfonic acid, or the like by an ester bond.
  • An organic acid, an organic phosphoric acid, or an organic sulfonic acid which forms an ester bond with the above two bonds can be used as a grinding aid, but the use of titanate provides a stronger bond between Al—O—Ti. As a result, it is stably present on the scale powder surface and has excellent antioxidant and lubricating functions.
  • titanate When titanate is used as a grinding aid, lubrication and oxidation prevention of the scale powder in the scale-forming step, and removal of titanate in the carbon fiber-adsorbed metal powder washing step and the heat treatment step described below, which are performed after the scale-forming step, can be compatible. It is preferred in that respect. Further, when titanate is used as a grinding aid, it is preferable to add the titanate to the solvent in an amount of 1.0 to 5.0 parts by mass with respect to 100 parts by mass of the metal powder as a raw material of the flake powder. If the added amount of titanate is less than 1.0 part by mass, lubrication and oxidation prevention of the scale powder cannot be sufficiently performed.
  • the mechanical strength of the base composite may be reduced.
  • the lower limit of the added amount of titanate is preferably 1.4 parts by mass, more preferably 1.8 parts by mass, based on 100 parts by mass of the metal powder.
  • the upper limit is preferably 4.1 parts by mass, more preferably 3.2 parts by mass, based on 100 parts by mass of the metal powder.
  • the solvent used in the ball mill examples include, in addition to ethanol, alcohols such as methanol, polyhydric alcohols such as ethylene glycol and glycerin, ketones such as acetone and methyl ethyl ketone, hydrocarbons such as hexane and heptane, and minerals.
  • a petroleum-based mixed solvent such as spirit can be used.
  • Metal powder slurry forming step Step 105
  • the metal powder in the case of passing through the above-mentioned scalying step, the metal powder can be read as the scaly powder.
  • the functionalities formed in step 101 carbon fiber acid treatment step
  • a slurry of metal powder is formed so that carbon fibers having a group on the surface can be easily adsorbed (step 105).
  • step 105 5 to 15% by mass of a metal powder is added to an aqueous solution in which the resin is dissolved, and the resultant is immersed and coated with the resin to obtain a slurry of the metal powder having a hydroxyl group formed on the surface.
  • polyvinyl alcohol PVA
  • polyvinyl pyrrolidone PVP
  • polyethylene glycol PEG
  • polyethylene oxide / propylene oxide copolymer EOPO
  • Carbon fiber adsorption step Step 106
  • the carbon fiber slurry obtained in step 102 (carbon fiber slurry forming step) and the metal powder slurry obtained in step 105 (metal powder slurry forming step) are mixed to adsorb the carbon fibers on the metal powder (step 106).
  • a metal powder having carbon fibers adsorbed thereon such that the content of carbon fibers is 1 to 5% by mass with respect to the composite material (hereinafter, sometimes referred to as carbon fiber-adsorbed metal powder) can be obtained.
  • the mixing ratio of the carbon fiber slurry and the metal powder slurry is selected according to the carbon fiber content of the aluminum-based composite material to be obtained.
  • a stirrer or a stirring blade can be used for mixing and adsorption.
  • the rotation speed of stirring is 500 to 800 rpm, and the time is about 30 minutes.
  • step 107 Carbon fiber-adsorbed metal powder cleaning step: Step 107
  • the carbon fiber-adsorbed metal powder is washed (step 107).
  • step 108 heat treatment step described later, the resin remaining on the carbon fiber-adsorbed metal powder is removed by heat treatment. However, if a portion of the resin is removed by washing before the heat treatment, the heat treatment time can be reduced. Can be shortened.
  • the carbon fiber-adsorbed metal powder washing step (hereinafter sometimes referred to as a powder washing step) is a step of washing the carbon fiber-adsorbed metal powder with suction filtration using pure water or an organic solvent.
  • suction filtration with the cleaning liquid may be performed a plurality of times.
  • the cleaning liquid used in the powder cleaning step is preferably an organic solvent from the viewpoint of suppressing oxidation of the carbon fiber-adsorbed metal powder and reducing Al oxide generated in the metal powder.
  • the first cleaning may be performed with pure water and the last cleaning may be performed with the organic solvent.
  • suction filtration when washing is performed a plurality of times, since the carbon fiber-adsorbed metal powder may come into contact with the atmosphere and be oxidized between washings, it is preferable to perform suction filtration while continuously supplying the washing liquid. At this time, for example, at the start of cleaning, suction filtration may be performed while supplying pure water, and after a predetermined time, suction filtration may be performed by switching from pure water to supplying an organic solvent. By doing so, it is possible to suppress the amount of the organic solvent used and to suppress oxidation during cleaning.
  • Organic solvents used for washing include alcohols such as ethanol and methanol, polyhydric alcohols such as ethylene glycol and glycerin, ketones such as acetone and methyl ethyl ketone, hydrocarbons such as hexane and heptane, and petroleum oils such as mineral spirits. Can be used. Note that the powder washing step is not always an essential step.
  • Step 108 Excess resin contained in the carbon fiber-adsorbed metal powder obtained in step 106 (107) is removed by heat treatment (step 108).
  • This heat treatment is performed in an inert gas atmosphere with a low oxygen concentration such as an initial furnace oxygen concentration of 1000 ppm or less and a final furnace oxygen concentration of less than 0.1 ppb so that the metal powder is not oxidized and Mg oxide is not generated in the metal powder.
  • the resin contained in the carbon fiber-adsorbed metal powder is removed.
  • “initial” refers to the start of heating the metal powder at a predetermined temperature
  • final refers to the end of heating at a predetermined temperature (the same applies to the sintering process described below). ).
  • the heat treatment is preferably performed at a heating temperature of 350 to 500 ° C. and a holding time of 1 to 24 hours.
  • the heating temperature is lower than 350 ° C. or when the holding time is shorter than 1 hour, the resin is not sufficiently removed.
  • the heating temperature is higher than 500 ° C. or when the holding time is longer than 24 hours, reduction of the Al oxide by Mg contained in the metal powder (scale powder) proceeds, and as a result, excessive Mg oxide is contained in the metal powder. Is generated. Therefore, in any case, the mechanical properties of the obtained aluminum-based composite material are reduced.
  • the amount of residual resin contained in the carbon fiber-adsorbed metal powder after the heat treatment step can be measured by thermogravimetric analysis (for example, TG-DTA2000SA manufactured by Bruker). Further, the amount of oxygen contained in the carbon fiber-adsorbed metal powder after the heat treatment step can be measured by an inert gas melting method, and the preferable range of the amount of oxygen is 3.5% by mass or less.
  • a green compact of carbon fiber-adsorbed metal powder is formed (step 109).
  • the green compact forming step is a step in which the carbon fiber-adsorbed metal powder obtained in step 108 (heat treatment step) is pressed at a low temperature using a press or the like to obtain a green compact.
  • Preferred conditions at this time are a temperature of 300 ° C. or less and a pressure of 200 to 800 MPa. Since the relative density of the green compact is increased by this molding process, the sintering time in the next step can be shortened. Note that the green compact forming step is not necessarily an essential step.
  • Step 110 A sintering process is performed to make the carbon fiber-adsorbed metal powder from which the resin has been removed or the green compact obtained in the green compact forming step into a bulk (step 110). Sintering is performed at 570 to 620 ° C. for 2 to 10 hours by heating in an inert gas atmosphere having an initial furnace oxygen concentration of 1000 ppm or less and a final furnace oxygen concentration of less than 0.1 ppb. In this sintering process, solid-phase joining of metal powders proceeds. At this time, as described above, the Al oxide layer covering the surface of the metal powder is reduced and removed by Mg dissolved in the metal powder, and a new metal surface where Al is exposed appears. Solid phase bonding between them is promoted. In this sintering step, hot press or spark plasma sintering, which performs sintering while applying pressure, may be used.
  • the obtained sintered body is subjected to plastic working (step 111). If the sintered body obtained in the above sintering step has sufficient mechanical properties, the plastic working step is not essential, but the plastic working improves the density of the aluminum-based composite material, refines the base structure, Grants can be made. Examples of the plastic working include working methods such as extrusion, forging, and pressing. In order to obtain a high-density and uniform fine matrix structure, extrusion is suitable. Preferable conditions for applying extrusion molding are a heating temperature of the sintered body to be processed of 350 to 500 ° C., an extrusion ratio of 20 to 30, and an extrusion speed of 0.2 to 10.0 mm / s.
  • the extrusion ratio can be calculated by the following equation.
  • R A0 / A here,
  • A Cross-sectional area in the direction perpendicular to the extrusion direction of the workpiece after extrusion
  • the heat treatment step includes preventing the metal powder from being oxidized, in particular, removing the excess resin adhered to the surface of the metal powder by the heat treatment.
  • the heating atmosphere By controlling the heating atmosphere, the heating temperature, and the holding time in 108), excessive oxidation of the metal powder can be suppressed.
  • dew condensation in the chamber is suppressed by controlling the temperature in the chamber to an appropriate range, and generation of Al oxide due to oxidation of the metal powder (scale powder) is suppressed.
  • the oxidation of the metal powder can be suppressed by appropriately controlling the amount of the grinding aid such as titanate added to the solvent as the grinding aid in the scale formation step.
  • the oxidation of the metal powder is suppressed, and the amount of oxygen is reduced to a certain level or less, so that the Mg oxide formed by the oxidation of the metal powder is reduced to reduce the consumption of Mg in the metal powder.
  • Mg required for the reduction of the Al oxide layer is left in the metal powder.
  • the Al oxide layer interposed on the contact surface between the metal powders is sufficiently reduced and eliminated or reduced by Mg, and the metal powders are inhibited by the Al oxide layer. Without sintering at their contact surfaces.
  • the area ratio of Mg oxide is controlled to a predetermined range by using a metal powder having a predetermined composition and suppressing excessive oxidation of the metal powder as described above, the carbon fiber Can obtain an aluminum-based composite material having desired mechanical properties dispersed in a matrix.
  • Example 1 An aluminum-based composite material in which carbon fibers were dispersed in a base structure composed of 4.5% by mass of Mg, 0.5% by mass of Mn, 0.1% by mass of Cr and the balance of Al and inevitable impurities was produced as follows. .
  • Carbon nanofibers (VGCF (registered trademark) manufactured by Showa Denko KK, average outer diameter 150 nm, average length 6 ⁇ m, purity 99% or more) were used as carbon fibers.
  • the carbon fiber was analyzed with a Raman spectrometer (InVia Quontor manufactured by Renishaw), and the ratio (Id / peak) of the peak intensity Id called the D band near 1350 cm ⁇ 1 and the peak called the G band near 1570 cm ⁇ 1 (Id / Ig) was confirmed to be 0.03.
  • Id / Ig of the carbon fiber described below was confirmed by the same method.
  • Carbon fiber acid treatment step Next, in order to perform an acid treatment of the carbon fiber, 150 g of sulfuric acid and 50 g of nitric acid are mixed to prepare a mixed acid, and 2 g of the carbon fiber is added thereto, and a water bath stirrer heated to 70 ° C. (EWS100RD manufactured by AS ONE) The solution was warm-bathed and stirred at 100 rpm for 60 minutes.
  • a water bath stirrer heated to 70 ° C. EWS100RD manufactured by AS ONE
  • the carbon fiber was washed with pure water and ethanol, filtered by suction, and dried at 80 ° C. to obtain a carbon fiber having a carboxyl group formed on the surface.
  • Id / Ig of the carbon fiber after the acid treatment was confirmed, it was 0.47.
  • Metal powder preparation process As the metal powder, an atomized powder having an average particle size (D 50 ) of about 10 ⁇ m, consisting of 4.5% by mass of Mg—0.5% by mass of Mn—0.1% by mass of Cr—the balance being Al and inevitable impurities was used. The components of the atomized powder were confirmed by inductively coupled plasma (ICP) emission spectrometry (ICPS-8100, manufactured by Shimadzu Corporation). In this example, as described later, the metal powder is flaked to form flake powder, so that the metal powder (atomized powder) prepared in this step is a raw material for flake powder (described below). The same applies to other examples and comparative examples.
  • ICP inductively coupled plasma
  • ICPS-8100 inductively coupled plasma emission spectrometry
  • the substantially spherical metal particles are flattened into a flat crushed shape.
  • the temperature in the chamber at the time of the scale formation treatment was 15 ° C.
  • the room temperature of the chamber atmosphere was 20 ° C.
  • the humidity was 50%
  • the dew point temperature was 9.3 ° C. That is, the flakes were formed in the chamber at a temperature not lower than the dew point and not higher than 20 ° C.
  • the suspension is taken out, dried at 85 ° C. in the atmosphere for 2 hours, and has a thickness of about 1 to 4 ⁇ m, an average diameter (D 50 in number frequency) of about 24 ⁇ m, and a specific surface area of about 4.5 m. 2 / g and a scale powder having an oxygen concentration of 1.7% by mass were obtained.
  • the thickness of the flake powder is determined by polishing the flake powder embedded in resin and cross-sectioning the cross section with a scanning electron microscope (Scanning electron microscope). Electron Microscope: SEM, measured in the image of Hitachi High Technologies Ltd. SU-70), the mean diameter D 50 of the scale powder was measured by a laser diffraction type particle size distribution measuring apparatus (manufactured by Horiba, Ltd. LA-960). The specific surface area of the scale powder was measured with a specific surface area meter (Tristar II3020 manufactured by Shimadzu Corporation). The oxygen concentration of the scale powder was measured with an oxygen nitrogen (ON) analyzer (ON836 manufactured by LECO). In addition, about the oxygen concentration of the scale powder (metal powder) demonstrated below, it confirmed by the same method.
  • ON oxygen nitrogen
  • Metal powder slurry forming step Next, a metal powder slurry was formed. Pure water and polyvinyl alcohol (Poval (registered trademark) manufactured by Denka) were prepared. A container filled with 1000 ml of pure water was heated in a water bath stirrer (EWS100RD manufactured by AS ONE) heated to 95 ° C., and 30 g of polyvinyl alcohol was added with stirring, followed by stirring at 450 rpm for 1 hour.
  • EWS100RD water bath stirrer
  • Carbon fiber adsorption process Next, the carbon fibers were adsorbed on the scale powder (metal powder). A metal powder slurry containing 100 g of flake powder to which PVA was attached was added to 1200 ml of pure water, and a carbon fiber slurry containing 2 g of the above-described carbon fiber was added while stirring at 750 rpm using a stirrer (F-205D manufactured by Tokyo Glass Instruments). 200 ml was added, and the carbon fiber was adsorbed on the scale powder to obtain a scale powder on which the carbon fiber was adsorbed.
  • a stirrer F-205D manufactured by Tokyo Glass Instruments
  • the scale powder after the powder washing step is heated at 450 ° C. for 2 hours in an atmosphere of argon in the heat treatment furnace (oxygen concentration in the initial furnace: 312 ppm, oxygen concentration in the final furnace: less than 0.1 ppb). From which polyvinyl alcohol was removed. Thereafter, the carbon content of the scale powder was measured with a carbon sulfur (CS) analyzer (CS844 manufactured by LECO) in accordance with the infrared absorption method (integration method) of JIS Z2615. The carbon content of the scale powder (carbon fiber-adsorbed metal powder) after the heat treatment was 1.9% by mass. In addition, the carbon content of the scale powder described below was confirmed by the same method.
  • CS carbon sulfur
  • the oxygen content of the flake powder after the heat treatment was confirmed, it was 2.6% by mass.
  • the surface Mg content of the scale powder was measured by X-ray Photoelectron Spectroscopy (XPS, Quantara II manufactured by PHI, the source was monochromatic Al, and the take-out angle was 45 degrees). The amount was 13.4% by weight.
  • XPS analysis was performed, Al, Mg, C, and O were detected. Among them, C is considered to be contamination adhered in the atmosphere and differs depending on the environment and time in which the sample was placed. Therefore, C was excluded from the calculation of the surface composition. That is, the ratio of Mg to the total of Al, Mg, and O was defined as the surface Mg amount.
  • the surface Mg amount of the scale powder described below was confirmed by the same method.
  • extrusion molding was performed using a 2000 kN press machine (EFP-200 manufactured by Asai Sangyo Co., Ltd.) and an extrusion die 10 shown in FIG. 4, and the sintered body was formed into a cylindrical shape having a diameter of 8.0 mm.
  • An aluminum-based composite was obtained.
  • the inside diameter (A in the figure) of the extrusion die 10 is 40.5 mm
  • the inside diameter (B in the figure) on the exit side is 8.0 mm
  • the die angle (C in the figure) is 45 °.
  • a sintered body having a diameter of 40 mm and a height of 22 mm is preheated at 450 ° C., and then inserted into an extrusion die 10 heated to 450 ° C., and extruded at an extrusion ratio of 25 and an extrusion speed of 5.0 mm / s. Was.
  • the components of the base structure of the aluminum-based composite material of Example 1 obtained by extrusion were confirmed by ICP emission spectrometry (ICPS-8100, manufactured by Shimadzu Corporation).
  • the components of the matrix structure of the aluminum-based composite material of Example 1 were 4.5% by mass of Mg, 0.5% by mass of Mn, 0.1% by mass of Cr, the balance being Al and inevitable impurities.
  • the carbon content of the aluminum-based composite material was measured with a CS analyzer (CS844 manufactured by LECO) in accordance with JIS ⁇ Infrared absorption method (integration method) of Z2615 ⁇ .
  • the carbon content of the aluminum-based composite material of Example 1 was 1.9% by mass.
  • the porosity (total porosity) of the cylindrical aluminum-based composite material of Example 1 was determined. As described above, the porosity is defined by (1 ⁇ (p / p0)) ⁇ 100 (%) (p: apparent density (g / cm 3 ), p0: true density (g / cm 3 )) The apparent density was measured according to Archimedes' principle using a hydrometer (UW4200H manufactured by Shimadzu Corporation). The porosity of Example 1 was 0.02%. In the examples and comparative examples described below, the porosity of the aluminum-based composite material was confirmed by the same method.
  • Example 1 The mechanical properties of the aluminum-based composite material of Example 1 were evaluated.
  • the mechanical properties were determined by using a test piece having the following dimensions shown in FIG. 5 prepared by processing from the aluminum-based composite material after extrusion molding, and setting the crosshead speed to 1 mm / min in accordance with JIS Z2241. It was determined by conducting a tensile test using a testing machine (Instron 5982). The central axis of the test piece and the extrusion direction of the extrusion were made to coincide.
  • the mechanical properties of Example 1 were a Young's modulus of 92 GPa, a tensile strength of 400 MPa and an elongation at break of 8.3%.
  • the area ratio of Mg oxide present at the crystal grain boundaries constituting the matrix structure of the obtained aluminum-based composite material and at the interface between the matrix structure and the carbon fibers was confirmed as follows. That is, three arbitrary fields of view of the cross section of the grip portion of the test piece were measured with a STEM (HD-2100 manufactured by Hitachi) at a magnification of 2 million times, and the distribution of the Mg element and the O element was determined for each of the three fields by EDX mapping. I got For each visual field, the distribution of Mg and O was converted to monochrome by the image analysis software “AT-image”, the brightness was inverted, and the coexistence region of Mg and O was regarded as the region where Mg oxide was present, and the distribution logic of Mg and O was determined.
  • the Mg distribution image was binarized by extracting regions where the atomic concentration of Mg was 14.3% or more and excluding regions where the atomic concentration of Mg was less than 14.3%.
  • the O distribution image was binarized by extracting regions where the atomic concentration of O was 57.1% or more and excluding regions where the atomic concentration of O was less than 57.1%.
  • the thresholds (Mg: 14.3%, O: 57.1%) used for the binarization are the atomic concentrations of Mg and O in spinel (MgAl 2 O 4 ), and Mg and O higher than that. Are extracted.
  • the generation density of the coarse Mg oxide was confirmed by the same procedure as described above.
  • binarization is automatically performed by the particle analysis mode of the image analysis software “A image-kun”, crystal grains are manually separated, and the circle equivalent diameter and the number of Mg oxides are automatically calculated. Is calculated per unit area (density, number / ⁇ m 2 ) of the coarse Mg oxides having a circle equivalent diameter of 100 nm or more, and the average value of the density of the coarse Mg oxides in three visual fields is calculated as the unit area of the coarse Mg oxides. Per unit (pieces / ⁇ m 2 ). The density of the coarse Mg oxide of Example 1 was 2.3 / ⁇ m 2 . In Examples and Comparative Examples described below, the density of the coarse Mg oxide of the aluminum-based composite was confirmed by the same method.
  • the Mg oxide occupancy was confirmed as follows. First, for each of the three visual fields measured as described above, a distribution image of C was created in which the luminance of each pixel in the visual field was proportional to the density of C at the pixel position. Next, a contour (outer peripheral edge) extraction process for differentiating the distribution image of C and obtaining a closed curve connecting pixels having the largest change in luminance (that is, change in density of C) was performed. This closed curve is the contour (outer peripheral edge) of the carbon fiber. Further, each closed curve included in the visual field, that is, the circle-equivalent diameter d in the outer peripheral edge of the carbon fiber was individually obtained.
  • a region having a center on the contour (outer peripheral edge) of the carbon fiber and swept by a circle having a diameter of 0.1 d with respect to the equivalent circle diameter d of the carbon fiber, that is, 0.1 d from the outer peripheral edge of the carbon fiber The area of the Mg oxide present in the range (peripheral region) was determined, and the area of the determined Mg oxide was divided by the area of the peripheral region to determine the Mg oxide occupancy for each carbon fiber.
  • the average value of the Mg oxide occupancy of the outer peripheral portions of the plurality of carbon fibers included in the three visual fields was defined as the Mg oxide occupancy (area%).
  • Example 1 In the case of Example 1 in which carbon nanofibers having an outer diameter of about 150 nm were used as a raw material, the circle-equivalent diameter d of the carbon fibers included in each field of view was about 130 to 150 nm (see the following examples and examples). The same was true for the comparative example).
  • the Mg oxide occupancy in Example 1 was 45%.
  • the occupation ratio of Mg oxide in the aluminum-based composite material was confirmed by the same method.
  • the void generation rate at the interface between the carbon fiber and the base structure in the fractured surface after the test was determined as follows. After filling the test piece cut out to include the fracture surface from the arbitrary position of the fracture part of the test piece after the tensile test with resin, wet-polishing so that the cross section of the measurement piece along the tensile direction can be observed, and ion milling Finished. With respect to the cross section of the measurement piece, a range from 20 to 100 ⁇ m from the fractured surface was observed with a SEM (S-4800 manufactured by Hitachi, Ltd.) at a magnification of 20,000 times, and arbitrarily set in this range with a visual field of 4 ⁇ 6 ⁇ m. Tissue photographs of the field of view were obtained.
  • SEM S-4800 manufactured by Hitachi, Ltd.
  • the entire carbon fiber is included in the visual field (that is, the carbon fiber whose image is not interrupted by the outer edge of the visual field).
  • the image analysis software "Quick @ grain @ pad" The entire perimeter (specifically, the entire perimeter of the carbon fiber) L1 at the interface between the carbon fiber and the base tissue, and a void (void) at the interface where the carbon fiber and the base tissue are separated. was calculated, and L2 / L1 was calculated.
  • L2 / L1 was calculated as described above, and the void generation rate was calculated based on (the number of carbon fibers where L2 / L1 is 0.3 or more / the total number of carbon fibers). (%) was calculated.
  • the void generation rate in Example 1 was 30%.
  • the void generation rate of the aluminum-based composite was confirmed by the same method.
  • Example 2 The same metal powder and carbon fiber as in Example 1 were used, but as shown below, the acid treatment conditions for the carbon fiber, the scaly treatment conditions for the metal powder, and the heat treatment conditions were changed.
  • the acid treatment of the carbon fiber of Example 2 150 g of sulfuric acid and 50 g of nitric acid were mixed to prepare an acid solution, 2 g of carbon fiber was added thereto, and a water bath stirrer heated to 90 ° C. (EWS100RD manufactured by AS ONE) The solution was warm-bathed and stirred at 100 rpm for 70 minutes.
  • the temperature in the chamber at the time of the metal powder scaly treatment was 20 ° C.
  • the room temperature of the chamber atmosphere was 22 ° C.
  • the humidity was 85%
  • the dew point temperature was 19.4 ° C. That is, the flakes were formed in the chamber at a temperature not lower than the dew point and not higher than 20 ° C.
  • the suspension was taken out and dried in the same procedure as in Example 1 to a thickness of about 1 to 4 ⁇ m, an average diameter (D 50 in number frequency) of about 24 ⁇ m, and a specific surface area of about 4.5 m. 2 / g, and a scale powder having an oxygen concentration of 2.1% by mass were obtained.
  • Example 2 Using the obtained flake powder to which the carbon fibers were adsorbed, green compacting, sintering and extrusion molding were performed under the same conditions as in Example 1. With respect to the aluminum-based composite material of Example 2 obtained by extrusion, the components of the base structure and the amount of carbon were measured in the same manner as in Example 1. The components of the matrix structure of the aluminum-based composite of Example 2 were 4.5% by mass of Mg, 0.5% by mass of Mn, 0.1% by mass of Cr, the balance of Al and inevitable impurities, and the carbon content of the aluminum-based composite was 1%. It was 0.5% by mass. The porosity of the aluminum-based composite material of Example 2, which was confirmed in the same manner as in Example 1, was 0.1%.
  • mechanical properties of the aluminum-based composite material of Example 2 were a Young's modulus of 85 GPa, a tensile strength of 355 MPa, and an elongation at break of 5.6%.
  • the area ratio of the Mg oxide in the aluminum-based composite material of Example 2 was 11.6%
  • the density of the coarse Mg oxide was 4.0 / ⁇ m 2
  • the Mg oxide occupancy was: 72%.
  • the void generation rate of the aluminum-based composite material of Example 2 was 45%.
  • Example 3 The same metal powder and carbon fiber as in Example 1 were used, but the heat treatment conditions were changed as described below. After the acid treatment of the carbon fiber and the scouring treatment of the metal powder were performed in the same procedure as in Example 1, the carbon fiber was adsorbed to the scaly powder, and the resulting scaly powder was placed in an argon atmosphere (initial furnace oxygen concentration). The resultant was heated at 450 ° C. for 2 hours at 6.7 ppm and a final furnace oxygen concentration of less than 0.1 ppb) to remove polyvinyl alcohol from the scale powder. The carbon content of the subsequent scale powder was 2.0% by mass. Further, the oxygen content of the scale powder was 2.3% by mass, and the surface Mg content was 10.9% by mass.
  • argon atmosphere initial furnace oxygen concentration
  • Example 3 Using the obtained flake powder to which the carbon fibers were adsorbed, green compacting, sintering and extrusion molding were performed under the same conditions as in Example 1. With respect to the aluminum-based composite material of Example 3 obtained by extrusion molding, the components of the base structure and the amount of carbon were measured in the same manner as in Example 1. The components of the matrix structure of the aluminum-based composite of Example 3 were 4.5% by mass of Mg, 0.5% by mass of Mn, 0.1% by mass of Cr, the balance of Al and inevitable impurities, and the carbon content of the aluminum-based composite was 2%. 0.0% by mass. Further, the porosity of the aluminum-based composite material of Example 3 confirmed in the same manner as in Example 1 was 0.01%.
  • the mechanical properties of the aluminum-based composite material of Example 3 were a Young's modulus of 96 GPa, a tensile strength of 410 MPa, and an elongation at break of 9.2%.
  • the area ratio of the Mg oxide in the aluminum-based composite material of Example 3 was 7.8%, the density of the coarse Mg oxide was 0.5 / ⁇ m 2 , and the Mg oxide occupancy was , 15%.
  • the void generation rate of the aluminum-based composite material of Example 3 was 0%.
  • Example 4 used a metal powder consisting of 5.9% by mass of Mg-0.5% by mass of Mn-0.1% by mass of Cr-the balance of Al and unavoidable impurities, except that the addition amount of titanate in the scale treatment of the metal powder was changed. Under the same conditions as in Example 1, an aluminum-based composite material in which carbon fibers were dispersed was produced.
  • an atomized powder composed of Mg 5.9% by mass-Mn 0.5% by mass-Cr 0.1% by mass-remaining Al and unavoidable impurities and having an average particle diameter (D 50 ) of about 10 ⁇ m is used, and the atomized powder is scaled.
  • D 50 average particle diameter
  • the suspension is taken out, dried at 85 ° C. in the atmosphere for 2 hours, and has a thickness of about 1 to 4 ⁇ m, an average diameter (D 50 in number frequency) of about 24 ⁇ m, and a specific surface area of about 4.5 m. 2 / g and a scale powder having an oxygen concentration of 2.3% by mass were obtained.
  • the carbon fiber was subjected to an acid treatment, and thereafter, the carbon fiber was adsorbed to the scale powder, and a heat treatment was performed.
  • the carbon content of the obtained scale powder was 1.9% by mass.
  • the oxygen content of the scale powder was 3.3% by mass, and the surface Mg content was 13.4% by mass.
  • Example 4 Using the obtained flake powder to which the carbon fibers were adsorbed, green compacting, sintering and extrusion molding were performed under the same conditions as in Example 1. With respect to the aluminum-based composite material of Example 4 obtained by extrusion, the components of the base structure and the amount of carbon were measured in the same manner as in Example 1. The components of the matrix structure of the aluminum-based composite material of Example 4 were 5.9% by mass of Mg, 0.5% by mass of Mn, 0.1% by mass of Cr, the balance of Al and inevitable impurities, and the carbon content of the aluminum-based composite material was 1%. 9.9% by mass. Further, the porosity of the aluminum-based composite material of Example 4 confirmed in the same manner as in Example 1 was 0.17%.
  • mechanical properties of the aluminum-based composite material of Example 4 were a Young's modulus of 88 GPa, a tensile strength of 455 MPa, and an elongation at break of 5.0%.
  • the area ratio of the Mg oxide in the aluminum-based composite material of Example 4 was 14.7%, the density of the coarse Mg oxide was 4.8 / ⁇ m 2 , and the Mg oxide occupancy was , 78%.
  • the void generation rate of the aluminum-based composite material of Example 4 was 50%.
  • Example 5 an aluminum-based composite material in which carbon fibers were dispersed was produced under the same conditions as in Example 4 except that the amount of titanate added in the scoring treatment of the metal powder was changed.
  • an atomized powder composed of Mg 5.9% by mass-Mn 0.5% by mass-Cr 0.1% by mass-remaining Al and unavoidable impurities and having an average particle diameter (D 50 ) of about 10 ⁇ m is used, and the atomized powder is scaled.
  • the suspension is taken out, dried at 85 ° C. in the atmosphere for 2 hours, and has a thickness of about 1 to 4 ⁇ m, an average diameter (D 50 in number frequency) of about 24 ⁇ m, and a specific surface area of about 4.5 m. 2 / g, and a scale powder having an oxygen concentration of 2.1% by mass were obtained.
  • the carbon fiber was subjected to an acid treatment, and thereafter, the carbon fiber was adsorbed to the scale powder, and a heat treatment was performed.
  • the carbon content of the obtained scale powder was 1.9% by mass.
  • the oxygen content of the scale powder was 3.0% by mass, and the surface Mg content was 13.4% by mass.
  • Example 5 Using the obtained flake powder to which the carbon fibers were adsorbed, green compacting, sintering and extrusion molding were performed under the same conditions as in Example 1. With respect to the aluminum-based composite material of Example 5 obtained by extrusion molding, the components of the base structure and the amount of carbon were measured in the same manner as in Example 1. The components of the base structure of the aluminum-based composite material of Example 5 were 5.9% by weight of Mg, 0.5% by weight of Mn, 0.1% by weight of Cr, the balance being Al and inevitable impurities, and the carbon content of the aluminum-based composite material was 1%. 9.9% by mass. The porosity of the aluminum-based composite material of Example 5, which was confirmed in the same manner as in Example 1, was 0.11%.
  • the mechanical properties of the aluminum-based composite material of Example 5 were a Young's modulus of 90 GPa, a tensile strength of 414 MPa, and an elongation at break of 5.3%.
  • the area ratio of Mg oxide in the aluminum-based composite material of Example 5 was 13.7%, the density of coarse Mg oxide was 4.2 / ⁇ m 2 , and the Mg oxide occupancy was , 70%.
  • the void generation rate of the aluminum-based composite material of Example 5 was 45%.
  • Example 6 In Example 6, the carbon fibers were dispersed under the same conditions as in Example 1 except that a metal powder composed of 6.8% by mass of Mg-0.5% by mass of Mn-0.1% by mass of Cr-the balance of Al and unavoidable impurities was used. The prepared aluminum-based composite material was produced.
  • an atomized powder having an average particle diameter (D 50 ) of about 6.8% by mass of Mg, 0.5% by mass of Mn, 0.1% by mass of Cr and the balance of Al and inevitable impurities having a particle size (D 50 ) of about 10 ⁇ m is used.
  • D 50 average particle diameter
  • a steel ball SUBJ2, 10 mm in diameter, 3.25 kg in total amount
  • the suspension is taken out, dried at 85 ° C. in the atmosphere for 2 hours, and has a thickness of about 1 to 4 ⁇ m, an average diameter (D 50 in number frequency) of about 24 ⁇ m, and a specific surface area of about 4.5 m. 2 / g and a scale powder having an oxygen concentration of 1.8% by mass were obtained.
  • the carbon fiber was subjected to an acid treatment, and thereafter, the carbon fiber was adsorbed to the scale powder, and a heat treatment was performed.
  • the carbon content of the obtained scale powder was 1.9% by mass.
  • the oxygen content of the scale powder was 2.7% by mass, and the surface Mg content was 13.4% by mass.
  • Example 6 Using the obtained flake powder to which the carbon fibers were adsorbed, green compacting, sintering and extrusion molding were performed under the same conditions as in Example 1. With respect to the aluminum-based composite material of Example 6 obtained by extrusion molding, the components of the base structure and the amount of carbon were measured in the same manner as in Example 1. The components of the base structure of the aluminum-based composite material of Example 6 were 6.8% by mass of Mg, 0.5% by mass of Mn, 0.1% by mass of Cr, the balance of Al and inevitable impurities, and the carbon content of the aluminum-based composite material was 1%. 9.9% by mass. The porosity of the aluminum-based composite material of Example 6, which was confirmed in the same manner as in Example 1, was 0.14%.
  • the mechanical properties of the aluminum-based composite material of Example 6 were Young's modulus of 89 GPa, tensile strength of 439 MPa and elongation at break of 5.2%.
  • the area ratio of the Mg oxide in the aluminum-based composite material of Example 6 was 13.5%, the density of the coarse Mg oxide was 4.5 / ⁇ m 2 , and the Mg oxide occupancy was , 65%.
  • the void generation rate of the aluminum-based composite material of Example 6 was 45%.
  • Example 7 the carbon fibers were dispersed under the same conditions as in Example 1 except that a metal powder consisting of 1.0 mass% of Mg-0.5 mass% of Mn-0.1 mass% of Cr, the balance being Al and unavoidable impurities was used.
  • the prepared aluminum-based composite material was produced.
  • an atomized powder having an average particle diameter (D 50 ) of about 10 ⁇ m composed of 1.0% by mass of Mg—0.5% by mass of Mn—0.1% by mass of Cr—the balance of Al and inevitable impurities is used, and the atomized powder is scaled.
  • D 50 average particle diameter
  • the suspension is taken out, dried at 85 ° C. in the atmosphere for 2 hours, and has a thickness of about 1 to 4 ⁇ m, an average diameter (D 50 in number frequency) of about 24 ⁇ m, and a specific surface area of about 4.5 m. 2 / g, and a scale powder having an oxygen concentration of 1.6% by mass were obtained.
  • the carbon fiber was subjected to an acid treatment, and thereafter, the carbon fiber was adsorbed to the scale powder, and a heat treatment was performed.
  • the carbon content of the obtained scale powder was 1.9% by mass.
  • the oxygen content of the flake powder was 2.5% by mass, and the surface Mg content was 13.4% by mass.
  • Example 7 Using the obtained flake powder to which the carbon fibers were adsorbed, green compacting, sintering and extrusion molding were performed under the same conditions as in Example 1. With respect to the aluminum-based composite material of Example 7 obtained by extrusion molding, the components of the base structure and the amount of carbon were measured in the same manner as in Example 1. The components of the matrix structure of the aluminum-based composite material of Example 7 were 1.0% by mass of Mg, 0.5% by mass of Mn, 0.1% by mass of Cr, the balance of Al and inevitable impurities, and the carbon content of the aluminum-based composite material was 1%. 9.9% by mass. The porosity of the aluminum-based composite material of Example 7, which was confirmed in the same manner as in Example 1, was 0.01%.
  • the mechanical properties of the aluminum-based composite material of Example 7 were a Young's modulus of 93 GPa, a tensile strength of 390 MPa, and an elongation at break of 9.5%.
  • the area ratio of Mg oxide in the aluminum-based composite material of Example 7 was 5.1%, the density of coarse Mg oxide was 0.7 / ⁇ m 2 , and the Mg oxide occupancy was , 8%.
  • the void generation rate of the aluminum-based composite material of Example 7 was 15%.
  • Example 8 an aluminum-based composite material in which carbon fibers were dispersed was produced under the same conditions as in Example 2 except that the conditions of the acid treatment were changed (the acid treatment conditions were the same as in Example 1).
  • the acid treatment conditions were the same as in Example 1.
  • 150 g of sulfuric acid and 50 g of nitric acid were mixed to prepare an acid solution, and 2 g of carbon fiber was added thereto, and a water bath stirrer heated to 70 ° C. (EWS100RD manufactured by AS ONE) The solution was warm-bathed and stirred at 100 rpm for 60 minutes.
  • the carbon fiber was washed and dried in the same manner as in Example 2 to obtain a carbon fiber having a carboxyl group formed on the surface.
  • Id / Ig of the carbon fiber after the acid treatment was confirmed, it was 0.47.
  • Example 8 Using the obtained flake powder to which the carbon fibers were adsorbed, green compaction, sintering and extrusion molding were performed under the same conditions as in Example 2. With respect to the aluminum-based composite material of Example 8 obtained by extrusion molding, the components of the base structure and the amount of carbon were measured in the same manner as in Example 1. The components of the matrix structure of the aluminum-based composite material of Example 8 were 4.5% by mass of Mg, 0.5% by mass of Mn, 0.1% by mass of Cr, the balance of Al and inevitable impurities, and the carbon content of the aluminum-based composite material was 1%. 9.9% by mass. Further, the porosity of the aluminum-based composite material of Example 8 confirmed in the same manner as in Example 1 was 0.09%.
  • the mechanical properties of the aluminum-based composite material of Example 8 were a Young's modulus of 90 GPa, a tensile strength of 399 MPa, and an elongation at break of 5.9%.
  • the area ratio of the Mg oxide in the aluminum-based composite material of Example 8 was 11.2%, the density of the coarse Mg oxide was 3.8 / ⁇ m 2 , and the occupation ratio of the Mg oxide was: 53%.
  • the void generation rate of the aluminum-based composite material of Example 8 was 35%.
  • Example 9 was an aluminum-based composite in which carbon fibers were dispersed under the same conditions as in Example 1 except that the addition amount of titanate in the scalying step and the addition amount of carbon fiber (CNF) in the carbon fiber slurry forming step were changed. Materials were produced.
  • an atomized powder having an average particle diameter (D 50 ) of about 10 ⁇ m composed of 4.5% by mass of Mg—0.5% by mass of Mn—0.1% by mass of Cr—the balance of Al and inevitable impurities is used.
  • D 50 average particle diameter
  • 220 g of the above atomized powder (2.8 parts by mass of titanate with respect to 100 parts by mass of atomized powder) was added, and a steel ball (SUJ2, 10 mm in diameter, 3.25 kg in total amount) was used. At 366 rpm for 5 hours. Except for the above, the scale-forming treatment conditions were the same as in Example 1.
  • the suspension is taken out, dried at 85 ° C. in the atmosphere for 2 hours, and has a thickness of about 1 to 4 ⁇ m, an average diameter (D 50 in number frequency) of about 24 ⁇ m, and a specific surface area of about 4.5 m. 2 / g, and a scale powder having an oxygen concentration of 1.5% by mass were obtained.
  • the carbon fiber was washed with pure water and ethanol, filtered by suction, and dried at 80 ° C. to obtain a carbon fiber having a carboxyl group formed on the surface.
  • Id / Ig of the carbon fiber after the acid treatment was confirmed, it was 0.47.
  • sodium lauryl sulfate manufactured by Showa Chemical Co., concentration: 99% or more
  • pure water pure water
  • an ultrasonic treatment device Branson ultrasonic homogenizer DCX S20: 1.25
  • a solution obtained by adding 2 g of sodium lauryl sulfate to 200 ml of pure water 4.5 g of the above-described acid-treated carbon fiber was added, and ultrasonic treatment was performed to obtain a carbon fiber slurry.
  • the conditions of the ultrasonic treatment were set as follows: 720 W for 10 minutes ⁇ 360 W for 2 hours ⁇ 720 W for 10 minutes.
  • Example 9 Using the obtained flake powder to which the carbon fibers were adsorbed, green compacting, sintering and extrusion molding were performed under the same conditions as in Example 1. With respect to the aluminum-based composite material of Example 9 obtained by extrusion molding, the components of the base structure and the amount of carbon were measured in the same manner as in Example 1. The components of the base structure of the aluminum-based composite material of Example 9 were 4.5% by mass of Mg, 0.5% by mass of Mn, 0.1% by mass of Cr, the balance of Al and inevitable impurities, and the carbon content of the aluminum-based composite material was 4%. 0.3% by mass. The porosity of the aluminum-based composite material of Example 9 confirmed in the same manner as in Example 1 was 0.02%.
  • the mechanical properties of the aluminum-based composite material of Example 9 were a Young's modulus of 110 GPa, a tensile strength of 477 MPa, and an elongation at break of 5.0%.
  • the area ratio of the Mg oxide in the aluminum-based composite material of Example 9 was 9.6%, the density of the coarse Mg oxide was 1.9 / ⁇ m 2 , and the Mg oxide occupancy was , 31%.
  • the void generation rate of the aluminum-based composite material of Example 9 was 20%.
  • Example 10 an aluminum-based composite material in which carbon fibers were dispersed was produced under the same conditions as in Example 3, except that the amount of titanate added in the scalying treatment was changed.
  • an atomized powder having an average particle diameter (D 50 ) of about 10 ⁇ m composed of 4.5% by mass of Mg—0.5% by mass of Mn—0.1% by mass of Cr—the balance of Al and inevitable impurities is used.
  • D 50 average particle diameter
  • 220 g of the above atomized powder (3.2 parts by mass of titanate with respect to 100 parts by mass of atomized powder) was added, and a steel ball (SUJ2, diameter 10 mm, 3.25 kg in total) was used. At 366 rpm for 5 hours. Except for the above, the scale formation treatment conditions were the same as in Example 3.
  • the suspension is taken out, dried at 85 ° C. in the atmosphere for 2 hours, and has a thickness of about 1 to 4 ⁇ m, an average diameter (D 50 in number frequency) of about 24 ⁇ m, and a specific surface area of about 4.5 m. 2 / g, a scale powder having an oxygen concentration of 1.3% by mass was obtained.
  • Example 10 Using the obtained flake powder to which the carbon fibers were adsorbed, green compacting, sintering and extrusion molding were performed under the same conditions as in Example 1. With respect to the aluminum-based composite material of Example 10 obtained by extrusion molding, the components of the base structure and the amount of carbon were measured in the same manner as in Example 1. The components of the matrix structure of the aluminum-based composite of Example 10 were 4.5% by mass of Mg, 0.5% by mass of Mn, 0.1% by mass of Cr, the balance being Al and inevitable impurities, and the carbon content of the aluminum-based composite was 1%. 9.9% by mass. The porosity of the aluminum-based composite material of Example 10, which was confirmed in the same manner as in Example 1, was 0.01%.
  • the mechanical properties of the aluminum-based composite material of Example 10 were Young's modulus of 93 GPa, tensile strength of 380 MPa, and elongation at break of 9.0%.
  • the area ratio of Mg oxide in the aluminum-based composite material of Example 10 was 5.6%, the density of coarse Mg oxide was 0.9 / ⁇ m 2 , and the Mg oxide occupancy was , 12%.
  • the void generation rate of the aluminum-based composite material of Example 10 was 15%.
  • Example 11 carbon fibers were dispersed under the same conditions as in Example 1 except that a metal powder composed of 4.5% by mass of Mg—0.9% by mass of Mn—0.35% by mass of Cr—the balance of Al and inevitable impurities was used.
  • the prepared aluminum-based composite material was produced.
  • an atomized powder composed of 4.5% by mass of Mg-0.9% by mass of Mn-0.35% by mass of Cr-the balance of Al and unavoidable impurities and having an average particle diameter (D 50 ) of about 10 ⁇ m is used, and the atomized powder is scaled.
  • D 50 average particle diameter
  • the suspension is taken out, dried at 85 ° C. in the atmosphere for 2 hours, and has a thickness of about 1 to 4 ⁇ m, an average diameter (D 50 in number frequency) of about 24 ⁇ m, and a specific surface area of about 4.5 m. 2 / g and a scale powder having an oxygen concentration of 1.7% by mass were obtained.
  • the carbon fiber was subjected to an acid treatment, and thereafter, the carbon fiber was adsorbed to the scale powder, and a heat treatment was performed.
  • the carbon content of the subsequent scale powder was 2.0% by mass.
  • the oxygen content of the scale powder was 2.6% by mass, and the surface Mg content was 13.4% by mass.
  • Example 11 Using the obtained flake powder to which the carbon fibers were adsorbed, green compacting, sintering and extrusion molding were performed under the same conditions as in Example 1. With respect to the aluminum-based composite material of Example 11 obtained by extrusion, the components of the base structure and the amount of carbon were measured in the same manner as in Example 1. The components of the base structure of the aluminum-based composite of Example 11 were 4.5% by mass of Mg, 0.9% by mass of Mn, 0.35% by mass of Cr, the balance of Al and inevitable impurities, and the carbon content of the aluminum-based composite was 2%. 0.0% by mass. The porosity of the aluminum-based composite material of Example 11 confirmed in the same manner as in Example 1 was 0.02%.
  • the mechanical properties of the aluminum-based composite material of Example 11 were a Young's modulus of 92 GPa, a tensile strength of 446 MPa, and an elongation at break of 5.6%.
  • the area ratio of Mg oxide in the aluminum-based composite material of Example 11 was 9.8%, the density of coarse Mg oxide was 2.3 particles / ⁇ m 2 , and the Mg oxide occupancy was , 40%.
  • the void generation rate of the aluminum-based composite material of Example 11 was 30%.
  • Example 12 In Example 12, an aluminum-based composite material in which carbon fibers were dispersed was produced under the same conditions as in Example 1 except that the amount of titanate added in the scaly treatment was changed.
  • an atomized powder having an average particle diameter (D 50 ) of about 10 ⁇ m composed of 4.5% by mass of Mg—0.5% by mass of Mn—0.1% by mass of Cr—the balance of Al and inevitable impurities is used.
  • D 50 average particle diameter
  • 220 g of the above atomized powder 4.1 parts by mass of titanate with respect to 100 parts by mass of atomized powder
  • a steel ball SUJ2, diameter 10 mm, 3.25 kg in total amount
  • the suspension is taken out, dried at 85 ° C. in the atmosphere for 2 hours, and has a thickness of about 1 to 4 ⁇ m, an average diameter (D 50 in number frequency) of about 24 ⁇ m, and a specific surface area of about 4.5 m. 2 / g, a scale powder having an oxygen concentration of 1.3% by mass was obtained.
  • the carbon fiber was subjected to an acid treatment, and thereafter, the carbon fiber was adsorbed to the scale powder, and a heat treatment was performed.
  • the carbon content of the subsequent scale powder was 1.9% by mass.
  • the oxygen content of the scale powder was 2.2% by mass, and the surface Mg content was 13.4% by mass.
  • Example 12 Using the obtained flake powder to which the carbon fibers were adsorbed, green compacting, sintering and extrusion molding were performed under the same conditions as in Example 1. With respect to the aluminum-based composite material of Example 12 obtained by extrusion, the components of the base structure and the amount of carbon were measured in the same manner as in Example 1. The components of the matrix structure of the aluminum-based composite of Example 12 were 4.5% by mass of Mg, 0.5% by mass of Mn, 0.1% by mass of Cr, the balance of Al and inevitable impurities, and the carbon content of the aluminum-based composite was 1%. 9.9% by mass. The porosity of the aluminum-based composite of Example 12 confirmed in the same manner as in Example 1 was 0.18%.
  • the mechanical properties of the aluminum-based composite material of Example 12 were Young's modulus 82 GPa, tensile strength 362 MPa, and elongation at break 6.1%.
  • the area ratio of the Mg oxide in the aluminum-based composite material of Example 12 was 4.1%, the density of the coarse Mg oxide was 0.2 / ⁇ m 2 , and the Mg oxide occupancy was , 20%.
  • the void generation rate of the aluminum-based composite material of Example 12 was 55%.
  • Example 1 The same metal powder and carbon fiber as in Example 1 were used, but the scale and heat treatment conditions of the metal powder were changed as described below.
  • the temperature in the chamber at the time of the flakes treatment of the metal powder was 9 ° C. Further, the room temperature of the chamber atmosphere was 20 ° C., the humidity was 50%, and the dew point temperature was 9.3 ° C. That is, the scale treatment was performed under the condition that the temperature in the chamber was equal to or lower than the dew point.
  • the suspension was taken out and dried in the same procedure as in Example 1 to a thickness of about 1 to 4 ⁇ m, an average diameter (D 50 in number frequency) of about 24 ⁇ m, and a specific surface area of about 4.5 m. 2 / g, and a scale powder having an oxygen concentration of 2.5% by mass were obtained.
  • carbon fibers were adsorbed to the scale powder in the same procedure as in Example 1. Further, the obtained flake powder to which the carbon fibers were adsorbed was heated at 450 ° C. for 2 hours in vacuum (initial furnace oxygen concentration: 79 ppm, final furnace oxygen concentration: 79 ppm) to remove polyvinyl alcohol from the flake powder.
  • the carbon content of the subsequent scale powder was 2.0% by mass. Further, the oxygen content of the scale powder was 3.6% by mass.
  • the surface Mg content of the scale powder was 20.5% by mass.
  • Example 1 Using the obtained flake powder to which the carbon fibers were adsorbed, green compacting, sintering and extrusion molding were performed under the same conditions as in Example 1. With respect to the aluminum-based composite material of Comparative Example 1 obtained by extrusion molding, the components of the base structure and the amount of carbon were measured in the same manner as in Example 1. The components of the matrix structure of the aluminum-based composite of Comparative Example 1 were 4.5% by mass of Mg, 0.5% by mass of Mn, 0.1% by mass of Cr, the balance of Al and inevitable impurities, and the carbon content of the aluminum-based composite was 2%. 0.0% by mass. Further, the porosity of the aluminum-based composite material of Comparative Example 1, which was confirmed in the same manner as in Example 1, was 0.3%.
  • mechanical properties of the obtained aluminum-based composite material of Comparative Example 1 were a Young's modulus of 74 GPa, a tensile strength of 323 MPa, and an elongation at break of 3.4%.
  • the area ratio of the Mg oxide in Comparative Example 1 was 16%, the density of the coarse Mg oxide was 10 / ⁇ m 2 , and the occupation ratio of the Mg oxide was 94%.
  • the void generation rate of the aluminum-based composite material of Comparative Example 1 was 60%.
  • Comparative Example 2 In Comparative Example 2, the metal powder used in Example 1 was changed. As the metal powder of Comparative Example 2, atomized powder having an average particle diameter (D 50 ) of about 0.02 mass% of Mg-0.5 mass% of Mn-0.1 mass% of Cr, the balance of Al and inevitable impurities was about 10 ⁇ m. . The components of the metal powder constituting the base tissue were confirmed by ICP emission spectrometry (ICPS-8100, manufactured by Shimadzu Corporation).
  • ICPS-8100 ICP emission spectrometry
  • the suspension was taken out and dried in the same procedure as in Example 1 to a thickness of about 1 to 4 ⁇ m, an average diameter (D 50 in number frequency) of about 24 ⁇ m, and a specific surface area. Approximately 4.5 m 2 / g of scale powder having an oxygen concentration of 1.7% by mass was obtained.
  • the carbon fiber was subjected to an acid treatment, and thereafter, the carbon fiber was adsorbed to the scale powder, and a heat treatment was performed.
  • the carbon content of the subsequent scale powder was 1.9% by mass.
  • the oxygen content of the scale powder was 2.6% by mass, and the surface Mg content was 0.06% by mass.
  • Example 2 Using the flake powder to which the carbon fibers obtained by the same procedure as in Example 1 were adsorbed, compacting, sintering and extrusion were performed under the same conditions as in Example 1. With respect to the aluminum-based composite material of Comparative Example 2 obtained by extrusion, the components of the base structure and the amount of carbon were measured in the same manner as in Example 1. The components of the matrix structure of the aluminum-based composite material of Comparative Example 2 were 0.02% by mass of Mg, 0.5% by mass of Mn, 0.1% by mass of Cr, the balance of Al and unavoidable impurities, and the carbon content of the aluminum-based composite material was 1%. 9.9% by mass. The porosity of the aluminum-based composite material of Comparative Example 2, which was confirmed in the same manner as in Example 1, was 0.5%.
  • the test piece shown in FIG. 5 was processed, and the strength was weak and the processing could not be performed. Was. For this reason, the mechanical properties and the void generation rate could not be evaluated. Since the test piece could not be obtained in this manner, the area ratio of the Mg oxide in Comparative Example 2 was determined in the same manner as in Example 1 in any three visual fields of the cross section of the aluminum-based composite itself after extrusion. The area ratio of the Mg oxide was calculated from the above, and the average value of the three visual fields was taken as the area ratio of the Mg oxide. As a result, the area ratio of the Mg oxide of Comparative Example 2 was 0.04%.
  • Comparative Example 3 In Comparative Example 3, the metal powder used in Example 1 was changed. As the metal powder of Comparative Example 3, atomized powder having an average particle diameter (D 50 ) of about 7.5 ⁇ m of Mg—0.5% by mass of Mn—0.1% by mass of Cr—the balance of Al and inevitable impurities was used. .
  • D 50 average particle diameter
  • the suspension was taken out and dried in the same procedure as in Example 1 to a thickness of about 1 to 4 ⁇ m, an average diameter (D 50 in number frequency) of about 24 ⁇ m, and a specific surface area. Approximately 4.5 m 2 / g of scale powder having an oxygen concentration of 1.8% by mass was obtained.
  • Example 3 Using the flake powder to which the carbon fibers obtained by the same procedure as in Example 1 were adsorbed, compacting, sintering and extrusion were performed under the same conditions as in Example 1. With respect to the aluminum-based composite material of Comparative Example 3 obtained by extrusion molding, the components of the base structure and the amount of carbon were measured in the same manner as in Example 1. The components of the matrix structure of the aluminum-based composite material of Comparative Example 3 were 7.5% by mass of Mg, 0.5% by mass of Mn, 0.1% by mass of Cr, the balance of Al and inevitable impurities, and the carbon content of the aluminum-based composite material was 1%. 9.9% by mass. The porosity of the aluminum-based composite material of Comparative Example 3, which was confirmed in the same manner as in Example 1, was 0.25%.
  • mechanical properties of the obtained aluminum-based composite material of Comparative Example 3 were a Young's modulus of 75 GPa, a tensile strength of 450 MPa, and an elongation at break of 4.5%.
  • the area ratio of the Mg oxide in Comparative Example 3 was 17%
  • the density of the coarse Mg oxide was 8.5 / ⁇ m 2
  • the occupation ratio of the Mg oxide was 62%.
  • the void generation rate of the aluminum-based composite material of Comparative Example 3 was 40%.
  • Comparative Example 4 produced an aluminum-based composite material in which carbon fibers were dispersed under the same conditions as in Example 1 except that the amount of carbon fibers (CNF) added in the carbon fiber slurry forming step was changed. First, an acid treatment and a scale treatment were performed in the same procedure as in Example 1.
  • a sodium lauryl sulfate (concentration of 99% or more, manufactured by Showa Chemical), pure water and an ultrasonic treatment device (Branson ultrasonic homogenizer DCX @ S20: 1.25) were prepared, and a solution obtained by adding 2 g of sodium lauryl sulfate to 200 ml of pure water was prepared. Then, 0.6 g of the carbon fiber after the acid treatment was added, and ultrasonic treatment was performed to obtain a carbon fiber slurry.
  • the conditions of the ultrasonic treatment were set as follows: 720 W for 10 minutes ⁇ 360 W for 2 hours ⁇ 720 W for 10 minutes.
  • Example 4 Using the obtained flake powder to which the carbon fibers were adsorbed, green compacting, sintering and extrusion molding were performed under the same conditions as in Example 1. With respect to the aluminum-based composite material of Comparative Example 4 obtained by extrusion molding, the components of the base structure and the amount of carbon were measured in the same manner as in Example 1. The components of the matrix structure of the aluminum-based composite of Comparative Example 4 were 4.5% by mass of Mg, 0.5% by mass of Mn, 0.1% by mass of Cr, the balance of Al and inevitable impurities, and the carbon content of the aluminum-based composite was 0%. It was 0.5% by mass. Further, the porosity of the aluminum-based composite material of Comparative Example 4 was 0.02%.
  • the mechanical properties of the aluminum-based composite material of Comparative Example 4 were a Young's modulus of 71 GPa, a tensile strength of 345 MPa, and an elongation at break of 15.5%.
  • the area ratio of the Mg oxide in the aluminum-based composite material of Comparative Example 4 was 10.5%, the density of the coarse Mg oxide was 2.7 / ⁇ m 2 , and the Mg oxide occupancy was , 43%.
  • the void generation rate of the aluminum-based composite material of Comparative Example 4 was 31%.
  • Comparative Example 5 An aluminum-based composite material in which carbon fibers were dispersed was produced under the same conditions as in Example 1 except that the amount of carbon fibers (CNF) added in the carbon fiber slurry forming step was changed. First, an acid treatment and a scale treatment were performed in the same procedure as in Example 1.
  • a sodium lauryl sulfate (concentration of 99% or more, manufactured by Showa Chemical), pure water and an ultrasonic treatment device (Branson ultrasonic homogenizer DCX @ S20: 1.25) were prepared, and a solution obtained by adding 2 g of sodium lauryl sulfate to 200 ml of pure water was prepared. Then, 6.0 g of the acid-treated carbon fiber was added, and ultrasonic treatment was performed to obtain a carbon fiber slurry.
  • the conditions of the ultrasonic treatment were set as follows: 720 W for 10 minutes ⁇ 360 W for 2 hours ⁇ 720 W for 10 minutes.
  • Example 5 Using the obtained flake powder to which the carbon fibers were adsorbed, green compacting, sintering and extrusion molding were performed under the same conditions as in Example 1. With respect to the aluminum-based composite material of Comparative Example 5 obtained by extrusion molding, the components of the base structure and the amount of carbon were measured in the same manner as in Example 1. The components of the matrix structure of the aluminum-based composite of Comparative Example 5 were 4.5% by mass of Mg, 0.5% by mass of Mn, 0.1% by mass of Cr, the balance of Al and inevitable impurities, and the carbon content of the aluminum-based composite was 5%. 0.7% by mass. Further, the porosity of the aluminum-based composite material of Comparative Example 5 was 0.02%.
  • mechanical properties of the aluminum-based composite material of Comparative Example 5 were a Young's modulus of 116 GPa, a tensile strength of 486 MPa, and an elongation at break of 2.9%.
  • the area ratio of Mg oxide in the aluminum-based composite material of Comparative Example 5 was 10.2%, the density of coarse Mg oxide was 2.6 particles / ⁇ m 2 , and the Mg oxide occupancy was , 29%.
  • the void generation rate of the aluminum-based composite material of Comparative Example 5 was 21%.
  • Comparative Example 6 In Comparative Example 6, the metal powder used in Example 1 was changed. As the metal powder of Comparative Example 6, atomized powder having an average particle size (D 50 ) of about 10 ⁇ m, comprising 0.4% by mass of Mg—0.5% by mass of Mn—0.1% by mass of Cr—the balance of Al and inevitable impurities was used. .
  • D 50 average particle size
  • the suspension was taken out and dried in the same procedure as in Example 1 to a thickness of about 1 to 4 ⁇ m, an average diameter (D 50 in number frequency) of about 24 ⁇ m, and a specific surface area. Approximately 4.5 m 2 / g and an oxygen concentration of 1.5% by mass of scale powder were obtained.
  • Example 6 Using the flake powder to which the carbon fibers obtained by the same procedure as in Example 1 were adsorbed, compacting, sintering and extrusion were performed under the same conditions as in Example 1. With respect to the aluminum-based composite material of Comparative Example 6 obtained by extrusion molding, the components of the base structure and the amount of carbon were measured in the same manner as in Example 1. The components of the matrix structure of the aluminum-based composite material of Comparative Example 6 were 0.4% by mass of Mg, 0.5% by mass of Mn, 0.1% by mass of Cr, the balance of Al and inevitable impurities, and the carbon content of the aluminum-based composite material was 1%. 9.9% by mass. The porosity of the aluminum-based composite material of Comparative Example 6, which was confirmed in the same manner as in Example 1, was 0.03%.
  • mechanical properties of the obtained aluminum-based composite material of Comparative Example 6 were a Young's modulus of 91 GPa, a tensile strength of 330 MPa, and an elongation at break of 4.5%.
  • the area ratio of the Mg oxide in Comparative Example 6 was 3.8%, the density of the coarse Mg oxide was 0.2 / ⁇ m 2 , and the Mg oxide occupancy was 19%.
  • the area ratio of the Mg oxide in Comparative Example 6 was 3.8%, the density of the coarse Mg oxide was 0.2 / ⁇ m 2 , and the Mg oxide occupancy was 19%.
  • the void generation rate of the aluminum-based composite material of Comparative Example 6 was 20%.
  • Comparative Example 7 an aluminum-based composite material in which carbon fibers were dispersed was produced under the same conditions as in Example 1 except that the amount of titanate added in the scalying treatment was changed.
  • an atomized powder having an average particle diameter (D 50 ) of about 10 ⁇ m composed of 4.5% by mass of Mg—0.5% by mass of Mn—0.1% by mass of Cr—the balance of Al and inevitable impurities is used.
  • D 50 average particle diameter
  • the suspension is taken out, dried in the air at 85 ° C. for 2 hours, and has a thickness of about 1 to 4 ⁇ m, an average diameter (D 50 in number frequency) of about 24 ⁇ m, and a specific surface area of about 4.
  • a scale powder having 5 m 2 / g and an oxygen concentration of 2.7% by mass was obtained.
  • the carbon fiber was subjected to an acid treatment, and thereafter, the carbon fiber was adsorbed to the scale powder, and a heat treatment was performed.
  • the carbon content of the subsequent scale powder was 1.9% by mass.
  • the oxygen content of the scale powder was 3.9% by mass, and the surface Mg content was 13.4% by mass.
  • Example 7 Using the flake powder to which the carbon fibers obtained by the same procedure as in Example 1 were adsorbed, compacting, sintering and extrusion were performed under the same conditions as in Example 1. With respect to the aluminum-based composite material of Comparative Example 7 obtained by extrusion molding, the components of the base structure and the amount of carbon were measured in the same manner as in Example 1. The components of the base structure of the aluminum-based composite of Comparative Example 7 were 4.5% by mass of Mg, 0.5% by mass of Mn, 0.1% by mass of Cr, the balance of Al and inevitable impurities, and the carbon content of the aluminum-based composite was 1%. 9.9% by mass. The porosity of the aluminum-based composite material of Comparative Example 7, which was confirmed in the same manner as in Example 1, was 0.35%.
  • mechanical properties of the aluminum-based composite material of Comparative Example 7 were a Young's modulus of 74 GPa, a tensile strength of 338 MPa, and an elongation at break of 4.0%.
  • the area ratio of the Mg oxide in the aluminum-based composite material of Comparative Example 7 was 18.8%, the density of the coarse Mg oxide was 12.5 / ⁇ m 2 , and the Mg oxide occupancy was , 97%.
  • the void generation rate of the aluminum-based composite material of Comparative Example 7 was 65%.
  • the amount of Mg contained in the metal powder (scale powder) and the amount of oxygen in the metal powder are appropriately controlled to reduce the area ratio of the Mg oxide contained in the aluminum-based composite material. Since the content was 4 to 15%, the Young's modulus was 80 GPa or more, the tensile strength was 350 MPa, and the elongation was 5% or more in each of the examples. As described above, in the case of the aluminum-based composite having the matrix structure composed of the elemental composition of the present example, the aluminum-based composite having excellent mechanical properties in which all of the tensile strength, elongation and Young's modulus are equal to or more than a certain value is obtained. It has been found that a composite material can be realized.
  • the optimization of the area ratio of Mg oxide is based on the fact that the aluminum alloy constituting the base structure is of the above-described example.
  • the present invention is not limited to the case of the elemental composition, but also works effectively when the content of Mg is 0.5 to 7% by mass and the balance is Al and unavoidable impurities.
  • Comparative Example 1 the scaly treatment was performed at a temperature equal to or lower than the dew point, and the final furnace oxygen concentration in the heat treatment did not satisfy the requirement of a low oxygen concentration of less than 0.1 ppb. increased. Further, in Comparative Examples 2 and 6, since the amount of Mg was small, Mg oxide was not sufficiently generated. In Comparative Example 3, since the amount of Mg in the metal powder was high, the amount of Mg oxide generated in the final product was increased. In Comparative Example 4, the amount of carbon fiber in the final product was small because the amount of carbon fiber added was too small. Further, in Comparative Example 5, the amount of carbon in the final product was large because the amount of carbon fiber added was too large.
  • Comparative Example 7 since the amount of titanate added was small, the oxygen concentration of the scale powder increased, and Al oxide was generated on the scale powder surface, so that the amount of Mg oxide generated increased. As described above, in Comparative Examples 1 to 3, 6, and 7 in which the area ratio of Mg oxide was out of the range of the present invention, an aluminum-based composite material having desired mechanical properties could not be obtained. Similarly, in Comparative Examples 4 and 5, in which carbon fibers were outside the scope of the present invention, an aluminum-based composite material having desired mechanical properties could not be obtained.

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Abstract

基地組織３を構成する結晶粒界および基地組織３と炭素繊維５との界面に存在するＭｇ酸化物７ｂの面積率が４～１５％である時に、良好な機械的特性を得ることができる。Ｍｇ酸化物７ｂの面積率が小さいと、Ａｌ酸化物９とＭｇとの反応が十分でなく、基地組織３を構成する結晶粒界および基地組織３と炭素繊維５との界面に、膜状のＡｌ酸化物が残る可能性がある。このようにＡｌ酸化物９が残ると、機械的特性を悪化させる。また、Ｍｇ酸化物７ｂの面積率が大きくなると、Ｍｇ酸化物の凝集が進み、Ａｌ同士の焼結を阻害し、機械的特性を悪化させる。

Description

アルミニウム基複合材
　本発明は、強化材である炭素繊維を基地組織中に含有するアルミニウム基複合材に関し、より詳細にはアルミニウム粒子同士が固相接合してなる基地組織中に炭素繊維が分散したアルミニウム基複合焼結体に関するものである。
　内燃機関搭載車のＣＯ２排出量削減や、電気自動車およびハイブリッド自動車等の航続距離延長のニーズを背景として、各自動車メーカーは、車両の軽量化を推進している。軽量化手段の１つとして、アルミニウム合金の採用が拡大しているが、低ヤング率（低剛性）による重量増加、スペ－スの確保、乗り心地の低下等の問題を有している。このため、軽量かつヤング率の高い構造部材および機能部品向け材料が求められている。
　このような材料として、カーボンナノチューブで補強されたアルミニウム基複合材が提案されている（例えば、特許文献１～３）。
中国特許第１０１８１８２８０号 特開２００６－２６５６８６号公報 ＷＯ２００９／０５４３０９
　しかし、発明者らは、従来の方法では、引張強度、伸びおよびヤング率のいずれもが一定以上の値を示す優れた機械的特性を有するアルミニウム基複合材を得ることができず、さらなる改良の必要があることを知見した。
　本発明は、このような問題に鑑みてなされたものであり、引張強度、伸びおよびヤング率のいずれもが一定以上の値を示す優れた機械的特性を有するアルミニウム基複合材を提供することを目的とする。
　前述した目的を達成するため、本発明は、強化材である炭素繊維を基地組織中に含有するアルミニウム基複合材であって、前記炭素繊維を１～５質量％有し、前記基地組織は、Ｍｇ０．５～７質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物からなり、前記基地組織中に、Ｍｇを含有する酸化物を有し、任意の断面において、前記基地組織を構成する結晶粒界および前記基地組織と前記炭素繊維との界面に存在する前記Ｍｇを含有する酸化物の面積率が４～１５％であることを特徴とするアルミニウム基複合材である。
　前記炭素繊維がカーボンナノファイバーまたはカーボンナノチューブであることが望ましい。
　任意の断面において、前記基地組織を構成する結晶粒界および前記基地組織と前記炭素繊維との界面に存在する円相当径が１００ｎｍ以上の前記Ｍｇを含有する酸化物が、５個／μｍ２以下であることが望ましい。
　前記アルミニウム基複合材の空隙率が０．２％以下であることが望ましい。ここで、空隙率とは、（１－（ｐ／ｐ０））×１００（％）で定義される数値であり、数式中ｐは、見かけ密度（ｇ／ｃｍ３）、ｐ０は真密度（ｇ／ｃｍ３）を指す。
　ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠し、試験片形状が、全長　Ｌ＝６７ｍｍ、標点距離　Ｌ０＝２５ｍｍ、平行部長さ　Ｌｃ＝３１ｍｍ、径　ｄ０＝５ｍｍ±０．０２ｍｍ、肩部半径　Ｒ＝３ｍｍ、掴み部長さ　Ｌａ＝１５ｍｍ、掴み部径　ｄａ＝７．８ｍｍである試験片を使用し、クロスヘッド速度１ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行った破断後の引張方向に沿う試験片の断面において、破断面（以下、引張試験後の破断面と言う場合がある。）から２０～１００μｍの範囲において、任意に設定した複数視野に存在する前記基地組織と前記炭素繊維との界面の周長をＬ１、当該界面に存在する空隙の外周の周長をＬ２としたとき、Ｌ２／Ｌ１が０．３以上の炭素繊維の割合（以下、空隙発生率と言う場合がある。）が５０％以下であることが望ましい。
　任意の断面において、任意に選択した炭素繊維の円相当径をｄとしたとき、当該炭素繊維の外周縁から０．１ｄの範囲に存在するＭｇを含む酸化物の面積率（以下、Ｍｇ酸化物占有率という場合がある。）が８０％以下であることが望ましい。
　本発明によれば、任意の断面における、アルミニウム基複合材の基地組織中のＭｇ酸化物の面積率を所定の範囲とすることで、十分な機械的特性を得ることができる。
　特に、炭素繊維がカーボンナノファイバーまたはカーボンナノチューブであれば、基地組織中に炭素繊維が分散し、効率よく、基地組織を強化することができる。
　また、アルミニウム基複合材の空隙率が０．２％以下であれば、より高い機械的特性を得ることができる。
　また、上記引張試験後の破断面から２０～１００μｍの範囲において、前記基地組織と前記炭素繊維との界面の周長をＬ１、当該界面に存在する空隙の外周の周長をＬ２としたとき、Ｌ２／Ｌ１が０．３以上の炭素繊維の割合が５０％以下であれば、より高い機械的特性を得ることができる。
　さらに、任意の断面において、任意に選択した炭素繊維の円相当径をｄとしたとき、当該炭素繊維の外周縁から０．１ｄの範囲に存在するＭｇを含む酸化物の面積率（Ｍｇ酸化物占有率）が８０％以下であれば、より高い機械的特性を得ることができる。
　本発明によれば、引張強度、伸びおよびヤング率のいずれもが一定以上の値を示す優れた機械的特性を有するアルミニウム基複合材を提供することができる。
アルミニウム基複合材の組織を示す概念図 引張試験後の空隙（ボイド）を示すＳＥＭ写真 アルミニウム基複合材の製造工程を示すフローチャート 押出用金型を示す概略図 引張試験用試験片の形状を示す図
　まず、本発明の実施の形態にかかるアルミニウム基複合材について説明する。本発明の実施形態にかかるアルミニウム基複合材は、強化材である炭素繊維を基地組織中に含有するアルミニウム基複合材であって、前記炭素繊維を１～５質量％有し、前記基地組織は、Ｍｇ０．５～７質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物からなり、前記基地組織中に、Ｍｇを含有する酸化物を有し、前記基地組織を構成する結晶粒界および前記基地組織と前記炭素繊維との界面に存在する前記Ｍｇを含有する酸化物の面積率が４～１５％であることを特徴としている。なお、炭素繊維としては、カーボンナノチューブまたはカーボンナノファイバーであることが望ましい。以下、本実施形態のアルミニウム基複合材の各構成要素について、詳細に説明する。
［基地組織組成］
　基地組織を構成するアルミニウム合金としては、Ｍｇ０．５～７質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物からなり、例えばＡｌ－Ｍｇ系の５０００系合金が望ましく、ＪＩＳ（Japanese Industrial Standards）　Ｈ４０００で規定されるＡ５０８３アルミニウム合金（以下、ＪＩＳ　Ａ５０８３合金などと言う場合がある。）等を適用可能である。Ｍｇ量が多すぎると、加工性や伸びが低下する。一方で、Ｍｇ量が少なすぎると、強度が低下し、また、後述するように焼結工程中のアルミニウム酸化物のＭｇによる還元作用が充分に発揮できず、その結果、Ｍｇを含む酸化物（以下、Ｍｇ酸化物と言う場合がある。）の生成量が少なくなる。このような組織形態のアルミニウム基複合材では、アルミニウム合金からなる基地組織を構成する結晶同士の結晶粒界（界面）または基地組織と炭素繊維との界面における密着性が低く、それらの界面にボイド（空隙）が生じやすいため、所望の機械的特性を実現することができない。その他の添加元素として、Ｍｎ：０．０５～１．０質量％、Ｃｒ：０．０５～０．４０質量％を含有してもよい。ＭｎおよびＣｒはＡｌなどとともに化合物（析出物）を形成して再結晶する際の結晶粒の成長を抑制するため強度を上げる効果がある。
［炭素繊維含有量］
　基地組織中に分散した状態で含有する炭素繊維は、アルミニウム基複合材に対する質量割合を１～５質量％とする。アルミニウム基複合材の機械的特性は、基本的に、強化材として含有せしめる炭素繊維の割合により制御され、基地組織を構成するアルミニウム合金及び炭素繊維の各々の機械的特性と炭素繊維の割合に基づき凡そ複合則により設定することが可能である。炭素繊維が１質量％未満であると炭素繊維による基地組織の強化能を発揮できず、炭素繊維が５質量％を超えると、加工性が悪くなるとともに伸びが低下する。なお、炭素繊維の含有率は、ＪＩＳ　Ｚ２６１５で規定される赤外線吸収法（積分法）に準拠し測定することができる。
［Ｍｇ酸化物面積率］
　次に、本発明にかかるアルミニウム基複合材のミクロ組織について説明する。図１（ａ）は、焼結工程前におけるミクロ組織を示す概念図であり、図１（ｂ）は、焼結工程後のミクロ組織を示す概念図である。なお、製造工程の詳細については、後述する。
　焼結工程前のミクロ組織を示す図１（ａ）に示すように、表面に炭素繊維を吸着したアルミニウム合金からなる金属粉末を成形した成形体２では、成形された金属粉末からなる基地組織前駆体３ａと、当該基地組織前駆体３ａに配置される炭素繊維５とが接触している状態となっている。この際、基地組織前駆体３ａを構成する金属粉末中には、元素としてのＭｇ７ａが分散している。
　アルミニウム合金は非常に酸化しやすい材料であり、通常、当該アルミニウム合金を原料とした金属粉末の表面は、例えばＡｌ２Ｏ３等のＡｌを有する酸化物（以下、Ａｌ酸化物と言う場合がある。）からなる層（以下、Ａｌ酸化物層９と言う場合がある。）で、その全面がほぼ覆われている。したがって、上記成形体２において、基地組織前駆体３ａを構成する金属粉末同士の接触面や金属粉末と炭素繊維５との接触面には、Ａｌ酸化物層９が介在している。このように金属粉末同士の接触面にＡｌ酸化物層９が存在すると、焼結時の金属粉末間における固相拡散が抑制され、金属粉末の焼結固化を阻害する。また、金属粉末と炭素繊維５の界面に存在するＡｌ酸化物層９は、金属粉末からなる基地組織前駆体３ａが焼結されてなる基地組織と炭素繊維との密着性を阻害する。
　一方で、本発明では、金属粉末に適量のＭｇを含有させることで、図１（ｂ）に示すように、焼結時に、上記のように接触面に介在するＡｌ酸化物層を、Ｍｇ７ａによって還元して消失または減少せしめることができる。このため、金属粉末同士は、Ａｌ酸化物層により阻害されることなく、それらの接触面で焼結固化する。これにより、基地組織前駆体を構成する金属粉末同士が焼結してなる基地組織３が形成されるとともに、基地組織３に分散する炭素繊維５が基地組織３と密着した所望のアルミニウム基複合材１を得ることができる。そして、上記のようにＡｌ酸化物層を還元した後のＭｇは、Ａｌ酸化物中の酸素と結合することにより粒状のＭｇ酸化物７ｂを形成する。すなわち、アルミニウム基複合材１の基地組織３中に、Ｍｇ酸化物７ｂが分散する。なお、Ｍｇ酸化物７ｂは、必ずしもＭｇＯである場合に限られず、例えばスピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）など少なくともＭｇを含む酸化物である。
　一方で、本発明の発明者らは、基地組織３に含まれるＭｇ酸化物７ｂも、アルミニウム基複合材１の機械的特性に大きな影響を与えることを見出した。具体的には、金属粉末が過度に酸化され、焼結工程前の金属粉末がＭｇ酸化物を多量に含む場合には、得られるアルミニウム基複合材は、多量のＭｇ酸化物を基地組織中に含む態様となり、その機械的特性が悪化する。すなわち、後述するように、焼結工程前の金属粉末の酸素量が所定の値以下となるよう金属粉末の酸化を制御し、酸化による金属粉末中のＭｇ酸化物の生成量を低減することにより基地組織３を構成する結晶粒界および基地組織３と炭素繊維５との界面に存在するＭｇ酸化物７ｂの面積率が４～１５％となり、良好な機械的特性を得ることができることを見出したのである。なお、ヤング率および引張強度いずれも優れたアルミニウム基複合材を得るためには、Ｍｇ酸化物面積率の下限値が５．０％、より好ましくは７．２％、上限値が１３．７％、より好ましくは１１．２％であることが望ましい。
　焼結時においてＡｌ酸化物層とＭｇとの反応が十分でない場合には、得られたアルミニウム基複合材１のＭｇ酸化物７ｂの面積率が４％未満となり、基地組織３を構成する結晶粒界および基地組織３と炭素繊維５との界面に、Ａｌ酸化物層９が残る可能性がある。このようにＡｌ酸化物層９が残ると、基地組織３を構成する結晶同士の焼結を阻害するとともに、基地組織３と炭素繊維５の密着性が低下し、機械的特性を悪化させる。一方、金属粉末の酸化が過多で、Ａｌ酸化物、Ｍｇ酸化物を金属粉末が過度に含む場合には、得られたアルミニウム基複合材１のＭｇ酸化物７ｂの面積率が１５％を超え、Ｍｇ酸化物７ｂの凝集が進みやすく、基地組織３を構成する結晶同士の焼結を阻害するとともに、基地組織３と炭素繊維５の密着性が低下し、機械的特性を悪化させる。
　上記Ｍｇ酸化物７ｂの面積率は、エネルギー分散型Ｘ線分析（Ｅｎｅｒｇｙ　ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：ＥＤＸ）を使用した元素マッピングによるＭｇとＯの分布を取得し、ＭｇとＯの共存領域をＭｇ酸化物７ｂの存在領域と見なして、画像解析により計算することができる。（詳細は、後述する。）
　より好ましくは、基地組織３を構成する結晶粒界および基地組織３と炭素繊維５との界面に存在する円相当径が１００ｎｍ以上のＭｇ酸化物（以下、粗大Ｍｇ酸化物という場合がある。）が、５個／μｍ２以下であることが望ましい。粗大なＭｇ酸化物が多くなると、前述したように、金属粉末同士の焼結を阻害するとともに基地組織３と炭素繊維５の密着性が低下し、機械的特性を悪化させるためである。なお、Ｍｇ酸化物の円相当径と個数は、前述したＥＤＸに基づく画像解析によって測定することができる。（詳細は、後述する。）なお、ヤング率および引張強度いずれも優れたアルミニウム基複合材を得るためには、粗大Ｍｇ酸化物の密度の下限値が０．５個／μｍ２、上限値が３．８個／μｍ２であることが望ましい。
［空隙率］
　Ａｌ酸化物層が残っていると考えられる条件でアルミニウム基複合材１を作製すると、基地組織３を構成する結晶粒界および基地組織３と炭素繊維５との界面に、微小な空隙（ボイド）が生じる。このボイドは、外力が作用した際に、クラックの起点となり、また、伸びを大きく低下させる要因となる。
　このため、本実施形態のアルミニウム基複合材１としては、その空隙率が０．２％以下であることが望ましい。ここで、本発明における空隙率とは、（１－（ｐ／ｐ０））×１００（％）で定義される。なお、ｐは、見かけ密度（ｇ／ｃｍ３）であり、ｐ０は真密度（ｇ／ｃｍ３）である。見かけ密度は、アルキメデス法により測定することができる。
［空隙発生率］
　図１（ｂ）に示す炭素繊維５と基地組織３との密着性が低いと、外力が作用した場合に、炭素繊維５と基地組織３の剥離が生じ、両者の界面に空隙（ボイド）が発生する。図２は、後述する比較例１で得られたアルミニウム基複合材の引張試験後の破断面近傍の引張方向（紙面において上下方向）に沿う断面のＳＥＭ写真である。図２に示すように、炭素繊維と基地組織の密着性が低いと考えられる比較例１のアルミニウム基複合材では、引張試験後に、炭素繊維５（図中Ｙ）と基地組織３との界面にボイド（図中Ｘ）が発生している。
　このため、図１（ｂ）に示す本実施形態のアルミニウム基複合材１としては、引張試験後の炭素繊維５と基地組織３との界面における空隙（ボイド）が所定量以下であることが望ましい。ここで、引張試験後の基地組織３との界面における空隙（ボイド）量は、以下のように定義される。まず、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠し、図５に示す形状の試験片１１を使用し、クロスヘッド速度１ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行う。なお、試験片１１の各部寸法は以下の通りである。
　全長　　　　Ｌ＝６７ｍｍ
　標点距離　　Ｌ０＝２５ｍｍ
　平行部長さ　Ｌｃ＝３１ｍｍ
　径　　　　　ｄ０＝５ｍｍ±０．０２ｍｍ
　肩部半径　　Ｒ＝３ｍｍ
　掴み部長さ　Ｌａ＝１５ｍｍ
　掴み部径　　ｄａ＝７．８ｍｍ
　破断後の引張方向に沿う試験片１１の断面において、破断面から２０～１００μｍの範囲において任意に設定した複数視野に存在する基地組織と炭素繊維との界面に空隙（ボイド）の発生した炭素繊維を確認する。この際、基地組織と炭素繊維との界面の周長をＬ１、当該界面に存在する空隙（ボイド）の外周の周長をＬ２としたとき、Ｌ２／Ｌ１が０．３以上の炭素繊維の個数割合（空隙発生率）が５０％以下であることが望ましい。
　なお、上記空隙発生率の確認方法としては、まず、引張試験後の上記試験片１１の破断部の任意の位置から破断面を含むよう切り出した測定片を樹脂埋めした後、引張方向に沿う測定片の断面を走査型透過電子顕微鏡（Scanning Transmission Electron Microscope：ＳＴＥＭ）にて倍率×２０ｋで観察し、破断面から２０～１００μｍの範囲において任意に設定した複数視野における組織写真を取得する。次に、得られた組織写真の画像の解析によって、組織写真中の複数個のそれぞれの炭素繊維に対して、上記長さ（Ｌ１、Ｌ２）を測定することで、空隙発生率を算出することができる。（詳細は、後述する。）
　上記空隙発生率を悪化させるような炭素繊維と基地組織との密着性の低下は、下記で詳述するように、炭素繊維を酸液に浸漬して炭素繊維の表面に官能基を形成する炭素繊維酸処理工程において、炭素繊維が過度に酸処理され表面に多数の欠陥が生成されることも要因と考えられる。すなわち、前述したように、基地組織と炭素繊維の密着性は、金属粉末に含まれるＭｇの還元作用によりＡｌ酸化物層が減少または消失せしめることにより確保できるが、炭素繊維の表面の健全性（当該表面の欠陥の少なさ）にも依存する。つまり、炭素繊維の表面に過度に欠陥が存在すると基地組織との密着性が阻害され、炭素繊維と基地組織との界面に微小な空隙（ボイド）が形成され、空隙発生率が高くなるものと推定される。
［Ｍｇ酸化物占有率］
　上記したように、金属粉末中のＭｇは、焼結工程において金属粉末表面のＡｌ酸化物を還元し、基地組織を構成する結晶粒同士および基地組織と炭素繊維の密着性を高める一方で、Ａｌ酸化物の還元過程でＭｇ酸化物が多量に生成されると、得られるアルミニウム基複合材の機械的特性が低下する。特に、炭素繊維の周辺にＭｇ酸化物が偏在すると、炭素繊維と基地組織の密着性が低くなり、強化材として添加した炭素繊維の効果が充分に発揮されず、アルミニウム基複合材のヤング率や強度が低下する恐れがある。
　したがって、炭素繊維の外周縁よりも外側の外周部（外周縁含む）に存在するＭｇ酸化物の量は一定水準に制御されていることが望ましい。具体的には、任意の断面において、任意に選択した炭素繊維の円相当径をｄとしたとき、当該炭素繊維の外周縁から０．１ｄの範囲に存在するＭｇ酸化物の面積率（Ｍｇ酸化物占有率）が８０％以下であることが望ましい。Ｍｇ酸化物占有率の下限値は特に限定されないが、Ｍｇ酸化物面積率が下限値（４％）となる場合には、Ｍｇ酸化物占有率は８％程度となる。なお、ヤング率および引張強度いずれも優れたアルミニウム基複合材を得るためには、Ｍｇ酸化物占有率の下限値が１２％、上限値が７０％であることが望ましい。
　以上のように、Ｍｇの含有量と、Ｍｇ酸化物の面積率を所定の範囲とすることで、優れた機械的特性を有するアルミニウム基複合材を具現することができる。例えばＪＩＳ　Ａ５０８３合金からなる基地組織を有するアルミニウム基複合材の場合には、引張強度３５０ＭＰａ以上、伸び５％以上、ヤング率８０ＧＰａ以上と引張強度、伸びおよびヤング率の何れも一定以上の水準を有する優れた機械的特性を有するアルミニウム基複合材とすることができる。
　本実施形態のアルミニウム基複合材の製造方法について説明する。上記説明したアルミニウム基複合材の製造方法は特に限定されないが、以下の製造方法により好適に製造することができる。すなわち、本実施形態の製造方法は、
　炭素繊維を酸処理し、炭素繊維の表面に官能基を形成する炭素繊維酸処理工程と、
　前記炭素繊維酸処理工程で酸処理された炭素繊維を溶液中に添加し炭素繊維スラリーを形成する炭素繊維スラリー形成工程と、
　樹脂を含む溶液に金属粉末を添加し、表面に水酸基が形成された金属粉末を含む金属粉末スラリーを形成する金属粉末スラリー形成工程と、
　炭素繊維スラリー形成工程で得られた炭素繊維スラリーと金属粉末スラリー形成工程で得られた金属粉末スラリーとを炭素繊維の含有率が金属粉末に対し１～５質量％となるよう混合し、炭素繊維表面の官能基と金属粉末表面の水酸基を介して金属粉末の表面に炭素繊維を吸着させ、炭素繊維吸着金属粉末を得る炭素繊維吸着工程と、
　炭素繊維吸着工程で得られた炭素繊維吸着金属粉末を加熱処理し、炭素繊維吸着金属粉末に含まれる樹脂を除去する加熱処理工程と、
　加熱処理工程で得られた炭素繊維吸着金属粉末を焼結する焼結工程と、を有し、
　金属粉末スラリー形成工程で使用する金属粉末が、Ｍｇ０．５～７質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物からなり、
　加熱処理工程で処理された後の炭素繊維吸着金属粉末の酸素量が３．５質量％以下であることを特徴としている。以下、図３に示すアルミニウム基複合材の製造工程のフローチャートを用いて、上記各工程および上記各工程に更に付加される好ましい工程について詳細に説明する。
［炭素繊維準備工程：ステップ１００］
　まず、使用される炭素繊維を準備する（ステップ１００）。原料となる炭素繊維の種類、繊維径は特に限定されるものではないが、カーボンナノファイバー（carbon nanofiber：ＣＮＦ）やカーボンナノチューブ（carbon nanotube：ＣＮＴ）などを使用することが好ましい。カーボンナノファイバーやカーボンナノチューブ（炭素繊維）の好ましい純度は９０％以上、好ましい平均直径は２００ｎｍ以下、好ましい平均長さは０．５μｍ以上である。純度が９０％より低いと炭素繊維自体の特性が低下し、平均直径が２００ｎｍより大きく、平均長さが０．５μｍより短いとアスペクト比が小さくなり繊維強化材としての効果が低下する。なお、炭素繊維の平均直径の下限値、平均長さの上限値は特段限定されないが、工業生産的に適正なコストの炭素繊維を得るためには、各々０．５ｎｍ以上、１０００μｍ以下であることが望ましい。
［炭素繊維酸処理工程：ステップ１０１］
　次に、この炭素繊維に対して酸処理を行う（ステップ１０１）。炭素繊維酸処理工程（以下、酸処理工程という場合がある。）においては、金属粉末表面に炭素繊維が吸着するように、炭素繊維表面に官能基を形成する。酸処理工程では、硫酸、硝酸、塩酸、混酸などの酸液に炭素繊維を浸漬させて、カルボキシル基（－ＣＯＯＨ）、水酸基（－ＯＨ）、カルボニル基（－Ｃ＝Ｏ）などの官能基を形成させることができる。このように官能基が形成された炭素繊維は、水や有機溶媒等の溶液との親和性が向上し、それらの溶液中での分散性も向上する。
　酸処理工程は、上記酸液中に炭素繊維を添加した後、炭素繊維を含む酸液を撹拌することで行われる。この際、炭素繊維を５０～９０℃の温度の酸液中に１０～９０分間保持することが望ましい。酸液の温度が低い場合や酸液への保持時間が短い場合は、官能基の形成が不十分となり、酸液の温度が高い場合や酸液への保持時間が長い場合は、炭素繊維の表面に過度の欠陥が形成されたり、炭素繊維が細くなる。
　上記炭素繊維の酸処理後の表面状態（欠陥の生成状態）は、ラマン分光分析で測定されるＤバンドの強度ＩｄとＧバンド（グラファイト構造）の強度Ｉｇの比率Ｉｄ／Ｉｇ比で評価できる。つまり、酸処理により炭素繊維の欠陥が増加するほど、Ｉｄ／Ｉｇ比が増加する。酸処理後のＩｄ／Ｉｇ比は０．１～０．７が望ましい。酸処理工程における酸液の温度が低い場合や酸液への保持時間が短い場合にはＩｄ／Ｉｇ比が０．１より小さくなり、酸処理不足で官能基の形成が不十分となる。一方で、酸処理工程における酸液の温度が高い場合や酸液への保持時間が長い場合にはＩｄ／Ｉｇ比が０．７より大きくなり、酸処理過多で炭素繊維の欠陥が多くなりすぎ、炭素繊維の強度が低下するとともに得られたアルミニウム基複合材において炭素繊維と基地組織との密着性が低下する。このため、いずれの場合も、アルミニウム基複合材の機械的特性が低下する。
［炭素繊維スラリー形成工程：ステップ１０２］
　ステップ１０１で酸処理された炭素繊維を用いて炭素繊維スラリーを形成する（ステップ１０２）。ステップ１０２においては、分散剤が０．５～１．５質量％添加された水溶液にステップ１０１で得られた酸処理後の炭素繊維を０．５～１．５質量％添加して分散処理を行う。分散媒（溶媒）には、水の他にエタノールなどのアルコール類も使うことができる。
　なお、分散剤には、ラウリル硫酸ナトリウム（ドデシル硫酸ナトリウム）、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム、アルキルベンゼンスルホン酸などが、分散処理には、超音波処理機、湿式ビーズミル、湿式ジェットミルなどを用いることができる。この処理を施すことにより、バンドル状に絡み合った炭素繊維でもほぐれて炭素繊維が分散したスラリーを得ることができる。この炭素繊維スラリーに含まれる炭素繊維の好ましい粒度はＤ９０で０．１５～８μｍである。
［金属粉末準備工程：ステップ１０３］
　炭素繊維の準備と並行して、または前後して、金属粉末を準備する（ステップ１０３）。原料となる金属粉末の成分、形状、平均粒径は特に限定されるものではない。金属粉末の組成の好ましい範囲は、Ｍｇ：０．５～７質量％であり、残部Ａｌおよび不可避不純物である。その他の添加元素として、Ｍｎ：０．０５～１．０質量％、Ｃｒ：０．０５～０．４０質量％を添加してもよい。Ｍｇは基地組織の強度を上げ、ＭｎおよびＣｒはＡｌなどとともに化合物（析出物）を形成して再結晶する際の結晶粒の成長を抑制するためアルミニウム基複合材の強度を上げる効果がある。
［金属粉末鱗片化工程：ステップ１０４］
　上記金属粉末について、鱗片化処理を行う（ステップ１０４）。金属粉末鱗片化処理工程（以下、鱗片化工程という場合がある。）では、略球状の金属粒子を潰して偏平化し、金属粉末を鱗片化する。鱗片化処理によって、金属粒子の比表面積を増加させ、金属粉末への炭素繊維の吸着量を増加させることができる。なお、鱗片化処理後の金属粉末（以下、鱗片粉と称する場合がある。）の好ましい比表面積は、１．０～１０ｍ２／ｇである。また、鱗片粉の好ましい厚さは、０．１～１０μｍ程度である。
　金属粉末の鱗片化処理には、ボールの衝撃で金属粉末を押しつぶすアトライター、遊星ボールミル、振動ボールミルなど各種ボールミルが使用できる。ボールミルで鱗片化処理を行う場合、ボールミルのチャンバー内で結露が生じると溶媒（例えば、エタノール等の有機溶剤）中の水分濃度が上昇して、鱗片化中に現れる金属粉末の新生面が酸化し、Ａｌ酸化物が生成する。このＡｌ酸化物の生成を抑制するため、チャンバー内が結露しないよう、チャンバー内の温度を、露点以上に維持することが望ましい。加えて、温度が高すぎると鱗片粉の酸化が進むため、チャンバー内の処理温度としては、２０℃以下が望ましい。すなわち、鱗片化処理の温度や雰囲気（酸素濃度）を調整することで、鱗片粉内の酸素濃度を調整することができる。
　なお、鱗片化工程において、金属粉末が酸化されると、鱗片粉の酸素濃度が上昇し、鱗片粉表面にＡｌ酸化物が生成するおそれがある。さらに金属粉末が過度に粉砕されると、生成した鱗片粉が小さいほど比表面積は大きいゆえに、鱗片粉が小さいほど体積あたりのＡｌ酸化物の比率も大きくなる。このため、使用されるエタノール等の溶媒に対して、潤滑（すなわち過度の粉砕の防止）と酸化防止を目的に粉砕助剤を加えることが好ましい。粉砕助剤は鱗片化の過程において金属粉末の表面に結合して保護層を形成し、さらなる反応を防止することにより、鱗片粉の酸化を防止し、また、鱗片粉が他の鱗片粉や鱗片化に用いるボールなどの衝撃媒体と結合（凝着）することを防止する。粉砕助剤としては、有機酸であるステアリン酸やオレイン酸、界面活性剤であるドデシルベンゼンスルホン酸やラウリル硫酸ナトリウムなどを用いることができるが、中でもチタネート（有機チタン酸エステル）が優れている。チタネートはチタン酸（Ｔｉ（ＯＨ）４）の４つのＯＨ基が、有機酸あるいは有機リン酸、有機スルホン酸などと反応してエステル結合した化合物である。この化合物が、Ａｌ酸化物表面や、鱗片化処理によって生成した新生面に接触すると、４つのエステルのうち２つが分解してＡｌ－Ｏ－Ｔｉの結合を２つ生成する。すなわちチタネートは２つの結合手によってＡｌと結合し、残る２つの結合手はエステル結合によって有機酸あるいは有機リン酸、有機スルホン酸などと結合した状態で存在する。前記した２つの結合手とエステル結合を形成している有機酸あるいは有機リン酸、有機スルホン酸を粉砕助剤として用いることもできるが、チタネートとして用いる方がＡｌ－Ｏ－Ｔｉの結合が強固であることから鱗片粉表面に安定に存在し、酸化防止ならびに潤滑の機能は優れている。
　粉砕助剤としてチタネートを使用すると、鱗片化工程における鱗片粉の潤滑および酸化防止、並びに、鱗片化工程の後に行われる後述する炭素繊維吸着金属粉末洗浄工程および加熱処理工程におけるチタネートの除去を両立できる点で好ましい。さらに、粉砕助剤としてチタネートを使用する場合には、鱗片粉の原料である金属粉末１００質量部に対し、チタネートが１．０～５．０質量部となるよう溶媒に添加することが好ましい。チタネートの添加量が１．０質量部未満だと鱗片粉の潤滑および酸化防止を充分に行うことができない。一方で、５．０質量部を超えても潤滑および酸化防止の効果が平衡化することに加え、鱗片化工程の後に行われる後述の加熱処理工程におけるチタネートの除去が不十分となり、得られるアルミニウム基複合材の機械的強度が低下する恐れがある。なお、チタネートの添加量の下限値は、金属粉末１００質量部に対し、好ましくは１．４質量部、より好ましくは１．８質量部である。また、上限値は、金属粉末１００質量部に対し、好ましくは４．１質量部、より好ましくは３．２質量部である。
　また、上記ボールミルで使用する溶媒としては、エタノール以外に、例えばメタノールなどのアルコール類、エチレングリコール、グリセリンなどの多価アルコール類、アセトン、メチルエチルケトンなどのケトン類、ヘキサン、ヘプタンなどの炭化水素、ミネラルスピリット等の石油系の混合溶剤を使うことができる。また、鱗片粉の乾燥時には、真空またはＡｒ雰囲気など雰囲気中の酸素濃度が低い非酸化雰囲気にすることが望ましい。また、乾燥後の鱗片粉は、真空保管して酸化を防止することが望ましい。これら鱗片化工程における酸化防止対策により、金属粉末の酸化が抑制され、鱗片粉表面に生成されるＡｌ酸化物が低減する。
［金属粉末スラリー形成工程：ステップ１０５］
　金属粉末（上記鱗片化工程を経た場合は、金属粉末を鱗片粉と読み替えることができる。以下の他の工程についても、同様。）に、ステップ１０１（炭素繊維酸処理工程）で形成された官能基を表面に持つ炭素繊維が容易に吸着できるように、金属粉末のスラリーを形成する（ステップ１０５）。ステップ１０５においては、樹脂を溶解した水溶液に金属粉末を５～１５質量％添加し浸漬して樹脂で被覆し、表面に水酸基が形成した金属粉末のスラリーを得る。この樹脂としては、ポリビニルアルコール（ＰＶＡ）、ポリビニルピロリドン（ＰＶＰ）、ポリエチレングリコール（ＰＥＧ）、ポリエチレンオキシド・プロピレンオキシド共重合体（ＥＯＰＯ）などから選択された１種類または複数種類を用いることができる。
［炭素繊維吸着工程：ステップ１０６］
　ステップ１０２（炭素繊維スラリー形成工程）で得られた炭素繊維スラリーと、ステップ１０５（金属粉末スラリー形成工程）で得られた金属粉末スラリーとを混合して、金属粉末へ炭素繊維を吸着させる（ステップ１０６）。この際、炭素繊維表面の官能基と金属粉末表面に形成された樹脂膜の水酸基との結合（例えば水素結合）を利用して、金属粉末表面に炭素繊維を吸着させることで、得られるアルミニウム基複合材に対する質量割合で炭素繊維の含有量が１～５質量％となるよう炭素繊維が吸着した金属粉末（以下、炭素繊維吸着金属粉末という場合がある。）を得ることができる。炭素繊維スラリーと金属粉末スラリーの混合比率は、得ようとするアルミニウム基複合材の炭素繊維含有量に応じて選択される。混合及び吸着には、スターラーや撹拌羽根を用いることができ、撹拌の回転数は５００～８００ｒｐｍ、時間は３０分程度である。
［炭素繊維吸着金属粉末洗浄工程：ステップ１０７］
　必要に応じて、炭素繊維吸着金属粉末を洗浄する（ステップ１０７）。後述するステップ１０８（加熱処理工程）において、炭素繊維吸着金属粉末に残る樹脂を加熱処理で除去するが、加熱処理の前に洗浄して樹脂の一部を除去しておけば、加熱処理時間を短縮することができる。
　炭素繊維吸着金属粉末洗浄工程（以下、粉末洗浄工程という場合がある。）は、純水や有機溶剤を用い、炭素繊維吸着金属粉末を吸引濾過しながら洗浄する工程である。この場合、洗浄液による吸引濾過を複数回行ってもよい。なお、粉末洗浄工程で使用される洗浄液は、炭素繊維吸着金属粉末の酸化を抑制し、金属粉末に生成されるＡｌ酸化物を低減する面から、有機溶剤であることが望ましい。また、有機溶剤の使用量を削減するためには、最初の洗浄を純水で行い、最後の洗浄を有機溶剤で行ってもよい。また、複数回の洗浄を行う際には、洗浄と洗浄の間に炭素繊維吸着金属粉末が大気と触れ合い、酸化するおそれがあるため、洗浄液を連続して供給しながら吸引濾過することが望ましい。この際、例えば、洗浄開始時には純水を供給しながら吸引濾過を行い、所定時間後に、純水から有機溶剤の供給に切り替えて吸引濾過を行ってもよい。このようにすることで、有機溶剤の使用量を抑えるとともに、洗浄時における酸化を抑制することができる。
　洗浄に用いられる有機溶剤には、エタノール、メタノールなどのアルコール類、エチレングリコール、グリセリンなどの多価アルコール類、アセトン、メチルエチルケトンなどのケトン類、ヘキサン、ヘプタンなどの炭化水素、ミネラルスピリット等の石油系の混合溶剤を使うことができる。なお、粉末洗浄工程は、必ずしも必須の工程ではない。
［加熱処理工程：ステップ１０８］
　加熱処理によって、ステップ１０６（１０７）で得られた炭素繊維吸着金属粉末に含まれる余剰の樹脂を除去する（ステップ１０８）。この加熱処理は、金属粉末が酸化し、金属粉末にＭｇ酸化物が生成しないよう、初期炉内酸素濃度１０００ｐｐｍ以下、最終炉内酸素濃度０．１ｐｐｂ未満の低酸素濃度とした不活性ガス雰囲気などで、炭素繊維吸着金属粉末に含まれる樹脂を除去する。ここで、「初期」とは、金属粉末の所定温度での加熱開始時のことを指し、「最終」とは所定温度での加熱終了時のことを指す（以下説明する、焼結工程について同じ）。加熱処理は、加熱温度３５０～５００℃、保持時間１～２４時間で行うことが好ましい。加熱温度が３５０℃より低い場合や保持時間が１時間より短い場合は樹脂の除去が不十分となる。また、加熱温度が５００℃より高い場合や保持時間が２４時間より長い場合は金属粉末（鱗片粉）に含まれるＭｇによるＡｌ酸化物の還元が進み、その結果、金属粉末に過度のＭｇ酸化物が生成する。したがって、いずれの場合も得られるアルミニウム基複合材の機械的特性が低下する。加熱処理工程後の炭素繊維吸着金属粉末に含まれる残存樹脂量は、熱重量分析（例えば、ＢＲＵＫＥＲ製ＴＧ－ＤＴＡ２０００ＳＡ）によって測定することができる。また、加熱処理工程後の炭素繊維吸着金属粉末に含まれる酸素量は不活性ガス融解法で測定でき、その酸素量の好ましい範囲は３．５質量％以下である。
［圧粉体成形工程：ステップ１０９］
　必要に応じて、炭素繊維吸着金属粉末の圧粉体を成形する（ステップ１０９）。圧粉体成形工程は、ステップ１０８（加熱処理工程）で得られた炭素繊維吸着金属粉末をプレス機などを用いて低温で加圧成形し圧粉体を得る工程である。この時の好ましい条件は、温度は３００℃以下で、圧力は２００～８００ＭＰａである。この成形処理により圧粉体の相対密度が増加するため、次工程の焼結時間を短縮することができる。なお、圧粉体成形工程は、必ずしも必須の工程ではない。
［焼結工程：ステップ１１０］
　樹脂を除去した炭素繊維吸着金属粉末または上記圧粉体成形工程で得られた圧粉体のバルク化を行うため、焼結処理を行う（ステップ１１０）。焼結は、初期炉内酸素濃度１０００ｐｐｍ以下、最終炉内酸素濃度０．１ｐｐｂ未満の不活性ガス雰囲気中で加熱して５７０～６２０℃で２～１０時間の条件で行われる。この焼結処理では、金属粉末同士の固相接合が進む。この時、前述したように、金属粉末の表面を覆っているＡｌ酸化物層は、金属粉末に固溶しているＭｇによって還元されて除去され、Ａｌが露出した金属新生面が現れるため、金属粉末同士の固相接合が促進される。この焼結工程では、加圧力をかけながら焼結を行うホットプレスやスパークプラズマ焼結を使ってもよい。
［塑性加工工程：ステップ１１１］
　必要に応じ、得られた焼結体を塑性加工する（ステップ１１１）。上記焼結工程で得られた焼結体が充分な機械的特性を有する場合には塑性加工工程は必須ではないが、塑性加工によって、アルミニウム基複合材の密度向上、基地組織の微細化、形状付与を行うことができる。塑性加工には、押出、鍛造、プレスなどの加工方法があるが、高密度で均一な微細基地組織を得るためには、押出成形が適している。押出成形を適用する場合の好ましい条件は、被加工体である焼結体の加熱温度３５０～５００℃、押出比が２０～３０、押出速度が０．２～１０．０ｍｍ／ｓである。なお、押出比は、下記式で算出することができる。
　Ｒ＝Ａ０／Ａ
　ここで、
　Ｒ：押出比
　Ａ０：押出前の被加工体（焼結体）の押出方向に直交する方向の断面積
　Ａ：押出後の被加工体の押出方向に直交する方向の断面積
　以上説明したように、本発明に係るアルミニウム基複合材の製造方法によれば、金属粉末の酸化防止、特に、金属粉末の表面に付着した余剰の樹脂を加熱処理によって除去する加熱処理工程（ステップ１０８）において加熱雰囲気、加熱温度および保持時間を制御することで、金属粉末の過度な酸化を抑制することができる。また、鱗片化工程では、チャンバー内の温度を適切な範囲に制御することにより、チャンバー内の結露を抑制し、金属粉末（鱗片粉）の酸化による、Ａｌ酸化物の生成を抑制している。加えて、鱗片化工程で粉砕助剤として溶媒に添加されるチタネート等の粉砕助剤の量を適切に制御することにより、金属粉末（鱗片粉）の酸化を抑制することができる。このように、本発明では、金属粉末の酸化を抑制し、その酸素量を一定水準以下とすることにより、金属粉末の酸化で形成されるＭｇ酸化物を低減して金属粉末中のＭｇの消費を抑制し、Ａｌ酸化物層の還元に必要なＭｇを金属粉末中に残存させている。その結果、焼結時に、金属粉末（鱗片粉）同士の接触面に介在するＡｌ酸化物層は、Ｍｇによって充分に還元され消失または減少し、金属粉末同士は、Ａｌ酸化物層により阻害されることなく、それらの接触面で焼結される。加えて、所定の組成を有する金属粉末を使用し、上記のように当該金属粉末の過度な酸化を抑制することにより、Ｍｇ酸化物の面積率を所定の範囲に制御しているので、炭素繊維が基地組織に分散した所望の機械的特性を有するアルミニウム基複合材を得ることができる。
　次に、実際に各種条件によってアルミニウム基複合材を作製し、機械的強度等を評価した。
（実施例１）
　実施例１では、Ｍｇ４．５質量％－Ｍｎ０．５質量％－Ｃｒ０．１質量％－残部Ａｌおよび不可避不純物からなる基地組織に炭素繊維が分散されたアルミニウム基複合材を以下のように作製した。
［炭素繊維準備工程］
　炭素繊維としてカーボンナノファイバー（昭和電工社製ＶＧＣＦ（登録商標）、平均外径１５０ｎｍ、平均長さ６μｍ、純度９９％以上）を用いた。この炭素繊維をラマン分光装置（レニショー製ｉｎＶｉａ　Ｑｏｎｔｏｒ）で分析し、１３５０ｃｍ－１付近のＤバンドと呼ばれるピークの強度Ｉｄと、１５７０ｃｍ－１付近のＧバンドと呼ばれるピークの強度Ｉｇの比（Ｉｄ／Ｉｇ）を確認したところ、０．０３であった。なお、以下説明する炭素繊維のＩｄ／Ｉｇについても、同様な方法で確認した。
［炭素繊維酸処理工程］
　次に、炭素繊維の酸処理を行うため、硫酸１５０ｇと硝酸５０ｇを混合して混酸を調合し、その中に炭素繊維を２ｇ添加して、７０℃に加熱したウォーターバススターラー（アズワン製ＥＷＳ１００ＲＤ）内にて温浴し、１００ｒｐｍで６０分間撹拌した。
　その後、純水およびエタノールで炭素繊維を洗浄し、吸引濾過して８０℃で乾燥し、カルボキシル基が表面に形成された炭素繊維を得た。酸処理後の炭素繊維のＩｄ／Ｉｇを確認したところ、０．４７であった。
［炭素繊維スラリー形成工程］
　次に、ラウリル硫酸ナトリウム（昭和化学製濃度９９％以上）、純水および超音波処理装置（ブランソン製超音波ホモジナイザーＤＣＸ　Ｓ２０：１．２５）を用意した。純水２００ｍｌにラウリル硫酸ナトリウムを２ｇ添加した溶液に、前述した酸処理後の炭素繊維を２ｇ添加して、超音波処理を行い、炭素繊維スラリーを得た。なお、上記超音波処理の条件は、７２０Ｗで１０分→３６０Ｗで２時間→７２０Ｗで１０分とした。
［金属粉末準備工程］
　金属粉末としては、Ｍｇ４．５質量％－Ｍｎ０．５質量％－Ｃｒ０．１質量％－残部Ａｌおよび不可避不純物からなる平均粒径（Ｄ５０）が約１０μｍのアトマイズ粉を用いた。なお、上記アトマイズ粉の成分は、誘導結合プラズマ（Inductively coupled plasma：ＩＣＰ）発光分析法（島津製作所製　ＩＣＰＳ－８１００）で確認した。なお、本実施例では、後述するように金属粉末を鱗片化処理し鱗片粉を形成するので、本工程で準備される金属粉末（アトマイズ粉）は、鱗片粉のための原料である（以下説明する他の実施例および比較例について同様）。
［金属粉末鱗片化工程］
　上記アトマイズ粉を鱗片化処理した。エタノール、助剤としてのチタネート（味の素ファインテクノ製プレンアクト２３８Ｓ）およびボールミル（ユニオンプレス製アトライターＨＤ－０１）を用意した。エタノール３００ｍｌにチタネートを５ｇ添加した後、上記アトマイズ粉２２０ｇ（アトマイズ粉１００質量部に対し、チタネート２．３質量部）を添加し、鋼球（ＳＵＪ２、直径１０ｍｍ、総量で３．２５ｋｇ）を使用したボールミルにて３６６ｒｐｍで５時間処理した。
　なお、鱗片化処理は、略球形の金属粒子を偏平化させて平らに押しつぶした形状にするものである。鱗片化処理の際のチャンバー内温度は１５℃であり、また、チャンバー雰囲気の室温は２０℃、湿度は５０％であり、露点温度は９．３℃であった。すなわち、チャンバー内を露点以上、２０℃以下の温度で鱗片化処理を行った。
　鱗片化工程の後、懸濁液を取り出し、大気中で８５℃、２時間乾燥し、厚さ約１～４μｍ、平均直径（個数頻度でのＤ５０）が約２４μｍ、比表面積約４．５ｍ２／ｇ、酸素濃度が１．７質量％の鱗片粉を得た。
　鱗片粉の厚さは、樹脂埋めした鱗片粉を研磨し、その断面を走査型電子顕微鏡（Scanning
Electron Microscope：ＳＥＭ、日立ハイテクノロジー製ＳＵ－７０）の画像で測定し、鱗片粉の平均直径Ｄ５０はレーザ回折式粒子径分布測定装置（堀場製作所製ＬＡ－９６０）で測定した。また、鱗片粉の比表面積は比表面積計（島津製作所製トライスターＩＩ３０２０）で測定した。また、鱗片粉の酸素濃度は、酸素窒素（ＯＮ）分析装置（ＬＥＣＯ製ＯＮ８３６）で測定した。なお、以下説明する鱗片粉（金属粉末）の酸素濃度については、同様な方法で確認した。
［金属粉末スラリー形成工程］
　次に、金属粉末スラリーを形成した。純水およびポリビニルアルコール（デンカ製ポバール（登録商標））を用意した。９５℃に加熱したウォーターバススターラー（アズワン製ＥＷＳ１００ＲＤ）内に純水１０００ｍｌを満たした容器を温浴し、撹拌しながらポリビニルアルコールを３０ｇ添加して、４５０ｒｐｍで１時間撹拌を行った。
　上記ポリビニルアルコール溶液１０００ｍｌを１０℃まで冷却し、前述した鱗片粉１１０ｇを添加し、温度を維持しながら１０００ｒｐｍで６０分間撹拌した。
　その後、純水を加えて遠心分離および吸引濾過にてポリビニルアルコールで被覆した金属粉末スラリーを得た。遠心分離の条件は、４０００ｒｐｍで３分間を３回繰り返すこととした。
［炭素繊維吸着工程］
　次に、鱗片粉（金属粉末）に炭素繊維を吸着させた。ＰＶＡが付着した鱗片粉を１００ｇ含む金属粉末スラリーを純水１２００ｍｌに添加して、スターラー（東京硝子器械製Ｆ－２０５Ｄ）を用いて７５０ｒｐｍで撹拌しながら、前述した炭素繊維を２ｇ含む炭素繊維スラリー２００ｍｌを添加し、鱗片粉に炭素繊維を吸着させ、炭素繊維が吸着した鱗片粉を得た。
［炭素繊維吸着金属粉末洗浄工程］
　次に、炭素繊維が吸着した上記鱗片粉に純水およびエタノールを加えながら吸引濾過し、濾紙に残った鱗片粉を８５℃で乾燥した。
［加熱処理工程］
　次に、粉末洗浄工程後の鱗片粉を、熱処理炉内雰囲気をアルゴン雰囲気（初期炉内酸素濃度３１２ｐｐｍ、最終炉内酸素濃度０．１ｐｐｂ未満）にて４５０℃で２時間加熱し、当該鱗片粉からポリビニルアルコールを除去した。その後、鱗片粉の炭素量を、ＪＩＳ　Ｚ２６１５の赤外線吸収法（積分法）に準拠し、炭素硫黄（ＣＳ）分析装置（ＬＥＣＯ製ＣＳ８４４）で測定した。加熱処理後の鱗片粉（炭素繊維吸着金属粉末）の炭素量は１．９質量％であった。なお、以下説明する鱗片粉の炭素量は、同様な方法で確認した。また、加熱処理後の鱗片粉の酸素量を確認したところ、２．６質量％であった。さらに、鱗片粉の表面Ｍｇ量を、Ｘ線光電子分光分析法（X-ray Photoelectron Spectroscopy：ＸＰＳ、ＰＨＩ社製Ｑｕａｎｔｅｒａ　ＩＩ、線源は単色化Ａｌ、取出し角４５度）で測定した結果、表面Ｍｇ量は１３．４質量％であった。なお、ＸＰＳ分析すると、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃ、Ｏが検出された。このうちＣは大気中で付着した汚染と考えられ、試料が置かれていた環境や時間によって異なるので、表面組成の計算からは除外した。即ち、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏの合計に対するＭｇの割合を表面Ｍｇ量とした。また、以下説明する鱗片粉の表面Ｍｇ量は、同様な方法で確認した。
［圧粉体成形工程］
　次に、２００℃に加熱した内径４０ｍｍのプレス用金型に、加熱処理工程後の鱗片粉を７５ｇ充填して、２０００ｋＮのプレス機（アサイ産業製ＥＦＰ－２００）を用い、圧力６００ＭＰａで加圧し、直径４０ｍｍ、高さ２２ｍｍの圧粉体を得た。
［焼結工程］
　次に、得られた圧粉体を、熱処理炉において、初期炉内酸素濃度３００ｐｐｍ、最終炉内酸素濃度０．１ｐｐｂ未満のアルゴン雰囲気中、６００℃で、１０時間保持して焼結体を得た。
［塑性加工（押出成形）工程］
　次に、２０００ｋＮのプレス機（アサイ産業製ＥＦＰ－２００）、図４に示す押出用金型１０を用いて押出成形を行い、上記焼結体を成形し、直径が８．０ｍｍの円柱形状のアルミニウム基複合材を得た。押出用金型１０は、入側の内径（図中Ａ）が４０．５ｍｍ、出側の内径（図中Ｂ）が８．０ｍｍで、ダイス角度（図中Ｃ）は４５°である。直径４０ｍｍ、高さ２２ｍｍの焼結体を、４５０℃で予熱した後、４５０℃に加熱した押出用金型１０に挿入して、押出比２５、押出速度５．０ｍｍ／ｓで押出成形を行った。
　押出成形で得られた実施例１のアルミニウム基複合材の基地組織について、その成分を、ＩＣＰ発光分析法（島津製作所製　ＩＣＰＳ－８１００）で確認した。実施例１のアルミニウム基複合材の基地組織の成分は、Ｍｇ４．５質量％、Ｍｎ０．５質量％、Ｃｒ０．１質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物であった。また、アルミニウム基複合材の炭素量を、ＪＩＳ　Ｚ２６１５の赤外線吸収法（積分法） に準拠し、ＣＳ分析装置（ＬＥＣＯ製ＣＳ８４４）で測定した。実施例１のアルミニウム基複合材の炭素量は、１．９質量％であった。
　実施例１の円柱形状のアルミニウム基複合材について、空隙率（全体の空隙率）を求めた。前述したように、空隙率は、（１－（ｐ／ｐ０））×１００（％）（ｐ：見かけ密度（ｇ／ｃｍ３）、ｐ０：真密度（ｇ／ｃｍ３））で定義され、見かけ密度は、比重計（島津製作所製　ＵＷ４２００Ｈ）を用いてアルキメデスの原理により測定した。実施例１の空隙率は、０．０２％であった。なお、以下説明する実施例および比較例でも、アルミニウム基複合材の空隙率は、同様な方法で確認した。
　また、実施例１のアルミニウム基複合材について、機械的特性を評価した。機械的特性は、押出成形後のアルミニウム基複合材から加工して作製した図５に示す下記寸法の試験片を用い、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠し、クロスヘッド速度が１ｍｍ／ｍｉｎとなるよう設定した万能試験機（インストロン製５９８２）で引張試験を行って求めた。なお、試験片の中心軸と、押出成形の押出方向は一致させた。実施例１の機械的特性は、ヤング率９２ＧＰａ、引張強さ４００ＭＰａ、破断伸び８．３％であった。
試験片形状
　全長　　　　Ｌ＝６７ｍｍ
　標点距離　　Ｌ０＝２５ｍｍ
　平行部長さ　Ｌｃ＝３１ｍｍ
　径　　　　　ｄ０＝５ｍｍ±０．０２ｍｍ
　肩部半径　　Ｒ＝３ｍｍ
　掴み部長さ　Ｌａ＝１５ｍｍ
　掴み部径　　ｄａ＝７．８ｍｍ
　また、得られたアルミニウム基複合材の基地組織を構成する結晶粒界および基地組織と炭素繊維との界面に存在するＭｇ酸化物の面積率を以下のようにして確認した。すなわち、上記試験片の掴み部の断面の任意の３視野をＳＴＥＭ（日立製ＨＤ－２１００）にて倍率２百万倍で測定し、当該３視野それぞれについてＥＤＸマッピングによりＭｇ元素およびＯ元素の分布を取得した。各視野について、画像解析ソフト「ＡＴ－ｉｍａｇｅ」によりＭｇおよびＯの分布をモノクロ変換後、輝度反転し、ＭｇとＯの共存領域をＭｇ酸化物の存在領域と見なし、ＭｇおよびＯの分布の論理積をとった。なお、Ｍｇの分布像は、Ｍｇの原子濃度が１４．３％以上の領域を抽出し、１４．３％未満の領域を除外して２値化した。Ｏの分布像は、Ｏの原子濃度が５７．１％以上の領域を抽出し、５７．１％未満の領域を除外して二値化した。ここで、２値化に用いた閾値（Ｍｇ：１４．３％、Ｏ：５７．１％）は、スピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）におけるＭｇおよびＯの原子濃度であり、それ以上のＭｇおよびＯを含む領域を抽出している。そして、視野ごとに、画像解析ソフト「Ａ像くん」の粒子解析モードにより自動で二値化して、手動で結晶の粒子同士を区切り、視野中のＭｇ酸化物の面積を視野全体の面積で割ることによりＭｇ酸化物の面積率を計算し、３視野の平均値をＭｇ酸化物の面積率とした。実施例１のＭｇ酸化物の面積率は、１０．７％であった。なお、以下説明する実施例および比較例でも、アルミニウム基複合材のＭｇ酸化物の面積率は、同様な方法で確認した。
　また、上記と同様の手順で、粗大Ｍｇ酸化物の発生密度を確認した。すなわち、視野ごとに画像解析ソフト「Ａ像くん」の粒子解析モードにより自動で二値化し、手動で結晶の粒子同士を区切り、Ｍｇ酸化物の円相当径と個数を自動で算出し、各視野の円相当径が１００ｎｍ以上の粗大Ｍｇ酸化物の単位面積当たりの個数（密度、個／μｍ２）を計算し、３視野の粗大Ｍｇ酸化物の密度の平均値を粗大Ｍｇ酸化物の単位面積当たりの個数（個／μｍ２）とした。実施例１の粗大Ｍｇ酸化物の密度は、２．３個／μｍ２であった。なお、以下説明する実施例および比較例でも、アルミニウム基複合材の粗大Ｍｇ酸化物の密度は、同様な方法で確認した。
　また、Ｍｇ酸化物占有率は、次のようにして確認した。まず、上記のように測定した３視野の視野ごとに、視野中における各画素の輝度を、当該画素位置におけるＣの濃度に比例させた、Ｃの分布像を作成した。次に、当該Ｃの分布像を微分し、輝度変化（すなわちＣの濃度変化）が最も大きい画素を結んだ閉曲線を求める輪郭（外周縁）抽出処理を行った。この閉曲線が、炭素繊維の輪郭（外周縁）である。また、視野中に含まれる各閉曲線、すなわち炭素繊維の外周縁内の円相当径ｄを個々に求めた。そして、炭素繊維の輪郭（外周縁）上に中心を有し、上記炭素繊維の円相当径ｄに対し直径が０．１ｄである円が掃く領域、すなわち炭素繊維の外周縁から０．１ｄの範囲（外周領域）に存在する上記Ｍｇ酸化物の面積を求め、求めたＭｇ酸化物の面積を外周領域の面積で除することによりＭｇ酸化物占有率を個々の炭素繊維ごとに求めた。そして、３視野に含まれる複数の炭素繊維の外周部のＭｇ酸化物占有率の平均値をＭｇ酸化物占有率（面積％）とした。なお、原料として外径が１５０ｎｍ程度のカーボンナノファイバーを使用した実施例１の場合、各視野に含まれる炭素繊維の円相当径ｄは１３０～１５０ｎｍ程度であった（以下説明する各実施例および比較例でも同程度であった）。実施例１のＭｇ酸化物占有率は、４５％であった。なお、以下説明する実施例および比較例でも、アルミニウム基複合材のＭｇ酸化物占有率は、同様な方法で確認した。
　また、上記試験後の破断面における、炭素繊維と基地組織の界面における空隙発生率は、以下のようにして求めた。引張試験後の上記試験片の破断部の任意の位置から破断面を含むよう切り出した測定片を樹脂埋めした後、引張方向に沿う測定片の断面を観察できるように湿式研磨し、イオンミリングで仕上げた。当該測定片の断面について、ＳＥＭ（日立製　Ｓ－４８００）により２万倍の倍率で、破断面から２０～１００μｍまでの範囲を観察し、当該範囲において４×６μｍの視野で任意に設定した３視野の組織写真を取得した。次いで、各視野の組織写真ごとに、視野中に炭素繊維全体が含まれる（つまり、視野の外縁により画像が途切れない炭素繊維）全ての炭素繊維ごとに、画像解析ソフト「Ｑｕｉｃｋ　ｇｒａｉｎ　ｐａｄ」により、炭素繊維と基地組織の界面の全体の周長（具体的には、炭素繊維の全周の周長）Ｌ１と、当該界面において炭素繊維と基地組織が剥離している部分である空隙（ボイド）の外周の周長Ｌ２を算出して、Ｌ２／Ｌ１を算出した。そして、３視野中に含まれる全ての炭素繊維について、上記のようにＬ２／Ｌ１を算出し、（Ｌ２／Ｌ１が０．３以上の炭素繊維の個数／全炭素繊維数）、により空隙発生率（％）を算出した。実施例１の空隙発生率は、３０％であった。なお、以下説明する実施例および比較例でも、アルミニウム基複合材の空隙発生率は、同様な方法で確認した。
（実施例２）
　実施例１と同様の金属粉末および炭素繊維を用いたが、以下に示すように、炭素繊維の酸処理条件、金属粉末の鱗片化処理条件および加熱処理条件を変更した。
　実施例２の炭素繊維の酸処理では、硫酸１５０ｇと硝酸５０ｇを混合して酸液を調合し、その中に炭素繊維を２ｇ添加して、９０℃に加熱したウォーターバススターラー（アズワン製ＥＷＳ１００ＲＤ）内にて温浴し、１００ｒｐｍで７０分間撹拌した。
　その後、実施例１と同様に炭素繊維を洗浄・乾燥し、カルボキシル基が表面に形成された炭素繊維を得た。酸処理後の炭素繊維のＩｄ／Ｉｇを確認したところ、０．６７であった。
　金属粉末の鱗片化処理の際のチャンバー内温度は２０℃とした。チャンバー雰囲気の室温は２２℃、湿度は８５％であり、露点温度は１９．４℃であった。すなわち、チャンバー内を露点以上、２０℃以下の温度で鱗片化処理を行った。
　鱗片化工程の後、懸濁液を取り出し、実施例１と同様の手順で乾燥し、厚さ約１～４μｍ、平均直径（個数頻度でのＤ５０）が約２４μｍ、比表面積約４．５ｍ２／ｇ、酸素濃度が２．１質量％の鱗片粉を得た。
　次に、実施例１と同様の手順で、鱗片粉に炭素繊維を吸着させた。また、得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を、アルゴン雰囲気（初期炉内酸素濃度６９６ｐｐｍ、最終炉内酸素濃度０．１ｐｐｂ未満）にて５００℃で３時間加熱し、鱗片粉からポリビニルアルコールを除去した。その後の鱗片粉の炭素量は１．５質量％であった。また、鱗片粉の酸素量を確認したところ、２．９質量％であった。また、実施例1と同様に鱗片粉の表面Ｍｇ量を測定した結果、表面Ｍｇ量は１５．１質量％であった。
　得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を用い、実施例１と同様の条件で圧粉体成形、焼結および押出成形を行った。押出成形で得られた実施例２のアルミニウム基複合材について、実施例１と同様にその基地組織の成分、炭素量の測定を行った。実施例２のアルミニウム基複合材の基地組織の成分は、Ｍｇ４．５質量％、Ｍｎ０．５質量％、Ｃｒ０．１質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物であり、アルミニウム基複合材の炭素量は１．５質量％であった。また、実施例１と同様に確認した、実施例２のアルミニウム基複合材の空隙率は、０．１％であった。
　また、実施例２のアルミニウム基複合材の機械的特性は、ヤング率８５ＧＰａ、引張強さ３５５ＭＰａ、破断伸び５．６％であった。
　また、実施例２のアルミニウム基複合材のＭｇ酸化物の面積率は、１１．６％であり粗大Ｍｇ酸化物の密度は、４．０個／μｍ２であり、Ｍｇ酸化物占有率は、７２％であった。
　また、実施例２のアルミニウム基複合材の空隙発生率は、４５％であった。
（実施例３）
　実施例１と同様の金属粉末および炭素繊維を用いたが、以下に示すように、加熱処理条件を変更した。
　実施例１と同様の手順で、炭素繊維の酸処理および金属粉末の鱗片化処理を行った後、鱗片粉に炭素繊維を吸着させ、得られた鱗片粉を、アルゴン雰囲気（初期炉内酸素濃度６．７ｐｐｍ、最終炉内酸素濃度０．１ｐｐｂ未満）にて４５０℃で２時間加熱し、鱗片粉からポリビニルアルコールを除去した。その後の鱗片粉の炭素量は２．０質量％であった。また、鱗片粉の酸素量は、２．３質量％であり、表面Ｍｇ量は１０．９質量％であった。
　得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を用い、実施例１と同様の条件で、圧粉体成形、焼結および押出成形を行った。押出成形で得られた実施例３のアルミニウム基複合材について、実施例１と同様にその基地組織の成分、炭素量の測定を行った。実施例３のアルミニウム基複合材の基地組織の成分は、Ｍｇ４．５質量％、Ｍｎ０．５質量％、Ｃｒ０．１質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物であり、アルミニウム基複合材の炭素量は２．０質量％であった。また、実施例１と同様に確認した、実施例３のアルミニウム基複合材の空隙率は、０．０１％であった。
　また、実施例３のアルミニウム基複合材の機械的特性は、ヤング率９６ＧＰａ、引張強さ４１０ＭＰａ、破断伸び９．２％であった。
　また、実施例３のアルミニウム基複合材のＭｇ酸化物の面積率は、７．８％であり、粗大Ｍｇ酸化物の密度は、０．５個／μｍ２であり、Ｍｇ酸化物占有率は、１５％であった。
　また、実施例３のアルミニウム基複合材の空隙発生率は、０％であった。
（実施例４）
　実施例４は、Ｍｇ５．９質量％－Ｍｎ０．５質量％－Ｃｒ０．１質量％－残部Ａｌおよび不可避不純物からなる金属粉末を用い、金属粉末の鱗片化処理におけるチタネート添加量を変えた以外は、実施例１と同様の条件で炭素繊維が分散されたアルミニウム基複合材を作製した。
　金属粉末として、Ｍｇ５．９質量％－Ｍｎ０．５質量％－Ｃｒ０．１質量％－残部Ａｌおよび不可避不純物からなる平均粒径（Ｄ５０）が約１０μｍのアトマイズ粉を用い、当該アトマイズ粉を鱗片化処理した。エタノール３００ｍｌにチタネートを３ｇ添加した後、上記アトマイズ粉２２０ｇ（アトマイズ粉１００質量部に対し、チタネート１．４質量部）を添加し、鋼球（ＳＵＪ２、直径１０ｍｍ、総量で３．２５ｋｇ）を使用したボールミルにて３６６ｒｐｍで５時間処理した。なお、上記以外の鱗片化処理条件は、実施例１と同様の条件で行った。
　鱗片化工程の後、懸濁液を取り出し、大気中で８５℃、２時間乾燥し、厚さ約１～４μｍ、平均直径（個数頻度でのＤ５０）が約２４μｍ、比表面積約４．５ｍ２／ｇ、酸素濃度が２．３質量％の鱗片粉を得た。
　また、実施例１と同様の手順で、炭素繊維の酸処理を行い、その後鱗片粉に炭素繊維を吸着させ、加熱処理を行った。得られた鱗片粉の炭素量は１．９質量％であった。また、鱗片粉の酸素量は、３．３質量％であり、表面Ｍｇ量は１３．４質量％であった。
　得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を用い、実施例１と同様の条件で圧粉体成形、焼結および押出成形を行った。押出成形で得られた実施例４のアルミニウム基複合材について、実施例１と同様にその基地組織の成分、炭素量の測定を行った。実施例４のアルミニウム基複合材の基地組織の成分は、Ｍｇ５．９質量％、Ｍｎ０．５質量％、Ｃｒ０．１質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物であり、アルミニウム基複合材の炭素量は１．９質量％であった。また、実施例１と同様に確認した、実施例４のアルミニウム基複合材の空隙率は、０．１７％であった。
　また、実施例４のアルミニウム基複合材の機械的特性は、ヤング率８８ＧＰａ、引張強さ４５５ＭＰａ、破断伸び５．０％であった。
　また、実施例４のアルミニウム基複合材のＭｇ酸化物の面積率は、１４．７％であり、粗大Ｍｇ酸化物の密度は、４．８個／μｍ２であり、Ｍｇ酸化物占有率は、７８％であった。
　また、実施例４のアルミニウム基複合材の空隙発生率は、５０％であった。
（実施例５）
　実施例５は、金属粉末の鱗片化処理におけるチタネート添加量を変えた以外は、実施例４と同様の条件で炭素繊維が分散されたアルミニウム基複合材を作製した。
　金属粉末として、Ｍｇ５．９質量％－Ｍｎ０．５質量％－Ｃｒ０．１質量％－残部Ａｌおよび不可避不純物からなる平均粒径（Ｄ５０）が約１０μｍのアトマイズ粉を用い、当該アトマイズ粉を鱗片化処理した。エタノール３００ｍｌにチタネートを４ｇ添加した後、上記アトマイズ粉２２０ｇ（アトマイズ粉１００質量部に対し、チタネート１．８質量部）を添加し、鋼球（ＳＵＪ２、直径１０ｍｍ、総量で３．２５ｋｇ）を使用したボールミルにて３６６ｒｐｍで５時間処理した。なお、上記以外の鱗片化処理条件は、実施例４と同様の条件で行った。
　鱗片化工程の後、懸濁液を取り出し、大気中で８５℃、２時間乾燥し、厚さ約１～４μｍ、平均直径（個数頻度でのＤ５０）が約２４μｍ、比表面積約４．５ｍ２／ｇ、酸素濃度が２．１質量％の鱗片粉を得た。
　また、実施例１と同様の手順で、炭素繊維の酸処理行い、その後鱗片粉に炭素繊維を吸着させ、加熱処理を行った。得られた鱗片粉の炭素量は１．９質量％であった。また、鱗片粉の酸素量は、３．０質量％であり、表面Ｍｇ量は１３．４質量％であった。
　得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を用い、実施例１と同様の条件で圧粉体成形、焼結および押出成形を行った。押出成形で得られた実施例５のアルミニウム基複合材について、実施例１と同様にその基地組織の成分、炭素量の測定を行った。実施例５のアルミニウム基複合材の基地組織の成分は、Ｍｇ５．９質量％、Ｍｎ０．５質量％、Ｃｒ０．１質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物であり、アルミニウム基複合材の炭素量は１．９質量％であった。また、実施例１と同様に確認した、実施例５のアルミニウム基複合材の空隙率は、０．１１％であった。
　また、実施例５のアルミニウム基複合材の機械的特性は、ヤング率９０ＧＰａ、引張強さ４１４ＭＰａ、破断伸び５．３％であった。
　また、実施例５のアルミニウム基複合材のＭｇ酸化物の面積率は、１３．７％であり、粗大Ｍｇ酸化物の密度は、４．２個／μｍ２であり、Ｍｇ酸化物占有率は、７０％であった。
　また、実施例５のアルミニウム基複合材の空隙発生率は、４５％であった。
（実施例６）
　実施例６は、Ｍｇ６．８質量％－Ｍｎ０．５質量％－Ｃｒ０．１質量％－残部Ａｌおよび不可避不純物からなる金属粉末を用いた以外は、実施例１と同様の条件で炭素繊維が分散されたアルミニウム基複合材を作製した。
　金属粉末として、Ｍｇ６．８質量％－Ｍｎ０．５質量％－Ｃｒ０．１質量％－残部Ａｌおよび不可避不純物からなる平均粒径（Ｄ５０）が約１０μｍのアトマイズ粉を用い、当該アトマイズ粉を鱗片化処理した。エタノール３００ｍｌにチタネートを５ｇ添加した後、上記アトマイズ粉２２０ｇ（アトマイズ粉１００質量部に対し、チタネート２．３質量部）を添加し、鋼球（ＳＵＪ２、直径１０ｍｍ、総量で３．２５ｋｇ）を使用したボールミルにて３６６ｒｐｍで５時間処理した。なお、上記以外の鱗片化処理条件は、実施例１と同様の条件で行った。
　鱗片化工程の後、懸濁液を取り出し、大気中で８５℃、２時間乾燥し、厚さ約１～４μｍ、平均直径（個数頻度でのＤ５０）が約２４μｍ、比表面積約４．５ｍ２／ｇ、酸素濃度が１．８質量％の鱗片粉を得た。
　また、実施例１と同様の手順で、炭素繊維の酸処理を行い、その後鱗片粉に炭素繊維を吸着させ、加熱処理を行った。得られた鱗片粉の炭素量は１．９質量％であった。また、鱗片粉の酸素量は、２．７質量％であり、表面Ｍｇ量は１３．４質量％であった。
　得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を用い、実施例１と同様の条件で圧粉体成形、焼結および押出成形を行った。押出成形で得られた実施例６のアルミニウム基複合材について、実施例１と同様にその基地組織の成分、炭素量の測定を行った。実施例６のアルミニウム基複合材の基地組織の成分は、Ｍｇ６．８質量％、Ｍｎ０．５質量％、Ｃｒ０．１質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物であり、アルミニウム基複合材の炭素量は１．９質量％であった。また、実施例１と同様に確認した、実施例６のアルミニウム基複合材の空隙率は、０．１４％であった。
　また、実施例６のアルミニウム基複合材の機械的特性は、ヤング率８９ＧＰａ、引張強さ４３９ＭＰａ、破断伸び５．２％であった。
　また、実施例６のアルミニウム基複合材のＭｇ酸化物の面積率は、１３．５％であり、粗大Ｍｇ酸化物の密度は、４．５個／μｍ２であり、Ｍｇ酸化物占有率は、６５％であった。
　また、実施例６のアルミニウム基複合材の空隙発生率は、４５％であった。
（実施例７）
　実施例７は、Ｍｇ１．０質量％－Ｍｎ０．５質量％－Ｃｒ０．１質量％－残部Ａｌおよび不可避不純物からなる金属粉末を用いた以外は、実施例１と同様の条件で炭素繊維が分散されたアルミニウム基複合材を作製した。
　金属粉末として、Ｍｇ１．０質量％－Ｍｎ０．５質量％－Ｃｒ０．１質量％－残部Ａｌおよび不可避不純物からなる平均粒径（Ｄ５０）が約１０μｍのアトマイズ粉を用い、当該アトマイズ粉を鱗片化処理した。エタノール３００ｍｌにチタネートを５ｇ添加した後、上記アトマイズ粉２２０ｇ（アトマイズ粉１００質量部に対し、チタネート２．３質量部）を添加し、鋼球（ＳＵＪ２、直径１０ｍｍ、総量で３．２５ｋｇ）を使用したボールミルにて３６６ｒｐｍで５時間処理した。なお、上記以外の鱗片化処理条件は、実施例１と同様の条件で行った。
　鱗片化工程の後、懸濁液を取り出し、大気中で８５℃、２時間乾燥し、厚さ約１～４μｍ、平均直径（個数頻度でのＤ５０）が約２４μｍ、比表面積約４．５ｍ２／ｇ、酸素濃度が１．６質量％の鱗片粉を得た。
　また、実施例１と同様の手順で、炭素繊維の酸処理を行い、その後鱗片粉に炭素繊維を吸着させ、加熱処理を行った。得られた鱗片粉の炭素量は１．９質量％であった。また、鱗片粉の酸素量は、２．５質量％であり、表面Ｍｇ量は１３．４質量％であった。
　得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を用い、実施例１と同様の条件で圧粉体成形、焼結および押出成形を行った。押出成形で得られた実施例７のアルミニウム基複合材について、実施例１と同様にその基地組織の成分、炭素量の測定を行った。実施例７のアルミニウム基複合材の基地組織の成分は、Ｍｇ１．０質量％、Ｍｎ０．５質量％、Ｃｒ０．１質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物であり、アルミニウム基複合材の炭素量は１．９質量％であった。また、実施例１と同様に確認した、実施例７のアルミニウム基複合材の空隙率は、０．０１％であった。
　また、実施例７のアルミニウム基複合材の機械的特性は、ヤング率９３ＧＰａ、引張強さ３９０ＭＰａ、破断伸び９．５％であった。
　また、実施例７のアルミニウム基複合材のＭｇ酸化物の面積率は、５．１％であり、粗大Ｍｇ酸化物の密度は、０．７個／μｍ２であり、Ｍｇ酸化物占有率は、８％であった。
　また、実施例７のアルミニウム基複合材の空隙発生率は、１５％であった。
（実施例８）
　実施例８は、酸処理の条件を変えた（酸処理条件を実施例１と同様にした）以外は、実施例２と同様の条件で炭素繊維が分散されたアルミニウム基複合材を作製した。実施例８の炭素繊維の酸処理では、硫酸１５０ｇと硝酸５０ｇを混合して酸液を調合し、その中に炭素繊維を２ｇ添加して、７０℃に加熱したウォーターバススターラー（アズワン製ＥＷＳ１００ＲＤ）内にて温浴し、１００ｒｐｍで６０分間撹拌した。
　その後、実施例２と同様に炭素繊維を洗浄・乾燥し、カルボキシル基が表面に形成された炭素繊維を得た。酸処理後の炭素繊維のＩｄ／Ｉｇを確認したところ、０．４７であった。
　次に、実施例２と同様の手順で、炭素繊維吸着処理及び加熱処理を行った。その後の鱗片粉の炭素量は１．９質量％であった。また、鱗片粉の酸素量を確認したところ、２．９質量％であった。また、実施例1と同様に鱗片粉の表面Ｍｇ量を測定した結果、表面Ｍｇ量は１５．１質量％であった。
　得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を用い、実施例２と同様の条件で圧粉体成形、焼結および押出成形を行った。押出成形で得られた実施例８のアルミニウム基複合材について、実施例１と同様にその基地組織の成分、炭素量の測定を行った。実施例８のアルミニウム基複合材の基地組織の成分は、Ｍｇ４．５質量％、Ｍｎ０．５質量％、Ｃｒ０．１質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物であり、アルミニウム基複合材の炭素量は１．９質量％であった。また、実施例１と同様に確認した、実施例８のアルミニウム基複合材の空隙率は、０．０９％であった。
　また、実施例８のアルミニウム基複合材の機械的特性は、ヤング率９０ＧＰａ、引張強さ３９９ＭＰａ、破断伸び５．９％であった。
　また、実施例８のアルミニウム基複合材のＭｇ酸化物の面積率は、１１．２％であり粗大Ｍｇ酸化物の密度は、３．８個／μｍ２であり、Ｍｇ酸化物占有率は、５３％であった。
　また、実施例８のアルミニウム基複合材の空隙発生率は、３５％であった。
（実施例９）
　実施例９は、鱗片化工程におけるチタネート添加量と、炭素繊維スラリー形成工程における炭素繊維（ＣＮＦ）添加量を変えた以外は、実施例１と同様の条件で炭素繊維が分散されたアルミニウム基複合材を作製した。
　金属粉末として、Ｍｇ４．５質量％－Ｍｎ０．５質量％－Ｃｒ０．１質量％－残部Ａｌおよび不可避不純物からなる平均粒径（Ｄ５０）が約１０μｍのアトマイズ粉を用い、当該アトマイズ粉を鱗片化処理した。エタノール３００ｍｌにチタネートを６ｇ添加した後、上記アトマイズ粉２２０ｇ（アトマイズ粉１００質量部に対し、チタネート２．８質量部）を添加し、鋼球（ＳＵＪ２、直径１０ｍｍ、総量で３．２５ｋｇ）を使用したボールミルにて３６６ｒｐｍで５時間処理した。なお、上記以外の鱗片化処理条件は、実施例１と同様の条件で行った。
　鱗片化工程の後、懸濁液を取り出し、大気中で８５℃、２時間乾燥し、厚さ約１～４μｍ、平均直径（個数頻度でのＤ５０）が約２４μｍ、比表面積約４．５ｍ２／ｇ、酸素濃度が１．５質量％の鱗片粉を得た。
　また、炭素繊維の酸処理を行うため、硫酸１５０ｇと硝酸５０ｇを混合して酸液を調合し、その中に炭素繊維を４．５ｇ添加して、７０℃に加熱したウォーターバススターラー（アズワン製ＥＷＳ１００ＲＤ）内にて温浴し、１００ｒｐｍで６０分間撹拌した。
　その後、純水およびエタノールで炭素繊維を洗浄し、吸引濾過して８０℃で乾燥し、カルボキシル基が表面に形成された炭素繊維を得た。酸処理後の炭素繊維のＩｄ／Ｉｇを確認したところ、０．４７であった。
　次に、ラウリル硫酸ナトリウム（昭和化学製濃度９９％以上）、純水および超音波処理装置（ブランソン製超音波ホモジナイザーＤＣＸ　Ｓ２０：１．２５）を用意した。純水２００ｍｌにラウリル硫酸ナトリウムを２ｇ添加した溶液に、前述した酸処理後の炭素繊維を４．５ｇ添加して、超音波処理を行い、炭素繊維スラリーを得た。上記超音波処理の条件は、７２０Ｗで１０分→３６０Ｗで２時間→７２０Ｗで１０分とした。
　次に、実施例１と同様の手順で、鱗片粉に炭素繊維を吸着させ、加熱処理を行った。その後の鱗片粉の炭素量は４．３質量％であった。また、鱗片粉の酸素量は、２．４質量％であり、表面Ｍｇ量は１３．４質量％であった。
　得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を用い、実施例１と同様の条件で圧粉体成形、焼結および押出成形を行った。押出成形で得られた実施例９のアルミニウム基複合材について、実施例１と同様にその基地組織の成分、炭素量の測定を行った。実施例９のアルミニウム基複合材の基地組織の成分は、Ｍｇ４．５質量％、Ｍｎ０．５質量％、Ｃｒ０．１質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物であり、アルミニウム基複合材の炭素量は４．３質量％であった。また、実施例１と同様に確認した、実施例９のアルミニウム基複合材の空隙率は、０．０２％であった。
　また、実施例９のアルミニウム基複合材の機械的特性は、ヤング率１１０ＧＰａ、引張強さ４７７ＭＰａ、破断伸び５．０％であった。
　また、実施例９のアルミニウム基複合材のＭｇ酸化物の面積率は、９．６％であり、粗大Ｍｇ酸化物の密度は、１．９個／μｍ２であり、Ｍｇ酸化物占有率は、３１％であった。
　また、実施例９のアルミニウム基複合材の空隙発生率は、２０％であった。
（実施例１０）
　実施例１０は、鱗片化処理におけるチタネート添加量を変えた以外は、実施例３と同様の条件で炭素繊維が分散されたアルミニウム基複合材を作製した。
　金属粉末として、Ｍｇ４．５質量％－Ｍｎ０．５質量％－Ｃｒ０．１質量％－残部Ａｌおよび不可避不純物からなる平均粒径（Ｄ５０）が約１０μｍのアトマイズ粉を用い、当該アトマイズ粉を鱗片化処理した。エタノール３００ｍｌにチタネートを７ｇ添加した後、上記アトマイズ粉２２０ｇ（アトマイズ粉１００質量部に対し、チタネート３．２質量部）を添加し、鋼球（ＳＵＪ２、直径１０ｍｍ、総量で３．２５ｋｇ）を使用したボールミルにて３６６ｒｐｍで５時間処理した。なお、上記以外の鱗片化処理条件は、実施例３と同様の条件で行った。
　鱗片化工程の後、懸濁液を取り出し、大気中で８５℃、２時間乾燥し、厚さ約１～４μｍ、平均直径（個数頻度でのＤ５０）が約２４μｍ、比表面積約４．５ｍ２／ｇ、酸素濃度が１．３質量％の鱗片粉を得た。
　次に、実施例３と同様の手順で、鱗片粉に炭素繊維を吸着させ、加熱処理を行った。その後の鱗片粉の炭素量は１．９質量％であった。また、鱗片粉の酸素量は、１．９質量％であり、表面Ｍｇ量は１０．９質量％であった。
　得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を用い、実施例１と同様の条件で圧粉体成形、焼結および押出成形を行った。押出成形で得られた実施例１０のアルミニウム基複合材について、実施例１と同様にその基地組織の成分、炭素量の測定を行った。実施例１０のアルミニウム基複合材の基地組織の成分は、Ｍｇ４．５質量％、Ｍｎ０．５質量％、Ｃｒ０．１質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物であり、アルミニウム基複合材の炭素量は１．９質量％であった。また、実施例１と同様に確認した、実施例１０のアルミニウム基複合材の空隙率は、０．０１％であった。
　また、実施例１０のアルミニウム基複合材の機械的特性は、ヤング率９３ＧＰａ、引張強さ３８０ＭＰａ、破断伸び９．０％であった。
　また、実施例１０のアルミニウム基複合材のＭｇ酸化物の面積率は、５．６％であり、粗大Ｍｇ酸化物の密度は、０．９個／μｍ２であり、Ｍｇ酸化物占有率は、１２％であった。
　また、実施例１０のアルミニウム基複合材の空隙発生率は、１５％であった。
　（実施例１１）
　実施例１１は、Ｍｇ４．５質量％－Ｍｎ０．９質量％－Ｃｒ０．３５質量％－残部Ａｌおよび不可避不純物からなる金属粉末を用いた以外は、実施例１と同様の条件で炭素繊維が分散されたアルミニウム基複合材を作製した。
　金属粉末として、Ｍｇ４．５質量％－Ｍｎ０．９質量％－Ｃｒ０．３５質量％－残部Ａｌおよび不可避不純物からなる平均粒径（Ｄ５０）が約１０μｍのアトマイズ粉を用い、当該アトマイズ粉を鱗片化処理した。エタノール３００ｍｌにチタネートを５ｇ添加した後、上記アトマイズ粉２２０ｇ（アトマイズ粉１００質量部に対し、チタネート２．３質量部）を添加し、鋼球（ＳＵＪ２、直径１０ｍｍ、総量で３．２５ｋｇ）を使用したボールミルにて３６６ｒｐｍで５時間処理した。なお、上記以外の鱗片化処理条件は、実施例１と同様の条件で行った。
　鱗片化工程の後、懸濁液を取り出し、大気中で８５℃、２時間乾燥し、厚さ約１～４μｍ、平均直径（個数頻度でのＤ５０）が約２４μｍ、比表面積約４．５ｍ２／ｇ、酸素濃度が１．７質量％の鱗片粉を得た。
　また、実施例１と同様の手順で、炭素繊維の酸処理を行い、その後鱗片粉に炭素繊維を吸着させ、加熱処理を行った。その後の鱗片粉の炭素量は２．０質量％であった。また、鱗片粉の酸素量は、２．６質量％であり、表面Ｍｇ量は１３．４質量％であった。
　得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を用い、実施例１と同様の条件で圧粉体成形、焼結および押出成形を行った。押出成形で得られた実施例１１のアルミニウム基複合材について、実施例１と同様にその基地組織の成分、炭素量の測定を行った。実施例１１のアルミニウム基複合材の基地組織の成分は、Ｍｇ４．５質量％、Ｍｎ０．９質量％、Ｃｒ０．３５質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物であり、アルミニウム基複合材の炭素量は２．０質量％であった。また、実施例１と同様に確認した、実施例１１のアルミニウム基複合材の空隙率は、０．０２％であった。
　また、実施例１１のアルミニウム基複合材の機械的特性は、ヤング率９２ＧＰａ、引張強さ４４６ＭＰａ、破断伸び５．６％であった。
　また、実施例１１のアルミニウム基複合材のＭｇ酸化物の面積率は、９．８％であり、粗大Ｍｇ酸化物の密度は、２．３個／μｍ２であり、Ｍｇ酸化物占有率は、４０％であった。
　また、実施例１１のアルミニウム基複合材の空隙発生率は、３０％であった。
　（実施例１２）
　実施例１２は、鱗片化処理におけるチタネート添加量を変えた以外は、実施例１と同様の条件で炭素繊維が分散されたアルミニウム基複合材を作製した。
　金属粉末として、Ｍｇ４．５質量％－Ｍｎ０．５質量％－Ｃｒ０．１質量％－残部Ａｌおよび不可避不純物からなる平均粒径（Ｄ５０）が約１０μｍのアトマイズ粉を用い、当該アトマイズ粉を鱗片化処理した。エタノール３００ｍｌにチタネートを９ｇ添加した後、上記アトマイズ粉２２０ｇ（アトマイズ粉１００質量部に対し、チタネート４．１質量部）を添加し、鋼球（ＳＵＪ２、直径１０ｍｍ、総量で３．２５ｋｇ）を使用したボールミルにて３６６ｒｐｍで５時間処理した。なお、上記以外の鱗片化処理条件は、実施例１と同様の条件で行った。
　鱗片化工程の後、懸濁液を取り出し、大気中で８５℃、２時間乾燥し、厚さ約１～４μｍ、平均直径（個数頻度でのＤ５０）が約２４μｍ、比表面積約４．５ｍ２／ｇ、酸素濃度が１．３質量％の鱗片粉を得た。
　また、実施例１と同様の手順で、炭素繊維の酸処理を行い、その後鱗片粉に炭素繊維を吸着させ、加熱処理を行った。その後の鱗片粉の炭素量は１．９質量％であった。また、鱗片粉の酸素量は、２．２質量％であり、表面Ｍｇ量は１３．４質量％であった。
　得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を用い、実施例１と同様の条件で圧粉体成形、焼結および押出成形を行った。押出成形で得られた実施例１２のアルミニウム基複合材について、実施例１と同様にその基地組織の成分、炭素量の測定を行った。実施例１２のアルミニウム基複合材の基地組織の成分は、Ｍｇ４．５質量％、Ｍｎ０．５質量％、Ｃｒ０．１質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物であり、アルミニウム基複合材の炭素量は１．９質量％であった。また、実施例１と同様に確認した、実施例１２のアルミニウム基複合材の空隙率は、０．１８％であった。
　また、実施例１２のアルミニウム基複合材の機械的特性は、ヤング率８２ＧＰａ、引張強さ３６２ＭＰａ、破断伸び６．１％であった。
　また、実施例１２のアルミニウム基複合材のＭｇ酸化物の面積率は、４．１％であり、粗大Ｍｇ酸化物の密度は、０．２個／μｍ２であり、Ｍｇ酸化物占有率は、２０％であった。
　また、実施例１２のアルミニウム基複合材の空隙発生率は、５５％であった。
（比較例１）
　実施例１と同様の金属粉末および炭素繊維を用いたが、以下に示すように、金属粉末の鱗片化処理条件および加熱処理条件を変更した。
　比較例１では、金属粉末の鱗片化処理の際のチャンバー内温度は９℃であった。また、チャンバー雰囲気の室温は２０℃、湿度は５０％であり、露点温度は９．３℃であった。すなわち、チャンバー内の温度が露点以下の条件で鱗片化処理を行った。
　鱗片化工程の後、懸濁液を取り出し、実施例１と同様の手順で乾燥し、厚さ約１～４μｍ、平均直径（個数頻度でのＤ５０）が約２４μｍ、比表面積約４．５ｍ２／ｇ、酸素濃度が２．５質量％の鱗片粉を得た。
　次に、実施例１と同様の手順で、鱗片粉に炭素繊維を吸着させた。また、得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を、真空中（初期炉内酸素濃度７９ｐｐｍ、最終炉内酸素濃度７９ｐｐｍ）にて４５０℃で２時間加熱し、鱗片粉からポリビニルアルコールを除去した。その後の鱗片粉の炭素量は２．０質量％であった。また、鱗片粉の酸素量は３．６質量％であった。また、鱗片粉の表面Ｍｇ量は２０．５質量％であった。
　得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を用い、実施例１と同様の条件で圧粉体成形、焼結および押出成形を行った。押出成形で得られた比較例１のアルミニウム基複合材について、実施例１と同様にその基地組織の成分、炭素量の測定を行った。比較例１のアルミニウム基複合材の基地組織の成分は、Ｍｇ４．５質量％、Ｍｎ０．５質量％、Ｃｒ０．１質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物であり、アルミニウム基複合材の炭素量は２．０質量％であった。また、実施例１と同様に確認した、比較例１のアルミニウム基複合材の空隙率は、０．３％であった。
　また、得られた比較例１のアルミニウム基複合材の機械的特性は、ヤング率７４ＧＰａ、引張強さ３２３ＭＰａ、破断伸び３．４％であった。
　また、比較例１のＭｇ酸化物の面積率は、１６％であり、粗大Ｍｇ酸化物の密度は、１０個／μｍ２であり、Ｍｇ酸化物占有率は、９４％であった。
　また、比較例１のアルミニウム基複合材の空隙発生率は、６０％であった。
（比較例２）
　比較例２は、実施例１に対して使用する金属粉末を変更した。
　比較例２の金属粉末としては、Ｍｇ０．０２質量％－Ｍｎ０．５質量％－Ｃｒ０．１質量％－残部Ａｌおよび不可避不純物からなる平均粒径（Ｄ５０）が約１０μｍのアトマイズ粉を用いた。なお、基地組織を構成する金属粉末の成分は、ＩＣＰ発光分析法（島津製作所製　ＩＣＰＳ－８１００）で確認した。
　上記アトマイズ粉の鱗片化工程の後、懸濁液を取り出し、実施例１と同様の手順で乾燥し、厚さ約１～４μｍ、平均直径（個数頻度でのＤ５０）が約２４μｍ、比表面積約４．５ｍ２／ｇ、酸素濃度が１．７質量％の鱗片粉を得た。
　また、実施例１と同様の手順で、炭素繊維の酸処理を行い、その後鱗片粉に炭素繊維を吸着させ、加熱処理を行った。その後の鱗片粉の炭素量は１．９質量％であった。また、鱗片粉の酸素量は、２．６質量％であり、表面Ｍｇ量は０．０６質量％であった。
　実施例１と同一の手順で得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を用い、実施例１と同様の条件で圧粉体成形、焼結および押出成形を行った。押出成形で得られた比較例２のアルミニウム基複合材について、実施例１と同様にその基地組織の成分、炭素量の測定を行った。比較例２のアルミニウム基複合材の基地組織の成分は、Ｍｇ０．０２質量％、Ｍｎ０．５質量％、Ｃｒ０．１質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物であり、アルミニウム基複合材の炭素量は１．９質量％であった。また、実施例１と同様に確認した、比較例２のアルミニウム基複合材の空隙率は、０．５％であった。
　また、得られたアルミニウム基複合材について、実施例１と同様に機械的特性を評価するために、図５に示す試験片の加工を行ったところ、強度が弱く、加工を行うことができなかった。このため、機械的特性および空隙発生率を評価することができなかった。このように試験片を得ることができなかったため、比較例２のＭｇ酸化物の面積率は、押出加工後のアルミニウム基複合材そのものの断面の任意の３視野で、実施例１と同様の手順でＭｇ酸化物の面積率を計算し、３視野の平均値をＭｇ酸化物の面積率とした。この結果、比較例２のＭｇ酸化物の面積率は、０．０４％であった。
　また、同様に、上記断面において、実施例１と同様の手順で粗大Ｍｇ酸化物の発生密度を確認したころ、粗大Ｍｇ酸化物の密度は、０個／μｍ２であり、Ｍｇ酸化物占有率は、２％であった。
（比較例３）
　比較例３は、実施例１に対して使用する金属粉末を変更した。
　比較例３の金属粉末としては、Ｍｇ７．５質量％－Ｍｎ０．５質量％－Ｃｒ０．１質量％－残部Ａｌおよび不可避不純物からなる平均粒径（Ｄ５０）が約１０μｍのアトマイズ粉を用いた。
　上記アトマイズ粉の鱗片化工程の後、懸濁液を取り出し、実施例１と同様の手順で乾燥し、厚さ約１～４μｍ、平均直径（個数頻度でのＤ５０）が約２４μｍ、比表面積約４．５ｍ２／ｇ、酸素濃度が１．８質量％の鱗片粉を得た。
　実施例１と同一の手順で得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を用い、実施例１と同様の条件で圧粉体成形、焼結および押出成形を行った。押出成形で得られた比較例３のアルミニウム基複合材について、実施例１と同様にその基地組織の成分、炭素量の測定を行った。比較例３のアルミニウム基複合材の基地組織の成分は、Ｍｇ７．５質量％、Ｍｎ０．５質量％、Ｃｒ０．１質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物であり、アルミニウム基複合材の炭素量は１．９質量％であった。また、実施例１と同様に確認した、比較例３のアルミニウム基複合材の空隙率は、０．２５％であった。
　また、得られた比較例３のアルミニウム基複合材の機械的特性は、ヤング率７５ＧＰａ、引張強さ４５０ＭＰａ、破断伸び４．５％であった。
　また、比較例３のＭｇ酸化物の面積率は、１７％であり、粗大Ｍｇ酸化物の密度は、８．５個／μｍ２であり、Ｍｇ酸化物占有率は、６２％であった。
　また、比較例３のアルミニウム基複合材の空隙発生率は、４０％であった。
（比較例４）
　比較例４は、炭素繊維スラリー形成工程における炭素繊維（ＣＮＦ）添加量を変えた以外は、実施例１と同様の条件で炭素繊維が分散されたアルミニウム基複合材を作製した。まず、実施例１と同一の手順で酸処理および鱗片化処理行った。
　ラウリル硫酸ナトリウム（昭和化学製濃度９９％以上）、純水および超音波処理装置（ブランソン製超音波ホモジナイザーＤＣＸ　Ｓ２０：１．２５）を用意し、純水２００ｍｌにラウリル硫酸ナトリウムを２ｇ添加した溶液に、酸処理後の炭素繊維を０．６ｇ添加して、超音波処理を行い、炭素繊維スラリーを得た。上記超音波処理の条件は、７２０Ｗで１０分→３６０Ｗで２時間→７２０Ｗで１０分とした。
　次に、実施例１と同様の手順で、鱗片粉に炭素繊維を吸着させ、加熱処理を行った。その後の鱗片粉の炭素量は０．５質量％であった。また、鱗片粉の酸素量は、２．６質量％であり、表面Ｍｇ量は１３．４質量％であった。
　得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を用い、実施例１と同様の条件で圧粉体成形、焼結および押出成形を行った。押出成形で得られた比較例４のアルミニウム基複合材について、実施例１と同様にその基地組織の成分、炭素量の測定を行った。比較例４のアルミニウム基複合材の基地組織の成分は、Ｍｇ４．５質量％、Ｍｎ０．５質量％、Ｃｒ０．１質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物であり、アルミニウム基複合材の炭素量は０．５質量％であった。また、比較例４のアルミニウム基複合材の空隙率は、０．０２％であった。
　また、比較例４のアルミニウム基複合材の機械的特性は、ヤング率７１ＧＰａ、引張強さ３４５ＭＰａ、破断伸び１５．５％であった。
　また、比較例４のアルミニウム基複合材のＭｇ酸化物の面積率は、１０．５％であり、粗大Ｍｇ酸化物の密度は、２．７個／μｍ２であり、Ｍｇ酸化物占有率は、４３％であった。
　また、比較例４のアルミニウム基複合材の空隙発生率は、３１％であった。
（比較例５）
　比較例５は、炭素繊維スラリー形成工程における炭素繊維（ＣＮＦ）添加量を変えた以外は、実施例１と同様の条件で炭素繊維が分散されたアルミニウム基複合材を作製した。まず、実施例１と同一の手順で酸処理および鱗片化処理行った。
　ラウリル硫酸ナトリウム（昭和化学製濃度９９％以上）、純水および超音波処理装置（ブランソン製超音波ホモジナイザーＤＣＸ　Ｓ２０：１．２５）を用意し、純水２００ｍｌにラウリル硫酸ナトリウムを２ｇ添加した溶液に、酸処理後の炭素繊維を６．０ｇ添加して、超音波処理を行い、炭素繊維スラリーを得た。上記超音波処理の条件は、７２０Ｗで１０分→３６０Ｗで２時間→７２０Ｗで１０分とした。
　次に、実施例１と同様の手順で、鱗片粉に炭素繊維を吸着させ、加熱処理を行った。その後の鱗片粉の炭素量は５．７質量％であった。また、鱗片粉の酸素量は、２．６質量％であり、表面Ｍｇ量は１３．４質量％であった。
　得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を用い、実施例１と同様の条件で圧粉体成形、焼結および押出成形を行った。押出成形で得られた比較例５のアルミニウム基複合材について、実施例１と同様にその基地組織の成分、炭素量の測定を行った。比較例５のアルミニウム基複合材の基地組織の成分は、Ｍｇ４．５質量％、Ｍｎ０．５質量％、Ｃｒ０．１質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物であり、アルミニウム基複合材の炭素量は５．７質量％であった。また、比較例５のアルミニウム基複合材の空隙率は、０．０２％であった。
　また、比較例５のアルミニウム基複合材の機械的特性は、ヤング率１１６ＧＰａ、引張強さ４８６ＭＰａ、破断伸び２．９％であった。
　また、比較例５のアルミニウム基複合材のＭｇ酸化物の面積率は、１０．２％であり、粗大Ｍｇ酸化物の密度は、２．６個／μｍ２であり、Ｍｇ酸化物占有率は、２９％であった。
　また、比較例５のアルミニウム基複合材の空隙発生率は、２１％であった。
（比較例６）
　比較例６は、実施例１に対して使用する金属粉末を変更した。
　比較例６の金属粉末としては、Ｍｇ０．４質量％－Ｍｎ０．５質量％－Ｃｒ０．１質量％－残部Ａｌおよび不可避不純物からなる平均粒径（Ｄ５０）が約１０μｍのアトマイズ粉を用いた。
　上記アトマイズ粉の鱗片化工程の後、懸濁液を取り出し、実施例１と同様の手順で乾燥し、厚さ約１～４μｍ、平均直径（個数頻度でのＤ５０）が約２４μｍ、比表面積約４．５ｍ２／ｇ、酸素濃度が１．５質量％の鱗片粉を得た。
　実施例１と同一の手順で得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を用い、実施例１と同様の条件で圧粉体成形、焼結および押出成形を行った。押出成形で得られた比較例６のアルミニウム基複合材について、実施例１と同様にその基地組織の成分、炭素量の測定を行った。比較例６のアルミニウム基複合材の基地組織の成分は、Ｍｇ０．４質量％、Ｍｎ０．５質量％、Ｃｒ０．１質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物であり、アルミニウム基複合材の炭素量は１．９質量％であった。また、実施例１と同様に確認した、比較例６のアルミニウム基複合材の空隙率は、０．０３％であった。
　また、得られた比較例６のアルミニウム基複合材の機械的特性は、ヤング率９１ＧＰａ、引張強さ３３０ＭＰａ、破断伸び４．５％であった。
　また、比較例６のＭｇ酸化物の面積率は、３．８％であり、粗大Ｍｇ酸化物の密度は、０．２個／μｍ２であり、Ｍｇ酸化物占有率は、１９％であった。
　また、比較例６のアルミニウム基複合材の空隙発生率は、２０％であった。
（比較例７）
　比較例７は、鱗片化処理におけるチタネート添加量を変えた以外は、実施例１と同様の条件で炭素繊維が分散されたアルミニウム基複合材を作製した。
　金属粉末として、Ｍｇ４．５質量％－Ｍｎ０．５質量％－Ｃｒ０．１質量％－残部Ａｌおよび不可避不純物からなる平均粒径（Ｄ５０）が約１０μｍのアトマイズ粉を用い、当該アトマイズ粉を鱗片化処理した。エタノール３００ｍｌにチタネートを２ｇ添加した後、上記アトマイズ粉２２０ｇ（アトマイズ粉１００質量部に対し、チタネート０．９質量部）を添加し、鋼球（ＳＵＪ２、直径１０ｍｍ、総量で３．２５ｋｇ）を使用したボールミルにて３６６ｒｐｍで５時間処理した。なお、上記以外の鱗片化処理条件は、実施例１と同様の条件で行った。
　鱗片化処理工程の後、懸濁液を取り出し、大気中で８５℃、２時間乾燥し、厚さ約１～４μｍ、平均直径（個数頻度でのＤ５０）が約２４μｍ、比表面積約４．５ｍ２／ｇ、酸素濃度が２．７質量％の鱗片粉を得た。
　また、実施例１と同様の手順で、炭素繊維の酸処理を行い、その後鱗片粉に炭素繊維を吸着させ、加熱処理を行った。その後の鱗片粉の炭素量は１．９質量％であった。また、鱗片粉の酸素量は、３．９質量％であり、表面Ｍｇ量は１３．４質量％であった。
　実施例１と同一の手順で得られた炭素繊維が吸着した鱗片粉を用い、実施例１と同様の条件で圧粉体成形、焼結および押出成形を行った。押出成形で得られた比較例７のアルミニウム基複合材について、実施例１と同様にその基地組織の成分、炭素量の測定を行った。比較例７のアルミニウム基複合材の基地組織の成分は、Ｍｇ４．５質量％、Ｍｎ０．５質量％、Ｃｒ０．１質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物であり、アルミニウム基複合材の炭素量は１．９質量％であった。また、実施例１と同様に確認した、比較例７のアルミニウム基複合材の空隙率は、０．３５％であった。
　また、比較例７のアルミニウム基複合材の機械的特性は、ヤング率７４ＧＰａ、引張強さ３３８ＭＰａ、破断伸び４．０％であった。
　また、比較例７のアルミニウム基複合材のＭｇ酸化物の面積率は、１８．８％であり、粗大Ｍｇ酸化物の密度は、１２．５個／μｍ２であり、Ｍｇ酸化物占有率は、９７％であった。
　また、比較例７のアルミニウム基複合材の空隙発生率は、６５％であった。
　以上の結果を表１～表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明に係る実施例１～１１によれば、金属粉末(鱗片粉)が含有するＭｇ量および金属粉末の酸素量を適切に制御し、アルミニウム基複合材に含まれるＭｇ酸化物の面積率を４～１５％としたので、いずれの実施例においても、ヤング率が８０ＧＰａ以上、引張強度が３５０ＭＰａ、伸びが５％以上となった。このように、本実施例の元素組成からなる基地組織を有するアルミニウム基複合材の場合に、引張強度、伸びおよびヤング率のいずれもが一定以上の値を示す優れた機械的特性を有するアルミニウム基複合材を実現できることが判った。なお、上記したＭｇによるＡｌ酸化物の還元効果および金属粉末の酸化防止効果の説明から理解できるように、Ｍｇ酸化物の面積率の適正化は、基地組織を構成するアルミニウム合金が上記実施例の元素組成の場合に限定されず、Ｍｇ：０．５～７質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる場合にも有効に作用する。
　一方で、比較例１は、鱗片化処理を露点以下の温度で行い、また、加熱処理の最終炉内酸素濃度０．１ｐｐｂ未満の低酸素濃度の要件を満たさないため、Ｍｇ酸化物の生成量が増加した。また、比較例２、６は、Ｍｇ量が少ないため、Ｍｇ酸化物が十分に生成されなかった。また、比較例３は、金属粉末のＭｇ量が高いため、最終製品でのＭｇ酸化物の生成量が増加した。また、比較例４は、炭素繊維の添加量が少なすぎるため、最終製品での炭素量が少なくなった。また、比較例５は、炭素繊維の添加量が多すぎるため、最終製品での炭素量が多くなった。また、比較例７は、チタネートの添加量が少ないため、鱗片粉末の酸素濃度が上昇し、鱗片粉表面にＡｌ酸化物が生成したため、Ｍｇ酸化物の生成量が増加した。このように、Ｍｇ酸化物の面積率が本発明の範囲外となる比較例１～３、６、７では、所望の機械的特性を有するアルミニウム基複合材を得ることができなかった。同様に、炭素繊維が本発明の範囲外となる比較例４、５では、所望の機械的特性を有するアルミニウム基複合材を得ることができなかった。
　以上、添付図を参照しながら、本発明の実施の形態を説明したが、本発明の技術的範囲は、前述した実施の形態に左右されない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、それらについても当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
１………アルミニウム基複合材
２………成形体
３………基地組織
３ａ………基地組織前駆体
５………炭素繊維
７ａ………Ｍｇ
７ｂ………Ｍｇ酸化物
９………Ａｌ酸化物層
１０………押出用金型
１１………試験片

Claims (6)

  1. 　強化材である炭素繊維を基地組織中に含有するアルミニウム基複合材であって、
    　前記炭素繊維を１～５質量％有し、
    　前記基地組織は、Ｍｇ０．５～７質量％、残部Ａｌおよび不可避不純物からなり、
    　前記基地組織中に、Ｍｇを含有する酸化物を有し、
    　任意の断面において、前記基地組織を構成する結晶粒界および前記基地組織と前記炭素繊維との界面に存在する前記Ｍｇを含有する酸化物の面積率が４～１５％であることを特徴とするアルミニウム基複合材。
  2. 　前記炭素繊維がカーボンナノファイバーまたはカーボンナノチューブであることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム基複合材。
  3. 　任意の断面において、前記基地組織を構成する結晶粒界および前記基地組織と前記炭素繊維との界面に存在する円相当径が１００ｎｍ以上の前記Ｍｇを含有する酸化物が、５個／μｍ２以下であることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム基複合材。
  4. 　空隙率が０．２％以下であることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム基複合材。
  5. 　ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠し、試験片形状が、
    　全長　Ｌ＝６７ｍｍ、
    　標点距離　Ｌ０＝２５ｍｍ、
    　平行部長さ　Ｌｃ＝３１ｍｍ、
    　径　ｄ０＝５ｍｍ±０．０２ｍｍ、
    　肩部半径　Ｒ＝３ｍｍ、
    　掴み部長さ　Ｌａ＝１５ｍｍ、
    　掴み部径　ｄａ＝７．８ｍｍ
    　である試験片を使用し、クロスヘッド速度１ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行った破断後の引張方向に沿う試験片の断面において、破断面から２０～１００μｍの範囲において任意に設定した複数視野に存在する前記基地組織と前記炭素繊維との界面の周長をＬ１、当該界面に存在する空隙の外周の周長をＬ２としたとき、Ｌ２／Ｌ１が０．３以上の炭素繊維の割合が５０％以下であることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム基複合材。
  6. 　任意の断面において、任意に選択した炭素繊維の円相当径をｄとしたとき、当該炭素繊維の外周縁から０．１ｄの範囲に存在するＭｇを含む酸化物の面積率が８０％以下であることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム基複合材。
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