BG60257B2 - Метод за производство на композиционен материал с метална матрица - Google Patents

Метод за производство на композиционен материал с метална матрица Download PDF

Info

Publication number
BG60257B2
BG60257B2 BG84127A BG8412788A BG60257B2 BG 60257 B2 BG60257 B2 BG 60257B2 BG 84127 A BG84127 A BG 84127A BG 8412788 A BG8412788 A BG 8412788A BG 60257 B2 BG60257 B2 BG 60257B2
Authority
BG
Bulgaria
Prior art keywords
aluminum
filler material
ceramic
aluminum alloy
alloy
Prior art date
Application number
BG84127A
Other languages
English (en)
Other versions
BG60257B1 (bg
Inventor
Danny White
Andrew Urquhart
Michael Aghajanian
David Creber
Original Assignee
Lanxide Technology Company, Lp
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 Lanxide Technology Company, Lp filed Critical Lanxide Technology Company, Lp
Publication of BG60257B2 publication Critical patent/BG60257B2/bg
Publication of BG60257B1 publication Critical patent/BG60257B1/bg

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C47/00—Making alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
    • 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
    • C22C1/1036—Alloys containing non-metals starting from a melt
    • 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
    • C22C1/1036—Alloys containing non-metals starting from a melt
    • C22C1/1057—Reactive infiltration
    • C22C1/1063—Gas reaction, e.g. lanxide
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C47/00—Making alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments
    • C22C47/08—Making alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments by contacting the fibres or filaments with molten metal, e.g. by infiltrating the fibres or filaments placed in a mould
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C49/00—Alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments
    • C22C49/14—Alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments characterised by the fibres or filaments
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12007—Component of composite having metal continuous phase interengaged with nonmetal continuous phase
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12486—Laterally noncoextensive components [e.g., embedded, etc.]

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
  • Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
  • Filtering Materials (AREA)
  • Treatments For Attaching Organic Compounds To Fibrous Goods (AREA)
  • Seeds, Soups, And Other Foods (AREA)
  • Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
  • Contacts (AREA)
  • Adornments (AREA)
  • Ceramic Products (AREA)

Abstract

Полученият по метода композиционен материал с метална матрица намира приложение за търговски и промишлени цели. Той е с повишена износои топлоустойчивост с еднородна структура и по-висока якост и твърдост. Материалът се получава, като се поставя алуминиева сплав, съдържаща алуминий и поне 1 тегл.% Магнезий, в контакт с проницаема маса от керамиченпълнежен материал при температура 700-12000с в присъствие на газ, съдържащ 10-100% об. Азот и останалото неокисляващ газ, например водород или аргон.Проницаемата маса се инфилтрира в алуминиевата течна сплав, докато се достигне необходимото количество инфилтрирана проницаема маса. След това течната алуминиева сплав се оставя да се втвърди, като се получава композиционен материал с метална матрица, обхващаща проницаемата маса. Полученият продуктможе да съдържа прекъсната фаза от алуминиев нитрид в алуминиевата матрица и/или пласт от алуминиев нитрид по външната си повърхност. 17 претенции, 3 фигури

Description

Изобретението се отнася до метод за получаване на композиционен материал с метална матрица, който намира приложение за търговски и промишлени цели.
Известен е метод за получаване на композиционен материал с метална матрица, който включва армиращи вложка, например от силициев карбид или алумоокис, с предварителна схема на тяхната ориентация. Композиционната структура се получава, като се поставят успоредни мрежи или филц от копланарни влакна в матрица с резервоар от течен метал на матрицата, например алуминий между мрежите и се приложи налягане, за да се принуди течният метал да проникне в мрежите и да обхване ориентираните влакна. Течен метал може да се излее върху пакет от мрежи, като в същото време се принуждава под налягане да протича между тях. Армиращите влакна в композиционните структури са до около 50% об. [1).
Известен е метод за производство на композиционни материали със съдържаща алумоокис алуминиева матрица. В него се прилага налягане от порядъка на 75-375 кг/ см2, за да се принуди алуминият /или алуминиевата сплав/ да протече във влакнестата мрежа от алумоокис, която предварително е загрята до 700-1050°С. Максималното обемно съотношение на алумоокиса към метала в получената твърда отливка е 0,25:1 [2].
Инфилтрационните процеси от описаните известни методи от гледна точка на зависимостта им от прилаганото външно налягане имат недостатъци, характерни за процесите, протичащи под налягане, като вероятна неравномерност или разнородност при образуването на матрицата, порьозност и т.н. Разнородност на свойствата може да се получи, дори ако течният метал се въвежда на няколко етапа във влакнестата мрежа. Следователно, за да се осигури равномерно и адекватно проникване на течния метал в пакета от влакнести мрежи, трябва да се осигурят сложни системи от мрежи /резервоар, както и пътища за протичане на метала/. Освен това при инфилтриране под налягане се постига само сравнително слабо армиране на матричната обемна фракция поради трудността да се инфилтрира голям обем армираща мрежа. Също така са необходими матрици, които да приемат течния метал под налягане, което увеличава разходите по осъществяването на процеса. Накрая такъв процес, ограничен до инфилтриране на подравнени частици или влакна, не е насочен към образуване на композиционни структури с алуминиева метална матрица, армирана с материали във формата на произволно ориентирани частици или влакна.
Известен е друг метод за получаване на композиционни структури с алумоокисна алуминиева матрица, особено подходящи за електролитни елементи, чрез запълване на празнините на предварително оформена алумоокисна матрица с течен алуминий. Поради неумокряемостта на алумоокиса от алуминия, са използвани редица технологии за умокрянето му. Например алумоокисът се покрива с умокрящ агент от диборид на титан, цирконий, хафний или ниобий, или с метал, например литий, магнезий калций, титан, хром, желязо, кобалт,никел, цирконий или хафний, за улесняване на умокрянето и инфилтрирането са използвани инертни среди, например аргон. Тук също се прилага налягане, за да се принуди течният алуминий да проникне в една непокрита предварителна форма или матрица. В такъв аспект, инфилтрирането се осъществява чрез вакуумиране на порите и след това прилагане на налягане към течния алуминий в инертна среда, например аргон. Формата може да се инфилтрира и чрез отлагане на алуминий в газова фаза за умокряне на повърхността й преди запълване на кухините чрез инфилтриране с течен алуминий. За да се осигури задържане на алуминий в порите на формата, се изисква термична обработка, например при 14001800°С или под вакуум, или в среда от аргон. В противен случай, както излагането на инфилтрирания под налягане материал на газа, така и отстраняването на налягането за инфилтриране, ще причини загуба на алуминий от тялото [3].
Известен е метод за получаване на алуминий чрез електролитно отлагане в клетка с катод, който има покритие, или субстрат на клетката, за да се запази това покритие от течния криолит, към алумоокисното покритие се полага тънко покритие от смес от умокрящ агент и разтворим забавител, преди започване на електролитно отлагане или докато клетката е потопена в течния алуминий, получен чрез електролитния процес. Описаните умокрящи агенти са титан, цирконий, магнезий, ванадий, хром, ниобий, или калций, а титанът е предпочитан умокрящ агент. Съединенията на бора, въглерода и азота са описани като подходящи за забавяне или задържане на разтворимостта на умокрящия агент в течния алуминий. Тук не се предлага производството на композиционни структури с метална матрица, нито образуването на такива структури в азотна среда [4].
Освен прилагане на налягане и умокрящи агенти, известно е, че вакуумът подпомага проникването на течния алуминий в порьозния компактен керамичен продукт. Известен е метод аз инфилтриране на керамичен компактен продукт /например, борен карбид, алумоокис и берилий/ както с течен алуминий, берилий, магнезий, титан, ванадий, никел, така и с хром под вакуум 10' 6 тора. Вакуум със стойност от 10‘2 до 10** тора влошава умокрянето на керамиката от течния метал до степен, при която металът не тече свободно в празните пространства на керамичното тяло. Умокрянето се подобрява, когато вакуумът се понижи под 10'6 тора [5].
Известен е метод, при който също се използва вакуум за постигане на инфилтриране. При него се зарежда брикет от пресуван на студено прах от А1В12 върху слой от пресуван на студено алумоокисен прах. След това върху повърхността на брикета от прахообразен А1В)2 се поставя допълнително алумоокис. Тигелът, зареден с брикет от А1В|2, пристигат като сандвич между пластовете алумоокисна прах, се поставя във вакуумна пещ. Пещта се вакуумира до приблизително 10‘5 тора, за да позволи осъществяване на дегазирането. Температурата постепенно се повишава до 1100° и се поддържа за период от три часа. При тези условия течният алуминий прониква в порестия брикет от А1В12, описано в лит.източник [61.
Съществуващите методи са свързани с прилагането на налягане, вакуум и умокрящ агент за инфилтриране на метала в керамичната маса, което оскъпява процеса и ограничава обемната фракция на керамичната фаза в композиционната структура до 40%. Могат да се произвеждат изделия само с относително опростена форма без последваща допълнителна обработка /например механично или чрез формуване/. Също така може да настъпи и неравномерно свиване по време на опичането, както и да се получи неравномерност на микроструктурата поради разслояване.
Задачата на изобретението е да създаде метод за получаване на композиционна структура с метална матрица, който да е поевтин от съществуващите методи, при които се използва налягане, вакуум или умокрящ агент и чрез който да се получават изделия с постоянни свойства при по-висока якост и твърдост.
Задачата се решава с метод за получаване на композиционна структура с метална матрица, при който алуминиева сплав, съдържаща алуминий и поне 1 тегл.% магнезий, се поставя в контакт с проницаема маса от керамичен пълнежен материал при температура от 700 до 1200°С в газова среда. Газовата среда съдържа от 10 до 100 об.% азот, а остатъкът е неокисляващ газ. При тези условия проницаемата маса се инфилтрира спонтанно и прогресивно с алуминиевата течна сплав, докато се достигане необходимото количество инфилтрирана проницаема маса, след което течната алуминиева сплав се оставя да се втвърди, като се получава композиционна структура с твърда метална матрица, обхващаща проницаемата маса от керамичен пълнежен материал.
Газовата среда може да съдържа само азот.
Газовата среда може да съдържа поне 50 об.% азот, а останалото количество до 100% да бъде аргон или водород. По метода съгласно изобретението течната алуминиева сплав се подава към маса от проницаем керамичен материал в присъствие на газ, съдържащ азот, и този газ се поддържа в наличност през цялото време, което е необходимо за осъществяване на инфилтрацията. Това се постига, като се поддържа непрекъснат поток от газ, влизащ в контакт със системата от керамичен материал и течна алуминиева сплав. Въпреки че дебитът на съдържащия азот газ не е критичен, препоръчва се той да е достатъчен, за да се компенсират всякакви евентуални загуби на азот, поради образуването на нитрид в матрицата на сплавта, а също така, за да се забави или попречи на внезапното нахлуване на въздух, който може да има окисляващ ефект върху течния метал. Съдържащият азот газ трябва да съдържа поне 10 тег.% азот. Концентрацията на азота може да влияе върху степента на инфилтриране. По-специално периодите от време, необходими за осъществяване на инфилтрация, са склонни да се увеличават с намаляване концентрацията на азот. За предпочитане е газът да съдържа 100% азот. Концентрациите на азот, равни на долната граница на ефективния диапазон или под нея, т.е. под 30% об. обикновено не се препоръчват поради по-дългото -време за загряване, необходимо за постигане на инфилтрация.
За да може инфилтрирането на течния алуминий да настъпи спонтанно, алуминият се легира с поне 1 тегл. %, за предпочитане поне 3 тегл.% магнезий.
Един или повече допълнителни спомагателни легиращи елемента, освен магнезия, например силиций, цинк, желязо, могат да се съдържат в сплавта, което може да промени минималното количество магнезий. Минималното съдържание на магнезия в алуминиевата сплав, използвана при производството на композиционна структура със запълнена с керамичен материал метална матрица, зависи от една или повече променливи, като температурата на процеса, времето, присъствието на спомагателни легиращи елементи, като силиций или цинк, естеството на керамичния пълнежен материал и от съдържанието на азот в газовия поток. По-ниски температури или по-кратко време на загряване могат да се прилагат с увеличаване съдържанието на магнезий в сплавта, Също така, за дадено съдържание на магнезий, прибавянето на някои спомагателни легиращи елементи, като цинк, позволява използването на по-ниски температури. Например, магнезиево съдържание при долната граница на работния диапазон, т.е. от 1 до 3 тегл.%, може да се използва заедно с поне едно от следващите условия, като работна температура над минимума, висока азотна концентрация или един или повече спомагателни легиращи елемента. Сплав, съдържащи от 3 до 5 тегл. % магнезий, са предпочитани на базата на тяхната използваемост при голямо разнообразие на условията на процеса, като поне 5% тегл. е за предпочитане, когато се налага използване на по-ниски температури и по-кратко време за загряване. Магнезий в излишък 10% тегл. спрямо теглото на алуминиевата сплав може да се използва, за да се облекчат температурните условия, необходими за протичане на инфилтрацията. Магнезиевото съдържание може да се намали, когато се използва заедно със спомагателни легиращи елементи, но те имат само спомагателна функция и то, когато се използват с посоченото количество магнезий. Например не се наблюдава инфилтрация при чист алуминия, легиран само с 10% силиций при температура 1000°С в слой от Кристолон 39 с размер 500 меша/карборунд с чистота 99%, продукт на Norton Co. Използването на един или повече спомагателни легиращи елементи и концентрацията на азота в газовата среда също влияят върху степента на нитриране на матрицата при дадена температура. Например увеличаването на концентрацията на даден спомагателен легиращ елемент, като цинк или желязо, може да се използва, за да се намали температурата на инфилтриране и следователно да се намали образуването на нитрид, докато увеличаването на концентрацията на азот в газа може да се използва, за да се стимулира образуването на нитриди. Концентрацията на магнезий в сплавта също влияе върху степента на инфилтриране при дадена температура. Следователно се препоръчва в състава на сплавта да бъдат включени поне 3% тегл.магнезий. За сплави със съдържание под това количество, например 1 тегл.% магнезий, са необходими по-високи температури или спомагателен легиращ елемент за осъществяване на инфилтрирането. Температурата, необходима, за да се осъществи спонтанен процес на инфилтриране, може да бъде и по-ниска, когато съдържание на магнезий в сплавта се увеличава, например поне 5 % тегл. или когато в сплавта присъства и друг елемент, като цинк или желязо. Температурата също може да варира и в зависимост от различните керамични материали. По принцип, спонтанна и прогресивна инфилтрация ще настъпи при температура поне 700°С, за предпочитане при поне 800°С. Температура над 1200°С не оказва благоприятно влияние върху процеса. Установи се, че оптималният диапазон е от 800 до 1200°С.
Изборът на пълнежен материал зависи от такива фактори, като състава на алуминиевата сплав, условията на процеса, реактивността на течната алуминиева сплав с пълнежния материал и свойствата на крайния композиционен продукт. Тези материали включват окиси, например, алумоокис, магнезиев окис, титанов двуокис, циркониев двуокис и хафниев двуокис, карбиди, например, карборунд и титанов карбид, бориди, например, титанов диборид, алуминиев додекаборид и нитриди, например, алуминиев нитрид, силициев нитрид и циркониев нитрид.
Когато като пълнежен материал се използва алмоокис, температурата е до 1000®С.
Когато пълнежният материал съдържа силициев карбид, температурата е до 1200°С.
Ако се наблюдава тенденция пълнежният материал да реагира с течната алуминиева сплав, това може да се елиминира, като се сведе до минимум времето на инфилтрация и температурата или, като се осигури нереактивен пласт върху пълнежа.
Пълнежният материал може да съдържа субстрат, като въглерод или друг некерамичен материал с керамично покритие, което предпазва субстрата от атака или разрушаване. Подходящи керамични покрития са окиси, карбиди, бориди и нитриди. Керамики, които се предпочитат, са алумоокис и силициев карбид във формата на частици, плочици и влакна. Влакната може да са непрекъснати или във вид на прекъснати нишки. Освен това, керамичната маса може да е хомогенна или хетерогенна.
Силициевият карбид реагира с течния алуминий и образува алуминиев карбид и, когато се използва силициев карбид като пълнежен материал, е целесъобразно да се предотврати или сведе до минимум тази реакция. Алмуминиевият карбид е чувствителен на влага, което потенциално отслабва композиционната структура. Следователно, за да се сведе до минимум или да се предотврати тази реакция, силициевият карбид предварително се изпича в среда от въздух, при което се образува реактивно силициево покритие върху него, или пък алуминиевата сплав се легира допълнително със силиций, а може да се приложат и двата начина. И в двата случая ефектът е увеличаване на силициевото съдържание в сплавта, при което се елиминира образуването на алуминиев карбид. Подобни методи могат да се използват, за да се предотвратят нежелани реакции с други пълнежни материали.
Размерът и формата на керамичния материал могат да бъдат разнообразни, за да се постигнат желаните свойства в композиционната структура. Материалът може да бъде под формата на частици, плочици или влакна, тъй като инфилтрирането не се ограничава от формата на пълнежния материал. Могат да се използват и други форми, като сфери, тръбички, пелети, огнеупорна вата и други подобни. Освен това размерът на материала не ограничава инфилтрирането, въпреки че по-високата температура или по-дълъг период от време може да са необходими, за да се извърши инфилтриране на маса, съставена от по-малки частици, отколкото на такава от по-големи частици. Освен това, масата от керамичен материал, който ще се инфилтрира, е проницаема по отношение на течната алуминиева сплав и съдържащите азот газове. Керамичният материал може да има плътността при застиване или да бъде уплътнен до средна плътност.
Ако след достигане на необходимото количество инфилтрирана проницаема маса алуминиевата сплав се поддържа в течно състояние, в газовата среда се образува алуминиев нитрид поне по една повърхност от проницаемата маза от керамичен пълнежен материал, след което алуминиевата сплав се оставя да се втвърди, за да се получи матрица от твърда алуминиева сплав, съдържаща керамичния пълнежен материал и алуминиев нитрид по/или в близост до поне една повърхност. Степента на нитриране може да се контролира и нитридът може да се образува като прекъсната или непрекъсната фаза в покривания пласт. Следователно е възможно да се промени дадена композиция за някои видове специфично приложение, като се контролира степента на образуване на нитрид по повърхността на композиционната структура, например композиционни структури с алуминиева матрица с повърхностен пласт от алуминиев нитрид могат да се произведат с подобрена износоустойчвост в сравнение с тази на металната матрица.
По метода се получават композиционни структури с матрица от алуминиева сплав с високообемни фракции керамичен материал и ниска пороьзност. По-високообемни фракции керамичен материал могат да се постигнат, като се използва първоначалната маса от керамичен материал с по-ниска порьозност. Повисокообемни фракции могат също да се постигнат, ако керамичната маса се уплътни под налягане при условие, че масата не се превръща в брикет с пори със затворена порьозност или в изцяло плътна структура, което би предотвратило инфлитрирането на течната сплав. При инфилтрирането и образуването на матрицата за дадена система от сплав-керамика, умокрянето на керамичния материал от алуминиевата сплав е преобладаващият инфилтрационен механизъм. При ниска температура протича нищожно или минимално нитриране на метала, изразяващо се в една минимална прекъсната фаза от алуминиев нитрид, разпръснат в металната матрица. С приближаването към горната граница на температурния диапазон нитрирането на метала е много по-засилено. Така количеството на нитрадната фаза в металната матрица може да се контролира посредством промяна на температурата на процеса. Температурата на процеса, при която нитридното образуване става по-изявено, също се мени, в зависимост от някои фактори, като използваната алуминиева сплав и нейното количество, отнесено към обема на пълнежа, керамичният материал, който ще се инфилтрира и концентрацията на азота в използвания газ. Например степента на образуване на алуминиев нитрид при дадена температура се увеличава с намаляване са способността на сплавта да умокря керамичния пълнеж и с увеличаването на концентрацията на азота в газа. Ето защо е възможно да се предопредели съставът на металната матрица по време на образуването на композиционната структура, за да се придадат някои свойства на получаващия се краен продукт. За дадена система температурата на процеса може да се подбере така, че да се контролира образуването на нитрид. Един композиционен продукт, съдържащ алуминиево-нитридна фаза, проявява някои свойства, които могат да бъдат благоприятни по отношение качествата на продукта. Освен това, температурният диапазон за спонтанна инфилтрация с алуминиева сплав може да се променя, в зависимост от използвания керамичен материал. Когато пълнежният материал е алумоокис, температурата за инфилтриране не трябва да надвишава 1000°С, за да е сигурно, че пластичността на матрицата няма да се намали от значителното образуване на нитрид. Въпреки това обаче температура, която надвишава 1000°С, може да се използва, ако се цели получаването на композиция с матрица с по-малка пластичност и по-голяма твърдост. За да се инфилтрират други керамични материали, като силициев карбид, може да се използва по-висока температура-от порядъка на 1200°С, тъй като алуминиевата сплав се нитрира в по-малка степен в сравнение с тази при използването на алумоокис като пълнеж.
Някои термини, използвани в описанието на изобретението, имат следните значения. Изразът “остатъчен неокисляващ газ” означава, че всеки газ, присъстващ в добавка към елементарния азот, е или инертен газ или редуциращ газ, който е нереактивен по отношение на алуминия при условията на процеса. Всеки окисляващ газ, различен от азота, който може да се съдържа като примес в използвания газ, е недостатъчен, за да окисли метала до каквато и да е значителна степен.
Термините “керамика”, “керамичен материал”, “керамичен пълнеж” или “керамичен пълнежен материал” означават керамични материали, като алумоокисни или карборундови влакна и пълнежни материали с покритие от керамични материали въглеродни влакна, покрити с алмоокис или карборунд, които предпазват въглерода от атаката на течния метал. Освен това алуминият, използван в процеса, освен че може да бъде сплавен с магнезий, може да бъде чист или търговски чист продукт, или може да бъде сплавен с желязо, силиций, мед, манган, хром и др.
По метода съгласно изобретението се получават композиционни структури, които имат повишена износо- и топлоустойчивост. Подобрени са и другите им свойства, например, еднородност на структурата, якост и твърдост. Изделията, които се получават съгласно метода, са по-евтини, тъй като не се използват повишено налягане, вакуум или у мокря щи средства.
Изобретението се пояснява с помощта на приложените фигури, които показват микроструктурата на получените композицонни материали с алуминиеви матрици, от които фигури:
фигура 1 представлява микроструктора при 400 пъти увеличение на композиционен материал с армирана с алумоокис алуминиева матрица получена при 850°С съгласно пример 3;
фигура 2 - увеличена 400 пъти микроструктура на композиционна структура с армирана с алмуоокис алуминиева матрица, получена при температура 900°С за 24 ч съгласно пример 3,;
фигура 3 - увеличена 400 пъти микроструктура на композиционен материал с армирана с алумоокис алуминиева матрица/ използвани са по малко по едри алмоокисни частици, например с размер 90 меша спрямо размер 200 меша/, произведена съгласно пример Зв, но при температура 1000°С в продължение на 24 часа.
Изобретението се пояснява със следващите примери.
Примери от 1 до 10. Тези примери поясняват образуването на композиционни структури с матрица от алуминиева сплав, посредством използването на различни комбинации от алуминиево-магнезиеви сплави, алмуоокис, съдържащи азот газове и времетемпературни условия. Тези специфични условия са показани в Таблица 1.
В примерите от 1 до 9 течни алуминиевомагнезиеви сплави, съдържащи поне 1 тегл.% магнезий и един или повече спомагателни легиращи елементи, се подават към повърхността на проницаема маса от алумоокиснии частици в насипно състояние, чрез контактуване на твърдо тяло от сплав с алумоокисната маса. Алумоокисните частици се съдържат в огнеупорна лодкообразна форма с плътност, равна на тези при точката на втвърдяване. Размерът на тялото от сплав е 2,5х 5х 1,3 см. Системата от сплав-керамика се загрява с пещ в присъствие на съдържащ азот газ с дебит 200-300 см3/мин. При условията от таблица 1 течната сплав спонтанно инфилтрира слоя от алумоокисен материал, с изкл. на процеса от пример 2, където настъпва частична инфилтрация. Установи се, че тела от сплав с тегло 43-45 г обикновено са достатъчни, за да се инфилтрира изцяло керамичната маса от 3-40 г. По време на инфилтрирнето на алумоокисния пълнеж в матричната сплав може да се образува алуминиев нитрид, както е обяснено по-горе. Степента на образуване на алуминиевия нитрид може да бъде определена чрез процентното увеличаване на теглото на сплавта, отнесено към количеството сплав, използвано за осъществяване на инфлитрирането. Може да настъпи също и загуба на теглото поради изпаряването на цинка или магнезия, което зависи от времето и температурата. Такива ефекти на изпарение на са измерени директно и при измерванията на нитрирането този фактор не е отчетен. Теоретичното процентно увеличаване на теглото може да бъде 52, базирано на пълното превръщане на алуминия в алуминиев нитрид. Образуването на нитрид в матрицата от алуминиева сплав нараства с увеличаване на температурата. Например процентното увеличаване на теглото на сплавта 5 Mg - 10Si от пример 8 /таблица 1/ е 10,7% при 1000°С, процентното увеличаване на теглото 3,4%. Подобни резултати се получават в пример 14 и са посочени по-нататък. Следователно е възможно предварително да се подбере съставът на матрицата и следователно да се предопределят свойствата на композиционната структура, като се оперира с някои температурни интервали.
За да се образуват композиционни структури, може да се използва инфилтриране на тъкани или нишкови материали. Както е показано в пример 10, един цилиндър от сплав Al-3%Mg с размери 2,2 см дължина, 2,5 см диаметър и тегло 29 г се обвива в тъкан, изработена от алумоокисни влакна Dupont FP, с тегло 3,27 г. След това приготвената система се загрява в присъствие на формовъчен газ. При тези условия сплавта спонтанно инфилтрира алумоокисната тъкан, в резултат на което се получава композиционен продукт.
Предполага се, че азотната среда индуцира спонтанното инфилтриране на сплавта в масата от керамичен материал. За да се определи значимостта на азота, се прави контролен експеримент в който се използва свободен от азот газ. Както е показано на таблица 1, контролният експеримент < 216>1 се прави по същия начин, както в пример 8, но се използва свободен от азот газ. Установи се, че при тези условия течната алуминиева сплав не инфилтрира алумоокисния пласт.
Направен е анализ на сканирани под електронен микроскоп изображения на композицонни структури с алуминиева матрица, за да се определи обемната фракция на керамичния пълнеж, матрицата на сплавта и порьозността на композиционната структура. Резултатите показват, че обемното съотношение между керамичния пълнеж и матрицата на сплавта е обикновено по-голямо от 1:1. Например в опита, описан в пример 3, се установи, че композицията съдържа в об.% 60 алумоокис, 39,7 матрица и 0,3 пори.
Микроструктурата на фигура 1 показва композицонна структура, получена съгласно пример 3. Виждат се алумоокисни частици 10, включени в матрицата 12 на алуминиевата сплав. Както може да се види от изследването на фазовите граници, съществува интимен контакт между алмуокисните частици и матричната сплав. Настъпва минимално нитриране на матрицата на сплавта по време на инфилтрирането при 850°С, както се вижда от сравняването на фигури 2 и 3.Количеството на нитрида в металната матрица се потвърждава от рентгенографски анализ, който разкрива големи пикове за алуминия и алумоокиса и съвсем незначителни рискове за алуминиевия нитрид.
Степента на нитриране за дадена система от алуминиева сплав-керамичен материалнитриращ газ нараства с увеличаването на температурата за даден период от време. Така, когато се използват параметрите, при които се получава композицията от фигура 1, с изкл. на температура 900°С и за период от 24 часа, се установи, че степента на нитриране се увеличава значително, което е отразено на фиг.2. Този експеримент се разглежда понататък в пример За. По-голямата степен на образуване на нитрид е очевидна при сравнение на фигурите 1 и 2.
Установи се, че свойствата на композицоанната структура могат да се подбират чрез избора на типа и размера на пълнежа, а така също и чрез подбора на условията, при които протича процесът. За да се демонстрира тази възможност, е изработена композицонна структура със сплав и условия на прбцеса, като тези от примери 3, с тази разлика, че тук се използва температура 1000°С, 24-часов период от време и алумоокисен пълнеж с размер на частиците 90 меша, вместо 220 меша. Плътността и модулите на еластичност на тази композиция в пример Зв и тази от пример За са посочени по-нататък.
Пример № Температура, в °C/ Плътност, в г/см3/ Модул на еластичност на Юнг, в GPa
За 900 3,06 154
Зв 1000 3,13 184
Показаните резултати поясняват, че с промяната на пълнежа и условията за протичане на процеса е възможно да се модифицират свойствата на композиционната структура. За разлика от показаните резултати модулът на еластичност на Юнг за алуминий е 70 GPa. Също така, сравнението между фигурите 2 и 3 показва, че в пример Зв има много по-висока концентрация на образувания ALN, отколкото в За. Въпреки че размерът на пълнежните частици в двата примера е различен, по-високата концентрация на алуминиев нитрид се счита, че в резултат от по-високата температура на протичане на процеса, което е основна причина за повисокия модул на еластичност на Юнг на композиционната структура от пример Зв / модулът на еластичност на Юнг за ALN е 345 GPA/.
Примери от 11 до 21. По метода съгласно изобретението могат да се използват керамични материали, различни от алумоокис. Както е показано в примерите от 11 до 21 от таблица II, може да се получават композиционни структури с матрица от алуминиева сплав, армирана с карборунд. за получаване на такива композиционни структури се използват различни комбинации от съдържащи магнезий алуминиеви сплави, карборундови армиращи материали, съдържащи азот газове и време-температурни условия. Спазва се процедурата, описана в примерите от 1 до 9 с изкл. на това, че алмуокисът е заместен от силициев карбид / карборунд/. Дебитът на протичащия газ е от 200 до 350 см3/мин. При условията от примерите от 11 до 21 от таблица 2 сплавта спонтанно инфилтрира силициевия карбид.
Обемното съотношение между силициевия карбид и алуминиевата сплав в композицонната структура, получена в тези примери, обикновено е над 1:1. Например рентгеногравски анализ на продукта от пример 13 показва, че продуктът съдържа в об.%: 57,4 силициев карбид, 40,5 метал/алуминиева сплав и силиций/ и е с 2,1 об.% порьозност.
Направени са експерименти при условията на контролните експерименти 2 и 3 от таблица 2, за да бъде определен ефектът от отсъствието на магнезий върху способността на алуминиевите сплави спонтанно да инфилтрират силициеви карбид. При условията на тези контролни експерименти не настъпва спонтанна инфилтрация, когато в сплавта няма магнезий/.
Според контролен експеримент 4, направен при условията на пример 17, с изкл. на това, че се използва свободен от азот газ, течната сплав не инфилтрира масата от силициев карбид.
Влиянието на температурата се пояснява чрез повтарянето на пример 14 при пет различни температури. На таблица 2 е показан пример 14, протекъл при 800°С, като теглото се увеличава с 1,8%, а когато цикълът се повтори при температура 900, 1000 и 1100°, увеличението на теглото е съответно с 2,5%,2,8% и 3,5%. За експеримент, проведен при 1200°С, се наблюдава увеличаване на теглото с до 14,9%. Процентното увеличение на теглото при тези експерименти е по-ниско от това в примерите, използващи алумоокисен пълнеж.
В композиционните структури могат да се използват материали, различни от алумоокис и силициев карбид, като керамични пълнежни материали, например/циркониев двуокис алуминиев нитрид и титанов диборид, показани съответно в примерите от 22 до 24.
Пример 22. Алуминиева сплав, съдържаща 5% магнезий и 10% силиций, се разтопява в контакт с повърхността на слой от циркониеви частици /220 меша SCMg 3 от Магнезиум Електрон/ в среда от формовъчен газ. При тези условия течната сплав спонтанно инфилтрира циркониевия слой, в резултат на което се получава композиция с метална матрица.
Пример 23. Прилага се процедурата, описана в примерите от 1 до 9, за два експеримента, но алмуоокисът се заменя с прах от алуминиев нитрид с големина на частиците под 10 микрона /продукт на Elektroschlezwerk Kempton GmbH/. Системата от сплав и пласт от пълнежен материал се загрява в среда от азот при 1200°С в продължение на 12 часа. Слоят от алуминиев нитрид спонтанно се инфилтрира от сплавта, в резултат на което се получава композиция с метална матрица. Определено посредством измервания на процентното увеличение на теглото минималното образуване на нитриди, съпроводено с отлична инфилтрация и образуване на метална матрица, се постига със сплави 3Mg и 3Mg-10Si. Процентното увеличение съответно е 9,56% и 6,9%.
Пример 24. Работи се, както е описано в пример 23, но прахът от алуминиев нитрид се заменя с прах от титанов диборид с големина на частиците 5-6 микрона/клас НТС-продукт на Union Karbait/.Прахът спонтанно се инфилтрира от алуминиеви сплави със същия състав, както тази в пример 23, като се образува една равномерна метална матрица, включваща в себе си праха от титанов диборид с минимално образуване на нитрид в сплавта. Процентното увеличение на теглото е 11,3% и 4,9% съответно за сплавите AI-3Mg и А13Mg-10Si.
Таблица 1
Алуминиева матрица - алумоокисни композиции
Пример Контролен Състав*7 на Размер Състав на Темп. Време на
№ експери- алуминие- 5 на час- газа, в % ,в°С/ин-
мент № вата сплав тиците филтр.,
/%/ от А1203 в час
в меша
1 3Mg-5si 220 Формовъчен 67 1000 • 5
2 lMg-5si 220 Формовъчен 1000 5
3 3Mg-5si-6zn 220 Формовъчен 850 18
4 5Mg-5si 15 220 Формовъчен 900 5
5 5Mg-5si 90 50/50 N2/Ar 1000 5
6 - 5Mg-5si 90 30/70 Nj/Аг 1000 24
7 5Mg-5si 90 10/90 Ν2/Αγ 1000 72
8 5Mg-10si 220 Формовъчен 1000 10
9 5Mg-10si 20 220 n2 1000 10
10 3Mg на Формовъчен 1100- 2
влакна 1200
1 5Mg-10si 220 96/4 Ar/H2 1000 10
а/ останалото-алуминий б/ 96% Nj/4% Н2
Таблица 2
Алуминиева матрица - силициево-карбидни композиции
При- Контр. Състав на алуминиевата сплав в/%/ Вид SiC Състав на газа Темп. в°С Време ,в час
мер № експ. №
11 - 3Mg 500-меша частиц *·6 Формовъчен 1000 24
12 - 3Mg-10si Η ίί Формовъчен 1000 24
- 2 Чист Al а а Формовъчен 1000 24
- 3 10si и Μ Формовъчен 1000 24
13 - 3Mg-15si 500-меша частици6 Формовъчен 950 24
14 - 5Mg-15si 500-меша частици*·6 Формо- 800 10
въчен
15 5Mg-15si 500-меша частици* 6 Формовъчен 1000 10
16 - 5Mg-15si 44 44 n2 1000 10
4 5Mg-15si 44 44 Аргон 1000 10
17 5Mg-17si 44 «4 Формовъчен 1000 10
18 lMg-3si 44 44 Формовъчен 1200 10
19 5Mg-15si Свободни SiC влакна’ 5,6 мила* Формовъчен 950 18
20 - 5mg-15si SiC власинкиг Формовъчен 850 '24
21 5Mg-15si Накъсани SiC влакна“ Формовъчен 900 24
’Предварително'загрети при 1250°С за 24 часа 639 Кристолон /99% чист Sic - производство на Norton Co.
’продукт на Awco ГВ пресувана форма, поставени върху ZrO2, който от своя страна е нанесен върху слой от А1Д “Влакна Никалон, произведени от Nipon Carbon Co.
Ч мила=0,254 мм

Claims (17)

1. Метод за получаване на композиционен материал с метална матрица, характеризиращ се с това, че алуминиева сплав, съдържаща алуминий и поне 1 тегл. % магнезий, контактува с проницаем керамичен пълнежен материал при температура 7001200°С в присъствие на газ, съставен от 10 до 100 обм.% азот, а останалото е неокисляващ газ, при което проницаемият керамичен пълнежен материал се инфилтрира от стопената алуминиева сплав и след достигане на желаната степен на инфилтриране стопената алуминиева сплав се оставя да се втвърди, като образува композиционен материал с твърда метална матрица, включващ керамичния пълнежен материал.
2. Метод съгласно претенция 1, характеризиращ се с това, че температурата 1100-1200°С и при инфилтрирането на стопената алуминиева сплав в проницаемия керамичен пълнежен материал се образува диспергирана фаза от алуминиев нитрид.
3. Метод съгласно претенция 1, характеризиращ се с това, че газът е азот.
4. Метод съгласно претенция 1, характеризиращ се с това, че газът съдържа поне 50% об. азот, а останалото е аргон.
5. Метод съгласно претенция 1, характеризиращ се с това, че газът съдържа поне 50% об. азот, а останалото е водород.
6. Метод съгласно претенция 1, характеризиращ се с това, че алуминиевата сплав съдържа поне 3 тегл.% магнезий.
7. Метод съгласно претенция 1, характеризиращ се с това, че алуминиевата сплав съдържа поне един допълнителен легиращ елемент освен магнезия.
8. Метод съгласно претенция 1, характеризиращ се с това, че керамичният пълнежен материал е от групата, съдържаща окиси, карбиди, бориди и нитриди.
9. Метод съгласно претенция 8, характеризиращ се с това, че керамичният пълнежен материал съдържа алуминиев окис, а температурата е от 1000°С.
10. Метод съгласно претенция 8, характеризиращ се с това, че керамичният пълнежен материал съдържа силициев карбид, а температурата е до 1200°С.
11. Метод съгласно претенция 8, характеризиращ се с това, че керамичният пълнежен материал съдържа циркониев двуокис.
12. Метод съгласно претенция 8, характеризиращ се с това, че керамичният пълнежен материал е титанов диборид.
13. Метод съгласно претенция 8, характеризиращ се с това, че керамичният 5 пълнежен материал е алуминиев нитрид.
14. Метод съгласно претенция 1, характеризиращ се с това, че керамичният пълнежен материал представлява пълнежен материал и керамично покритие, което е 10 избрано от групата, съставена от окиси, карбиди, бориди и нитриди.
15. Метод съгласно претенция 14, характеризиращ се с това, че пълнежният материал е въглерод. 15
16. Метод съгласно претенция 15, характеризиращ се с- това, че пълнежният материал е от въглеродни влакна.
17. Метод съгласно претенция 1, характеризиращ се с това, че след постигане 20 на необходимото количество инфилтрирана проницаема маса алуминиевата сплав се поддържа в стопено състояние в газовата среда, като се образува алуминиев нитрид поне по едната повърхност от проницаемата маза на пълнежа, след което алуминиевата сплав се оставя да се втвърди, като се образува матрица от твърда алуминиева сплав, включваща керамичен пълнежен материал и алуминиев нитрид поне върху/или в близост до една повърхност.
BG084127A 1987-05-13 1988-05-12 Метод за производство на композиционен материал с метална матрица BG60257B1 (bg)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US07/049,171 US4828008A (en) 1987-05-13 1987-05-13 Metal matrix composites

Publications (2)

Publication Number Publication Date
BG60257B2 true BG60257B2 (bg) 1994-03-24
BG60257B1 BG60257B1 (bg) 1994-03-24

Family

ID=21958401

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
BG084127A BG60257B1 (bg) 1987-05-13 1988-05-12 Метод за производство на композиционен материал с метална матрица

Country Status (30)

Country Link
US (3) US4828008A (bg)
EP (1) EP0291441B1 (bg)
JP (1) JP2641901B2 (bg)
KR (1) KR960008725B1 (bg)
CN (1) CN1021349C (bg)
AT (1) ATE108217T1 (bg)
AU (3) AU613038B2 (bg)
BG (1) BG60257B1 (bg)
BR (1) BR8802298A (bg)
CA (1) CA1321905C (bg)
CZ (1) CZ284399B6 (bg)
DE (1) DE3850523T2 (bg)
DK (1) DK261288A (bg)
ES (1) ES2058324T3 (bg)
FI (1) FI91087C (bg)
HU (1) HU205051B (bg)
IE (1) IE64263B1 (bg)
IL (1) IL86261A (bg)
IN (1) IN169576B (bg)
MX (1) MX166353B (bg)
NO (1) NO174973C (bg)
NZ (1) NZ224595A (bg)
PH (1) PH24832A (bg)
PL (1) PL158056B1 (bg)
PT (1) PT87466B (bg)
RO (1) RO101345B (bg)
SU (1) SU1838441A1 (bg)
TR (1) TR24205A (bg)
TW (1) TW209880B (bg)
YU (1) YU46981B (bg)

Families Citing this family (154)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4828008A (en) * 1987-05-13 1989-05-09 Lanxide Technology Company, Lp Metal matrix composites
US5141819A (en) * 1988-01-07 1992-08-25 Lanxide Technology Company, Lp Metal matrix composite with a barrier
US4935055A (en) * 1988-01-07 1990-06-19 Lanxide Technology Company, Lp Method of making metal matrix composite with the use of a barrier
US5277989A (en) * 1988-01-07 1994-01-11 Lanxide Technology Company, Lp Metal matrix composite which utilizes a barrier
DE68911559T2 (de) * 1988-03-15 1994-05-11 Lanxide Technology Co Ltd Verbundkörper mit Metallmatrix und Verfahren zu ihrer Herstellung.
JPH01287242A (ja) * 1988-05-11 1989-11-17 Hitachi Ltd 表面改質部品およびその製法
CA1338006C (en) * 1988-06-17 1996-01-30 James A. Cornie Composites and method therefor
US4932099A (en) * 1988-10-17 1990-06-12 Chrysler Corporation Method of producing reinforced composite materials
US5199481A (en) * 1988-10-17 1993-04-06 Chrysler Corp Method of producing reinforced composite materials
CA2000770C (en) * 1988-10-17 2000-06-27 John M. Corwin Method of producing reinforced composite materials
US5172746A (en) * 1988-10-17 1992-12-22 Corwin John M Method of producing reinforced composite materials
US5267601A (en) * 1988-11-10 1993-12-07 Lanxide Technology Company, Lp Method for forming a metal matrix composite body by an outside-in spontaneous infiltration process, and products produced thereby
US5000247A (en) * 1988-11-10 1991-03-19 Lanxide Technology Company, Lp Method for forming metal matrix composite bodies with a dispersion casting technique and products produced thereby
US5518061A (en) * 1988-11-10 1996-05-21 Lanxide Technology Company, Lp Method of modifying the properties of a metal matrix composite body
US5165463A (en) * 1988-11-10 1992-11-24 Lanxide Technology Company, Lp Directional solidification of metal matrix composites
US5016703A (en) * 1988-11-10 1991-05-21 Lanxide Technology Company, Lp Method of forming a metal matrix composite body by a spontaneous infiltration technique
US5007475A (en) * 1988-11-10 1991-04-16 Lanxide Technology Company, Lp Method for forming metal matrix composite bodies containing three-dimensionally interconnected co-matrices and products produced thereby
US5303763A (en) * 1988-11-10 1994-04-19 Lanxide Technology Company, Lp Directional solidification of metal matrix composites
US5005631A (en) * 1988-11-10 1991-04-09 Lanxide Technology Company, Lp Method for forming a metal matrix composite body by an outside-in spontaneous infiltration process, and products produced thereby
US5526867A (en) * 1988-11-10 1996-06-18 Lanxide Technology Company, Lp Methods of forming electronic packages
US5004036A (en) * 1988-11-10 1991-04-02 Lanxide Technology Company, Lp Method for making metal matrix composites by the use of a negative alloy mold and products produced thereby
US5172747A (en) * 1988-11-10 1992-12-22 Lanxide Technology Company, Lp Method of forming a metal matrix composite body by a spontaneous infiltration technique
US5119864A (en) * 1988-11-10 1992-06-09 Lanxide Technology Company, Lp Method of forming a metal matrix composite through the use of a gating means
US5301738A (en) * 1988-11-10 1994-04-12 Lanxide Technology Company, Lp Method of modifying the properties of a metal matrix composite body
IE74680B1 (en) * 1988-11-10 1997-07-30 Lanxide Technology Co Ltd Methods of forming metal matrix composite bodies by a spontaneous infiltration process
US5249621A (en) * 1988-11-10 1993-10-05 Lanxide Technology Company, Lp Method of forming metal matrix composite bodies by a spontaneous infiltration process, and products produced therefrom
US5040588A (en) * 1988-11-10 1991-08-20 Lanxide Technology Company, Lp Methods for forming macrocomposite bodies and macrocomposite bodies produced thereby
US5007476A (en) * 1988-11-10 1991-04-16 Lanxide Technology Company, Lp Method of forming metal matrix composite bodies by utilizing a crushed polycrystalline oxidation reaction product as a filler, and products produced thereby
US5287911A (en) * 1988-11-10 1994-02-22 Lanxide Technology Company, Lp Method for forming metal matrix composites having variable filler loadings and products produced thereby
US5240062A (en) * 1988-11-10 1993-08-31 Lanxide Technology Company, Lp Method of providing a gating means, and products thereby
US5163499A (en) * 1988-11-10 1992-11-17 Lanxide Technology Company, Lp Method of forming electronic packages
US5249620A (en) * 1988-11-11 1993-10-05 Nuovo Samim S.P.A. Process for producing composite materials with a metal matrix with a controlled content of reinforcer agent
FR2639360B1 (fr) * 1988-11-21 1991-03-15 Peugeot Procede de fabrication d'un materiau composite a matrice metallique, et materiau obtenu par ce procede
KR970009995B1 (ko) * 1989-01-20 1997-06-20 니흥 고오강 가부시끼 가이샤 금속함침 내화물 및 그 제조 방법
JPH02213431A (ja) * 1989-02-13 1990-08-24 Kobe Steel Ltd ＳｉＣウィスカ強化Ａｌ合金複合材料
AU647024B2 (en) * 1989-07-07 1994-03-17 Lanxide Corporation Methods for forming macrocomposite bodies and macrocomposite bodies produced thereby
US5236032A (en) * 1989-07-10 1993-08-17 Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha Method of manufacture of metal composite material including intermetallic compounds with no micropores
US5224533A (en) * 1989-07-18 1993-07-06 Lanxide Technology Company, Lp Method of forming metal matrix composite bodies by a self-generated vaccum process, and products produced therefrom
US5188164A (en) * 1989-07-21 1993-02-23 Lanxide Technology Company, Lp Method of forming macrocomposite bodies by self-generated vacuum techniques using a glassy seal
US5247986A (en) * 1989-07-21 1993-09-28 Lanxide Technology Company, Lp Method of forming macrocomposite bodies by self-generated vacuum techniques, and products produced therefrom
US5284695A (en) * 1989-09-05 1994-02-08 Board Of Regents, The University Of Texas System Method of producing high-temperature parts by way of low-temperature sintering
IL95930A0 (en) * 1989-10-30 1991-07-18 Lanxide Technology Co Ltd Anti-ballistic materials and methods of making the same
US5163498A (en) * 1989-11-07 1992-11-17 Lanxide Technology Company, Lp Method of forming metal matrix composite bodies having complex shapes by a self-generated vacuum process, and products produced therefrom
NO169646C (no) * 1990-02-15 1992-07-22 Sinvent As Fremgangsmaate for fremstilling av gjenstander av komposittmaterialer
US5529108A (en) * 1990-05-09 1996-06-25 Lanxide Technology Company, Lp Thin metal matrix composites and production methods
ATE151470T1 (de) * 1990-05-09 1997-04-15 Lanxide Technology Co Ltd Verfahren mit sperrwerkstoffe zur herstellung eines verbundwerkstoffes mit metallmatrix
ATE119510T1 (de) * 1990-05-09 1995-03-15 Lanxide Technology Co Ltd Makro-verbundkörper und verfahren zu ihrer herstellung.
CA2081555A1 (en) * 1990-05-09 1992-11-08 Marc Stevens Newkirk Porous metal matrix composites and production methods
US5487420A (en) * 1990-05-09 1996-01-30 Lanxide Technology Company, Lp Method for forming metal matrix composite bodies by using a modified spontaneous infiltration process and products produced thereby
WO1991017279A1 (en) * 1990-05-09 1991-11-14 Lanxide Technology Company, Lp Rigidized filler materials for metal matrix composites
US5329984A (en) * 1990-05-09 1994-07-19 Lanxide Technology Company, Lp Method of forming a filler material for use in various metal matrix composite body formation processes
US5505248A (en) * 1990-05-09 1996-04-09 Lanxide Technology Company, Lp Barrier materials for making metal matrix composites
US5851686A (en) * 1990-05-09 1998-12-22 Lanxide Technology Company, L.P. Gating mean for metal matrix composite manufacture
US5361824A (en) * 1990-05-10 1994-11-08 Lanxide Technology Company, Lp Method for making internal shapes in a metal matrix composite body
US5028392A (en) * 1990-06-14 1991-07-02 Alcan International Ltd. Melt process for the production of metal-matrix composite materials with enhanced particle/matrix wetting
US5232040A (en) * 1990-07-12 1993-08-03 Lanxide Technology Company, Lp Method for reducing metal content of self-supporting composite bodies and articles formed thereby
US5394930A (en) * 1990-09-17 1995-03-07 Kennerknecht; Steven Casting method for metal matrix composite castings
US5154425A (en) * 1990-10-19 1992-10-13 Lanxide Technology Company, Lp Composite golf club head
AU9156591A (en) * 1990-12-05 1992-07-08 Lanxide Technology Company, Lp Tooling materials for molds
US5406029A (en) * 1991-02-08 1995-04-11 Pcc Composites, Inc. Electronic package having a pure metal skin
US5616421A (en) * 1991-04-08 1997-04-01 Aluminum Company Of America Metal matrix composites containing electrical insulators
US5259436A (en) * 1991-04-08 1993-11-09 Aluminum Company Of America Fabrication of metal matrix composites by vacuum die casting
US5652723A (en) * 1991-04-18 1997-07-29 Mitsubishi Denki Kabushiki Kaisha Semiconductor memory device
US5240672A (en) * 1991-04-29 1993-08-31 Lanxide Technology Company, Lp Method for making graded composite bodies produced thereby
CA2103255A1 (en) * 1991-06-19 1992-12-20 Jack A. Kuszyk Novel aluminum nitride refractory materials and methods for making the same
US5435966A (en) * 1991-07-12 1995-07-25 Lanxide Technology Company, Lp Reduced metal content ceramic composite bodies
US5620791A (en) * 1992-04-03 1997-04-15 Lanxide Technology Company, Lp Brake rotors and methods for making the same
US5503122A (en) * 1992-09-17 1996-04-02 Golden Technologies Company Engine components including ceramic-metal composites
US5525374A (en) * 1992-09-17 1996-06-11 Golden Technologies Company Method for making ceramic-metal gradient composites
US6338906B1 (en) 1992-09-17 2002-01-15 Coorstek, Inc. Metal-infiltrated ceramic seal
US6143421A (en) * 1992-09-17 2000-11-07 Coorstek, Inc. Electronic components incorporating ceramic-metal composites
US5614043A (en) 1992-09-17 1997-03-25 Coors Ceramics Company Method for fabricating electronic components incorporating ceramic-metal composites
US5626914A (en) * 1992-09-17 1997-05-06 Coors Ceramics Company Ceramic-metal composites
US5676907A (en) * 1992-09-17 1997-10-14 Coors Ceramics Company Method for making near net shape ceramic-metal composites
US5735332A (en) * 1992-09-17 1998-04-07 Coors Ceramics Company Method for making a ceramic metal composite
US5511603A (en) * 1993-03-26 1996-04-30 Chesapeake Composites Corporation Machinable metal-matrix composite and liquid metal infiltration process for making same
US5848349A (en) * 1993-06-25 1998-12-08 Lanxide Technology Company, Lp Method of modifying the properties of a metal matrix composite body
US5350003A (en) * 1993-07-09 1994-09-27 Lanxide Technology Company, Lp Removing metal from composite bodies and resulting products
US5888269A (en) * 1993-10-05 1999-03-30 Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha Nitriding agent
US5526914A (en) * 1994-04-12 1996-06-18 Lanxide Technology Company, Lp Brake rotors, clutch plates and like parts and methods for making the same
JP2829241B2 (ja) * 1994-07-26 1998-11-25 三菱電機株式会社 プラント支援装置
DE69521432T2 (de) * 1994-08-01 2002-05-29 Internat Titanium Powder L L C Verfahren zur herstellung von metallen und anderen elementen
GB2294474B (en) * 1994-10-26 1998-04-29 Honda Motor Co Ltd Method for forming an aluminium or aluminium alloy composite material.
US5902429A (en) * 1995-07-25 1999-05-11 Westaim Technologies, Inc. Method of manufacturing intermetallic/ceramic/metal composites
US5900277A (en) * 1996-12-09 1999-05-04 The Dow Chemical Company Method of controlling infiltration of complex-shaped ceramic-metal composite articles and the products produced thereby
DE19708509C1 (de) * 1997-03-03 1998-09-10 Fraunhofer Ges Forschung Kompositkeramik mit einer Gradientenstruktur und Verfahren zu deren Herstellung
JP3739913B2 (ja) * 1997-11-06 2006-01-25 ソニー株式会社 窒化アルミニウム−アルミニウム系複合材料及びその製造方法
EP1119647A2 (en) * 1997-12-19 2001-08-01 Lanxide Technology Company, Lp Aluminum nitride surfaced components
EP1127172A2 (en) * 1997-12-19 2001-08-29 Advanced Materials Lanxide, LLC Metal matrix composite body having a surface of increased machinability and decreased abrasiveness
JP4304749B2 (ja) * 1998-02-24 2009-07-29 住友電気工業株式会社 半導体装置用部材の製造方法
US6270601B1 (en) 1998-11-02 2001-08-07 Coorstek, Inc. Method for producing filled vias in electronic components
US6723279B1 (en) 1999-03-15 2004-04-20 Materials And Electrochemical Research (Mer) Corporation Golf club and other structures, and novel methods for making such structures
US6451385B1 (en) * 1999-05-04 2002-09-17 Purdue Research Foundation pressure infiltration for production of composites
US6503572B1 (en) * 1999-07-23 2003-01-07 M Cubed Technologies, Inc. Silicon carbide composites and methods for making same
US6355340B1 (en) 1999-08-20 2002-03-12 M Cubed Technologies, Inc. Low expansion metal matrix composites
US6250127B1 (en) 1999-10-11 2001-06-26 Polese Company, Inc. Heat-dissipating aluminum silicon carbide composite manufacturing method
US6960022B2 (en) * 1999-12-01 2005-11-01 Kulicke & Soffa Investments, Inc. Macrocomposite guideway and gib produced therefrom
US6398837B1 (en) 2000-06-05 2002-06-04 Siemens Westinghouse Power Corporation Metal-ceramic composite candle filters
US6848163B2 (en) * 2001-08-31 2005-02-01 The Boeing Company Nanophase composite duct assembly
US7621977B2 (en) * 2001-10-09 2009-11-24 Cristal Us, Inc. System and method of producing metals and alloys
US20030079640A1 (en) * 2001-10-26 2003-05-01 Kulicke & Soffa Investments, Inc. Macrocomposite guideway and rail produced therefrom
US6635357B2 (en) * 2002-02-28 2003-10-21 Vladimir S. Moxson Bulletproof lightweight metal matrix macrocomposites with controlled structure and manufacture the same
UA79310C2 (en) * 2002-09-07 2007-06-11 Int Titanium Powder Llc Methods for production of alloys or ceramics with the use of armstrong method and device for their realization
US7632333B2 (en) * 2002-09-07 2009-12-15 Cristal Us, Inc. Process for separating TI from a TI slurry
AU2003298572A1 (en) * 2002-09-07 2004-04-19 International Titanium Powder, Llc. Filter cake treatment method
US6823928B2 (en) * 2002-09-27 2004-11-30 University Of Queensland Infiltrated aluminum preforms
US6997232B2 (en) * 2002-09-27 2006-02-14 University Of Queensland Infiltrated aluminum preforms
US7036550B2 (en) * 2002-09-27 2006-05-02 University Of Queensland Infiltrated aluminum preforms
US6848494B2 (en) * 2002-09-27 2005-02-01 3D Systems, Inc. Wetting agent for infiltrated aluminum preforms
US20060107790A1 (en) * 2002-10-07 2006-05-25 International Titanium Powder, Llc System and method of producing metals and alloys
DE602004014753D1 (de) * 2003-04-09 2008-08-14 Dow Global Technologies Inc Zusammensetzung für die herstellung von metal verbundwerkstoffe
US7022629B2 (en) * 2003-08-12 2006-04-04 Raytheon Company Print through elimination in fiber reinforced matrix composite mirrors and method of construction
US20070180951A1 (en) * 2003-09-03 2007-08-09 Armstrong Donn R Separation system, method and apparatus
US7282274B2 (en) * 2003-11-07 2007-10-16 General Electric Company Integral composite structural material
US20070017319A1 (en) 2005-07-21 2007-01-25 International Titanium Powder, Llc. Titanium alloy
JP5393152B2 (ja) * 2005-09-07 2014-01-22 エム キューブド テクノロジーズ， インコーポレイテッド 金属マトリックス複合体本体、及びこれを作製するための方法
US20070079908A1 (en) 2005-10-06 2007-04-12 International Titanium Powder, Llc Titanium boride
US20080031766A1 (en) * 2006-06-16 2008-02-07 International Titanium Powder, Llc Attrited titanium powder
US7755185B2 (en) 2006-09-29 2010-07-13 Infineon Technologies Ag Arrangement for cooling a power semiconductor module
US7753989B2 (en) * 2006-12-22 2010-07-13 Cristal Us, Inc. Direct passivation of metal powder
US7846554B2 (en) * 2007-04-11 2010-12-07 Alcoa Inc. Functionally graded metal matrix composite sheet
US8403027B2 (en) * 2007-04-11 2013-03-26 Alcoa Inc. Strip casting of immiscible metals
US9127333B2 (en) * 2007-04-25 2015-09-08 Lance Jacobsen Liquid injection of VCL4 into superheated TiCL4 for the production of Ti-V alloy powder
CN100552072C (zh) * 2007-11-08 2009-10-21 上海交通大学 原位自生氮化铝增强镁基复合材料及其制备方法
US8132493B1 (en) * 2007-12-03 2012-03-13 CPS Technologies Hybrid tile metal matrix composite armor
EP2238612B1 (en) * 2008-01-30 2013-03-13 Innovent Technologies, Llc Method and apparatus for manufacture of via disk
WO2010020362A1 (de) * 2008-08-17 2010-02-25 Oerlikon Trading Ag, Trübbach Verwendung eines targets für das funkenverdampfen und verfahren zum herstellen eines für diese verwendung geeigneten targets
US8956472B2 (en) * 2008-11-07 2015-02-17 Alcoa Inc. Corrosion resistant aluminum alloys having high amounts of magnesium and methods of making the same
JP4826849B2 (ja) * 2009-04-20 2011-11-30 株式会社デンソー Ａｌ−ＡｌＮ複合材料、Ａｌ−ＡｌＮ複合材料の製造方法及び熱交換器
US8865607B2 (en) * 2010-11-22 2014-10-21 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Infiltrated silicon carbide bodies and methods of making
DE102011012142B3 (de) * 2011-02-24 2012-01-26 Daimler Ag Aluminium-Matrixverbundwerkstoff, Halbzeug aus dem Aluminium-Matrixverbundwerkstoff und Verfahren zu dessen Herstellung
CN103031479A (zh) * 2011-09-29 2013-04-10 比亚迪股份有限公司 一种铝基金属陶瓷复合材料及其制备方法
WO2014121384A1 (en) 2013-02-11 2014-08-14 National Research Counsil Of Canada Metal matrix composite and method of forming
CA2912021C (en) 2013-06-19 2020-05-05 Rio Tinto Alcan International Limited Aluminum alloy composition with improved elevated temperature mechanical properties
ITTO20130531A1 (it) 2013-06-27 2013-09-26 Torino Politecnico Metodo per la fabbricazione di compositi a matrice di alluminio tramite infiltrazione senza pressione
RU2547988C1 (ru) * 2013-09-16 2015-04-10 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" Литой композиционный материал на основе алюминиевого сплава и способ его получения
CN103898343B (zh) * 2013-12-26 2016-05-04 中北大学 一种富铝金属间化合物增强铝基复合材料制备方法
CN103695673B (zh) * 2013-12-26 2015-09-09 中北大学 一种金属间化合物颗粒Al3-M增强铝基复合材料的制备方法
CN103922814B (zh) * 2014-03-27 2016-02-24 中钢集团洛阳耐火材料研究院有限公司 一种复合结构的氧化锆耐火制品
KR101694260B1 (ko) 2014-12-11 2017-01-09 이건배 알루미늄 기지 복합재료의 제조방법 및 이에 의하여 제조된 알루미늄 기지 복합재료
US10094006B2 (en) 2014-12-15 2018-10-09 Alcom Method of fabricating an aluminum matrix composite and an aluminum matrix composite fabricated by the same
US9993996B2 (en) * 2015-06-17 2018-06-12 Deborah Duen Ling Chung Thixotropic liquid-metal-based fluid and its use in making metal-based structures with or without a mold
CN106075485A (zh) * 2016-06-15 2016-11-09 苏州洪河金属制品有限公司 一种新型高温高压灭菌锅内胆材料及其制备方法
WO2018069772A1 (en) * 2016-10-12 2018-04-19 The Hong Kong University Of Science And Technology Lightweight and highly tough aluminum composite with ceramic matrix
CN106733421B (zh) * 2016-12-19 2019-12-17 湖南顶立科技有限公司 一种浸渍装置及浸渍方法
CN106424667B (zh) * 2016-12-19 2018-08-03 湖南顶立科技有限公司 一种浸渍设备及浸渍方法
EP3579997A1 (en) * 2017-02-13 2019-12-18 Oerlikon Surface Solutions AG, Pfäffikon Insitu metal matrix nanocomposite synthesis by additive manufacturing route
CN108715981B (zh) * 2018-05-29 2019-11-19 界首万昌新材料技术有限公司 一种吊椅椅背支撑用泡沫铝及其制备方法
CN110144479B (zh) * 2019-05-15 2020-06-16 内蒙古工业大学 原位合成具有分级结构的铝基复合材料的方法
US11136268B2 (en) 2020-02-14 2021-10-05 Fireline, Inc. Ceramic-metallic composites with improved properties and their methods of manufacture
CN111876723B (zh) * 2020-08-11 2023-08-29 盐城科奥机械有限公司 一种渗锌方法以及防腐蚀金属件
JP6984926B1 (ja) 2021-04-19 2021-12-22 アドバンスコンポジット株式会社 金属基複合材料の製造方法及びプリフォームの作製方法
WO2023278878A1 (en) * 2021-07-01 2023-01-05 Divergent Technologies, Inc. Al-mg-si based near-eutectic alloy composition for high strength and stiffness applications
CN114672699A (zh) * 2022-03-22 2022-06-28 山东金马汽车装备科技有限公司 一种高强高塑性铝基复合材料及其制备工艺

Family Cites Families (53)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2951771A (en) * 1956-11-05 1960-09-06 Owens Corning Fiberglass Corp Method for continuously fabricating an impervious metal coated fibrous glass sheet
US3031340A (en) * 1957-08-12 1962-04-24 Peter R Girardot Composite ceramic-metal bodies and methods for the preparation thereof
US3149409A (en) * 1959-12-01 1964-09-22 Daimler Benz Ag Method of producing an engine piston with a heat insulating layer
US3364976A (en) * 1965-03-05 1968-01-23 Dow Chemical Co Method of casting employing self-generated vacuum
US3547180A (en) * 1968-08-26 1970-12-15 Aluminum Co Of America Production of reinforced composites
US3890690A (en) * 1968-10-23 1975-06-24 Chou H Li Method of making reinforced metal matrix composites having improved load transfer characteristics and reduced mismatch stresses
FR2038858A5 (bg) * 1969-03-31 1971-01-08 Combustible Nucleaire
US3608170A (en) * 1969-04-14 1971-09-28 Abex Corp Metal impregnated composite casting method
US3729794A (en) * 1970-09-24 1973-05-01 Norton Co Fibered metal powders
US3718441A (en) * 1970-11-18 1973-02-27 Us Army Method for forming metal-filled ceramics of near theoretical density
US3970136A (en) * 1971-03-05 1976-07-20 The Secretary Of State For Defence In Her Britannic Majesty's Government Of The United Kingdom Of Great Britain And Northern Ireland Method of manufacturing composite materials
US3868267A (en) * 1972-11-09 1975-02-25 Us Army Method of making gradient ceramic-metal material
US3864154A (en) * 1972-11-09 1975-02-04 Us Army Ceramic-metal systems by infiltration
JPS49107308A (bg) * 1973-02-13 1974-10-11
US4033400A (en) * 1973-07-05 1977-07-05 Eaton Corporation Method of forming a composite by infiltrating a porous preform
US4082864A (en) * 1974-06-17 1978-04-04 Fiber Materials, Inc. Reinforced metal matrix composite
JPS6041136B2 (ja) * 1976-09-01 1985-09-14 財団法人特殊無機材料研究所 シリコンカ−バイド繊維強化軽金属複合材料の製造方法
DE2819076C2 (de) * 1978-04-29 1982-02-25 Messerschmitt-Bölkow-Blohm GmbH, 8000 München Verfahren zum Herstellen eines metallischen Mehschicht-Verbundwerkstoffes
GB1595280A (en) * 1978-05-26 1981-08-12 Hepworth & Grandage Ltd Composite materials and methods for their production
JPS558411A (en) * 1978-06-30 1980-01-22 Hitachi Ltd Nitriding method for aluminum or aluminum alloy in molten state
US4377196A (en) * 1980-07-14 1983-03-22 Abex Corporation Method of centrifugally casting a metal tube
US4404262A (en) * 1981-08-03 1983-09-13 International Harvester Co. Composite metallic and refractory article and method of manufacturing the article
US4376803A (en) * 1981-08-26 1983-03-15 The Aerospace Corporation Carbon-reinforced metal-matrix composites
US4376804A (en) * 1981-08-26 1983-03-15 The Aerospace Corporation Pyrolyzed pitch coatings for carbon fiber
US4473103A (en) * 1982-01-29 1984-09-25 International Telephone And Telegraph Corporation Continuous production of metal alloy composites
JPS58144441A (ja) * 1982-02-23 1983-08-27 Nippon Denso Co Ltd 炭素繊維強化金属複合材料の製造方法
ATE32107T1 (de) * 1982-05-10 1988-02-15 Eltech Systems Corp Aluminium benetzbare materialien.
JPS5950149A (ja) * 1982-09-14 1984-03-23 Toyota Motor Corp 繊維強化金属複合材料
JPS5967337A (ja) * 1982-10-08 1984-04-17 Toyota Motor Corp 複合材料の半溶融加工法
NO163525C (no) * 1982-12-30 1990-06-13 Alcan Int Ltd Metall-materialer forsterket med et sammenhengende gitterav en keramisk fase og fremgangsmaate for fremstilling derav.
US4600481A (en) * 1982-12-30 1986-07-15 Eltech Systems Corporation Aluminum production cell components
JPS59215982A (ja) * 1983-05-20 1984-12-05 Nippon Piston Ring Co Ltd 回転式流体ポンプ用ロータ及びその製造方法
US4759995A (en) * 1983-06-06 1988-07-26 Dural Aluminum Composites Corp. Process for production of metal matrix composites by casting and composite therefrom
US4713360A (en) * 1984-03-16 1987-12-15 Lanxide Technology Company, Lp Novel ceramic materials and methods for making same
GB2156718B (en) * 1984-04-05 1987-06-24 Rolls Royce A method of increasing the wettability of a surface by a molten metal
GB8411074D0 (en) * 1984-05-01 1984-06-06 Ae Plc Reinforced pistons
JPS6169448A (ja) * 1984-09-14 1986-04-10 工業技術院長 炭素繊維強化金属とその製造法
US4851375A (en) * 1985-02-04 1989-07-25 Lanxide Technology Company, Lp Methods of making composite ceramic articles having embedded filler
US4587177A (en) * 1985-04-04 1986-05-06 Imperial Clevite Inc. Cast metal composite article
US4673435A (en) * 1985-05-21 1987-06-16 Toshiba Ceramics Co., Ltd. Alumina composite body and method for its manufacture
US4630665A (en) * 1985-08-26 1986-12-23 Aluminum Company Of America Bonding aluminum to refractory materials
US4777014A (en) * 1986-03-07 1988-10-11 Lanxide Technology Company, Lp Process for preparing self-supporting bodies and products made thereby
US4657065A (en) * 1986-07-10 1987-04-14 Amax Inc. Composite materials having a matrix of magnesium or magnesium alloy reinforced with discontinuous silicon carbide particles
US4713111A (en) * 1986-08-08 1987-12-15 Amax Inc. Production of aluminum-SiC composite using sodium tetrasborate as an addition agent
US4662429A (en) * 1986-08-13 1987-05-05 Amax Inc. Composite material having matrix of aluminum or aluminum alloy with dispersed fibrous or particulate reinforcement
US4753690A (en) * 1986-08-13 1988-06-28 Amax Inc. Method for producing composite material having an aluminum alloy matrix with a silicon carbide reinforcement
US4985382A (en) * 1986-09-16 1991-01-15 Lanxide Technology Company, Lp Improved ceramic composite structure comprising dross
US4824625A (en) * 1986-09-16 1989-04-25 Lanxide Technology Company, Lp Production of ceramic and ceramic-metal composite articles incorporating filler materials
US4837232A (en) * 1986-09-16 1989-06-06 Lanxide Technology Company, Lp Dense skin ceramic structure and method of making the same
GB8622949D0 (en) * 1986-09-24 1986-10-29 Alcan Int Ltd Alloy composites
US4828008A (en) * 1987-05-13 1989-05-09 Lanxide Technology Company, Lp Metal matrix composites
US4935055A (en) * 1988-01-07 1990-06-19 Lanxide Technology Company, Lp Method of making metal matrix composite with the use of a barrier
US5028392A (en) * 1990-06-14 1991-07-02 Alcan International Ltd. Melt process for the production of metal-matrix composite materials with enhanced particle/matrix wetting

Also Published As

Publication number Publication date
BG60257B1 (bg) 1994-03-24
TW209880B (bg) 1993-07-21
CZ284399B6 (cs) 1998-11-11
KR960008725B1 (ko) 1996-06-29
PT87466B (pt) 1993-07-30
PL158056B1 (pl) 1992-07-31
YU46981B (sh) 1994-09-09
FI882217A0 (fi) 1988-05-11
US4828008A (en) 1989-05-09
SU1838441A1 (ru) 1993-08-30
YU91688A (en) 1989-12-31
DK261288D0 (da) 1988-05-11
CA1321905C (en) 1993-09-07
IE881434L (en) 1988-11-13
NO882093L (no) 1988-11-14
DE3850523T2 (de) 1994-10-20
JPS6452040A (en) 1989-02-28
CZ322088A3 (cs) 1998-08-12
EP0291441B1 (en) 1994-07-06
NO174973C (no) 1994-08-10
FI91087B (fi) 1994-01-31
AU1636788A (en) 1988-11-17
RO101345B (ro) 1992-01-13
US5395701A (en) 1995-03-07
IN169576B (bg) 1991-11-16
JP2641901B2 (ja) 1997-08-20
AU7816991A (en) 1991-08-29
DK261288A (da) 1988-11-14
CN1030445A (zh) 1989-01-18
NO882093D0 (no) 1988-05-13
FI882217A (fi) 1988-11-14
NZ224595A (en) 1990-09-26
AU8483991A (en) 1991-11-21
ATE108217T1 (de) 1994-07-15
TR24205A (tr) 1991-07-01
BR8802298A (pt) 1988-12-13
DE3850523D1 (de) 1994-08-11
NO174973B (no) 1994-05-02
PL272426A1 (en) 1989-02-20
PH24832A (en) 1990-10-30
AU613038B2 (en) 1991-07-25
FI91087C (fi) 1994-05-10
CN1021349C (zh) 1993-06-23
EP0291441A1 (en) 1988-11-17
IL86261A (en) 1992-02-16
US5856025A (en) 1999-01-05
IL86261A0 (en) 1988-11-15
HU205051B (en) 1992-03-30
IE64263B1 (en) 1995-07-26
MX166353B (es) 1992-12-31
HUT48559A (en) 1989-06-28
PT87466A (pt) 1989-05-31
ES2058324T3 (es) 1994-11-01
KR880013690A (ko) 1988-12-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
BG60257B2 (bg) Метод за производство на композиционен материал с метална матрица
JP2905513B2 (ja) 三次元的に相互接続した共マトリックスを含有する金属マトリックス複合体の形成方法
JP2905521B2 (ja) 可変充填材装填率を有する金属マトリックス複合体の形成方法
JP2911935B2 (ja) 自己支持体の製造方法
RU2025527C1 (ru) Способ получения композиционного материала с металлической матрицей
US5296419A (en) Self-supporting composite bodies
JP2518846B2 (ja) セラミック複合成形体の製造方法
JP2801302B2 (ja) 自発的浸透による金属マトリックス複合体の形成方法
JPH02241642A (ja) 金属マトリックス複合体を形成するインベストメント鋳造法
JPH0375273A (ja) 自己支持体の製造方法
JPH02236248A (ja) 金属マトリックス複合体の方向性凝固方法
JP2905520B2 (ja) 金属マトリックス複合体の形成方法
JP2905518B2 (ja) 金属マトリックス複合体の形成方法
JPH02240227A (ja) 金属マトリックス複合体の改質方法
NO176391B (no) Framgangsmåte for framstilling av en metallmatrisekompositt
JP2905519B2 (ja) 金属マトリックス複合体の形成方法
CA1341200C (en) Metal matrix composite and techniques for making the same
JP2905514B2 (ja) 金属マトリックス複合体を形成するための逆形状リプリケーション法
US5104029A (en) Method of bonding a ceramic composite body to a second body and articles produced thereby
US5238883A (en) Process for preparing self-supporting bodies and products produced thereby
US5298339A (en) Aluminum metal matrix composites
US5187128A (en) Process for preparing self-supporting bodies
WO1992000939A2 (en) Reduced metal content ceramic composite bodies
JPH05507320A (ja) 金属マトリックス複合材のフィラー
JPH05507122A (ja) 多孔性金属母材複合材料と製造方法