CN1044645A - 生产自支承钛酸铝复合体的方法及其由此生产的产品 - Google Patents

Abstract

本发明涉及自支承多孔陶瓷复合体及其生产方法，该陶瓷体具有优异的热性能和机械性能。本发明还涉及其中结合含有陶瓷体的陶瓷—金属复合体的生产方法。

Description

本申请为以Edward    M.Anderson等人的名义于1989年1月30日提交的系列号为303，832的美国专利申请的部分继续申请，将系列号为303，832的申请的主题结合在此以供参考。一般来说，本发明涉及自支承多孔陶瓷复合体以及生产这种具有完整或近似完整形状的物体的方法，该复合体具有优异的热性能和机械性能。本发明还涉及其中结合有陶瓷体的陶瓷一金属复合体的制造。

过去，为获得具有理想性能的廉价陶瓷材料已经做了大量的尝试，所说的理想性能包括，例如，耐烈冲击性、作为热绝缘材料的能力、高机械强度、低热膨胀系数、形成具有完整或近似完整形状的陶瓷材料的能力、烧成（例如，烧结）时达到小量或无收缩的能力以及经济地生产这种复合体的能力。获得一种具有所有上述理想性能的复合体是一个很难的工程任务。迄今，该任务没有得到很好的解决。

具有上述性能的陶瓷体的第一个实际应用为用作金属体内的绝缘管。例如，在需要热气流过金属体的应用中，陶瓷管可以作为嵌入金属体中的衬管，由此限定热气体的流动通道。这种应用需要该陶瓷体具有适当的热绝缘性。

形成周围由金属体包围的整体陶瓷复合体的实用和廉价方法使得浇注的熔融金属固化在陶瓷体的周围。但是，由于浇注期间的热冲击。该陶瓷体经常破裂。另外，当所说的浇注金属陶瓷体周围固化和冷却时，会发生周围金属的收缩，这样使得可能在陶瓷体中产生高压缩应力，该应力可能导致该陶瓷体的破裂。特别是，陶瓷和金属的热膨胀系数一般彼此不相同，这样使得施加在陶瓷体上的应力会导致陶瓷体发生破裂和/或发生灾难性破坏。在低强度空心陶瓷体中这种破裂的发生和/或破坏尤为明显。另外，在某些应用中浇注金属的破裂和/或破坏也是一个问题。例如，当陶瓷体周围的金属很薄时，金属在冷却期间较大尺寸的收缩会在金属中产生拉伸应力，该应力会导致该金属变形或破坏。

在先有技术中一种已知的用于改善不理想应力的方法要求使用具有相当厚的多孔材料涂层或层的陶瓷体，但是，在陶瓷体上利用厚涂层的陶瓷-金属复合体由于在金属和陶瓷之间存在相当厚并且很弱的夹层，易于发生物理损坏。另外，这种涂层难于施用，并且在某些情况下很贵。再有，在某些应用中，涂层的存在可能是完全不能接受的。另外，对陶瓷的特殊机械性能的要求可能会降低传递所需热性能的能力。

包括将陶瓷体放在金属体内的特定应用是发动机（例如，内燃机）的排气口。具体地说，陶瓷体可有利地用于生产例如汽车排气口衬里等部件，该陶瓷体可以在浇注操作中被熔融金属包围（例如被象铝和铁这样的熔融金属包围）而不会显著地损坏所说的陶瓷或已浇注和冷却的金属。

因此，需要提供一种廉价可靠的材料组合物来保证陶瓷体将承受住与金属浇注操作相联系的应力，以提供结构坚固的陶瓷-金属复合体，特别是，需要保证在陶瓷体周围可以浇铸熔融金属，而不会降低陶瓷的机械性能，并且不会降低陶瓷-金属复合体或组合体的机械性能。另外，需要保证当在陶瓷体周围浇铸熔融金属以及相对于陶瓷体的厚度冷却金属的厚度很薄和/或金属的抗拉强度低于陶瓷的压缩强度时，金属将不会由于其中拉伸应力的发展而破裂。

具有上述机械性能的陶瓷复合体材料的另一实际应用是将该材料用于涡轮发动机壳体。该壳体为非转动的园筒装置，该装置被涡轮叶片的末端包围。涡轮发动机壳体所经受的环境要求该壳体为热绝缘的，并且具有耐高热冲击性和低热膨胀系数比。另外，在某些情况下，由于热能涡轮发动机的涡轮叶片可能膨胀而接触（例如，摩擦接触）涡轮发动机壳体。例如，在涡轮发动机启动操作期间，在某些情况下，设计涡轮叶片使其与壳体接触。进行这种故意接触结果将使壳体将被涡轮叶片的末端擦伤或切削，由此使叶片末端与壳体之间的间隙最小。通过使该间隙最小，使不理想的支路工作液最小。当发生这种接触时，发动机的涡轮叶片将被损坏并且严重破坏（即，断裂）。如果涡轮叶片被损坏，可能会影响发动机的性能或者可能导致涡轮叶片更严重地损坏（例如，会损坏发动机）。因此，工程师们已面对涡轮叶片与发动机壳体接触的问题，如果壳体不容易被叶片末端切削或擦伤的话，这种接触会导致涡轮发动机潜在的破坏。因此，需要提供具有所有上述性能的改进材料。换句话说，这种材料应能够在涡轮发动机中保持完好;当转动涡轮机叶片与发动机壳体接触时，发动机壳体被叶片切削，而这种切削既不会不利地影响发动机壳体也不会不利地影响涡轮叶片。

本发明的主题涉及其它共同未决和共同所有专利申请和专利的主题。具体地说，这些其它专利申请和专利（以下有时称“共同所有陶瓷质专利申请”）叙述了制备陶瓷和陶瓷复合体材料的新方法。

在以Ratnesh    K.Dwivedi等人的名义于1986年9月16日申请的系列号为908，119，题目为“具有致密表面的多孔陶瓷复合体”（该申请的外国申请在欧洲专利局于1988年3月23日公开，申请号为0，261，050）的共同所有美国专利申请中公开了一种制备陶瓷复合体的新方法。根据Dwivedi等人的发明，可以将金属颗粒与填料混合，并将该混合物成形为预型体。在氧化气氛中加热该预型体形成氧化反应产物，该氧化反应产物通过并埋置填料。继续进行埋置填料的过程直到氧化反应产物长到该预型体的边界，在该处氧化反应产物从至少一部分预型体长出，由此在至少一部分预型体的表面上形成致密的氧化反应产物表面层。

在以Ratnesh    K.Dwivedi，等人的名义于1987年11月3日申请的系列号为116，412的，题目为“适应层”的美国专利申请中公开了一种在浇铸金属体中包围陶瓷体的方法。根据Dwivedi等人的申请的方法，公开了一种防止陶瓷体，特别是低强度陶瓷体破裂（即，灾难性破坏）的方法。具体地说，在熔融金属接触陶瓷体和/或适应层之前，在陶瓷体的至少一部分表面上放置适应层。该适应层改善在熔融金属的浇铸、固化和冷却期间产生的热应力和/或压缩应力。

另外，几项其它共同所有陶瓷基质专利申请叙述了可靠地生产陶瓷材料和陶瓷复合材料的新方法。该方法公开在以Marc.S.Newkirk等人的名义，题目为“新型陶瓷材料及其制备方法”于1987年12月15日批准的共同所有美国专利4，713，360号（该专利的国外专利申请于1985年9月25日在EPO以申请号为0，155，831公开）中。该专利公开了一种生产作为熔融母前体金属的氧化反应产物生长的自支承陶瓷体的方法，其中熔融母前体金属与气相氧化剂反应形成氧化反应产物。熔融金属迁移通过形成的氧化反应产物与氧化剂反应，由此连续发展成一个陶瓷多晶体，如果需要的话，该陶瓷多晶体可以包括内连金属组分。通过使用与母体金属合金化的一种或多种掺杂剂可能会提高该过程或使某在某些情况下成为可能。例如，在空气中氧化铝的情况下，最好使镁和硅与铝合金以生产α-氧化铝陶瓷结构。

如在1986年1月27日申请的共同所有和共同未决的系列为822，999的美国专利申请（现已在美国审定）中所述的，通过向母体金属表面施用掺杂剂材料改进了4，713，360号美国专利的方法。822，999号美国专利申请为于1985年9月17日申请的776，965号申请的部分继续申请，77，965号申请又是1985年6月25日申请的747，788号申请的部分继续申请，后者又是1984年7月20日申请的632，636号申请的部分继续申请。所有这些申请都在Marc    S.Newkirk等人的名下，题目为“生产自支承陶瓷材料的方法”（该申请的国外申请已于1986年1月22日在EPO公开，申请号为0，169，067）。

如在1986年1月17日申请的系列号为819，397的共同所有和共同未决美国专利申请中所述的，在生产陶瓷复合体中利用了相似的氧化现象，系列号为819，397的申请为1985年2月4日申请的系列号为697，876的部分继续申请，以上两申请均以Marc    S.Newkirk等人的名义，题目为“复合陶瓷体及其生产方法”（该申请的外国申请1986年9月3日在EPO公开申请号为0，193，292）。这些申请公开了生产自支承陶瓷复合体的新方法，该方法是通过使母体金属前体的氧化反应物长入填料（例如，碳化硅粒状填料或氧化铝粒状填料）的可渗透体，由此用陶瓷基质渗透或埋置所说的填料。

在以Marc    S.Newkirk等人的名义，于1986年5月8日申请的题目为“成型陶瓷复合体及其生产方法”的共同所有和共同未决美国专利申请861，025号中公开了一种生产具有预定几何形状的陶瓷复合体的方法（该申请的外国申请于1987年11月11日公开于EPO，申请号为0，245，192）。根据这一美国专利申请中的方法，生长着的氧化反应产物以朝着限定表面边界的方向渗透填料（例如，氧化铝或碳化硅预型体材料）的可渗透的自支承预型体来生产具有预定几何形状的复合体。

上述讨论的共同所有陶瓷基质专利申请的每一项都叙述了陶瓷基质复合体的生产方法以及由此方法生产的新型陶瓷和陶瓷基质复合体。将所有上述共同所有和共同未决陶瓷基质专利申请的全部公开内容结合在此以供参考。

如这些共同所有的陶瓷基质专利申请所述，新型的多晶陶瓷材料或多晶陶瓷复合体材料是通过母体金属与氧化剂（例如，固体、液体和/或气体的）之间的氧化反应生产的。根据这些共同所有的陶瓷基质专利申请中公开的一般方法，将母体金属（例如，铝）加热到高于其熔点但低于其氧化反应产物熔点的高温下形成与氧化剂接触形成氧化反应产物。在此温度下，这种氧化反应产物或至少其一部分与熔融金属体和氧化剂接触或处于它们之间，并且熔融金属被吸引或传送通过所形成的氧化反应产物，移向氧化剂。当传送的熔融金属在已形成的氧化反应产物表面处与氧化剂接触时，形成附加的新氧化反应产物。当这种反应继续进行时，另外的金属被传送形成多晶氧化反应产物，由此继续“生长”成一种内连的微晶陶瓷结构。所得到的陶瓷体可能含有金属组分，如母体金属的未氧化组分，和/或孔隙。在此所使用的氧化为所有共同所有陶瓷基质专利申请和本申请中所述的广义上的氧化，指的是金属向氧化剂失去电子或与其共用电子，所说的氧化剂可以是一种或多种元素和/或化合物。因此，与氧之外的元素也可以作为氧化剂。

在一些情况下，母体金属可能要求一种或多种掺杂剂的存在，以便有利于氧化反应产物的生长。这种掺杂剂可以在氧化反应产物生长期间或之前的某一时刻至少与母体金属部分地合金化。例如在铝作母体金属，空气作氧化剂的情况下，可以使掺杂剂如镁和硅与铝合金化并且由此产生的生长合金可用作母体金属，所说的镁和硅为两种较大类别的掺杂剂材料。这种生长合金的氧化反应产物包括氧化铝，典型的是α-氧化铝。

新型的陶瓷复合结构及其制备方法还公开和要求保护于某些上述共同所有陶瓷基质专利申请中，该方法是利用氧化反应产物的形成来埋置基本惰性的填料，由此产生陶瓷复合结构（注意：在某些情况下最好使用固体氧化剂，例如一种至少部分与先形成的氧化反应产物和/或母体金属反应的材料）。具体地说，将一种母体金属与一种可以成型和处理成自支承的（例如形成预型体）的可渗透填料体相邻放置，或者，如果提供粉末状母体金属的可以将其分布于至少某一部分中，然后如上所述将其加热形成一种与氧化剂反应的熔融母体金属体，以形成氧化反应产物。当所说的氧化反应产物生长和渗透相邻的填料时，如上所述，熔融母体金属被吸引通过在填料体中已形成的氧化反应产物，与氧化剂反应在已形成的氧化反应产物的表面处形成附加的新鲜氧化反应产物。这种生长的氧化反应产物渗入或埋置所说的填料，由此形成陶瓷复合结构，该结构中包括埋置填料的多晶陶瓷基质。

本发明涉及一种生产陶瓷体的新的组成及其由此生产的新型陶瓷体。用来生产陶瓷体的组成包括钛酸铝（或可以形成钛酸铝的前体材料）、母体金属（例如铝）和稳定剂的粉末混合物。所说的稳定剂典型地以约5～20%（重量）的量存在，包括诸如SiO₂、MgO铬矿、氧化铁（Fe₂O₃）、钛铁矿（FeTiO₃）等材料，将它们加入到钛酸铝（或钛酸铝的前体）和母体金属（例如，铝）的混合物中。这种稳定剂在加热时可以与钛酸铝或基前体反应形成复杂氧化物。另外，这种稳定剂可有助于保持所得到的陶瓷体的某些理想性能（例如，防止Al₂TiO₅的分解）。特别是，这种稳定剂可以提高钛酸铝相的热稳定性，即使是在该陶瓷体经受反复的加热和冷却循环，例如，室温到约900～1200℃之间的循环之后。优选的是在所形成的陶瓷体中存在的钛酸铝相以至少约50%（重量）的量存在，最好的是至少约75%（重量）。

存在于最终陶瓷体中的钛酸铝可以是初始的钛酸铝或者可以通过钛酸铝前体材料之间的反应形成的。例如，当Al₂O₃、TiO₂铝和/或钛金属粉末在适当的环境（例如，含氧气氛下）混合和加热时，可以起到形成所得到的陶瓷体中Al₂TiO₅相的适当前体的作用。因此，Al₂TiO₅、Al₂O₃、TiO₂、钛铁矿、铝和钛金属粉末等的各种混合物，可以用来形成Al₂TiO₅相。这些材料可以不充分反应，并且可以以残余物质形式存在于所形成的陶瓷体中（例如，一些Al₂O₃、TiO₂、铝和/或钛金属可以保留在形成的陶瓷体中）。

取决于所生产陶瓷体所要求的特殊性能，可以改变提供于根据本发明用于形成陶瓷体的初始混合物中的母体金属（例如铝）的量。例如，可以以粉末状金属的形式提供母体金属（例如，铝），并且母体金属可以约5～35%（重量）的量存在以便提供具有所要求孔隙率的钛酸铝体。当提供的粉末状母体金属的重量百分数越低（例如，约5%（重量）的铝）时，在所生产的陶瓷体中存在的孔隙量就越小（例如，约5%（体积）的孔隙）。而当向初始原料混合物中提供较大重量百分数的粉末母体金属（例如，约20%（重量）的铝）时，提高了在形成的陶瓷体中产生的孔隙量（例如，约50%（体积）的孔隙）。因此，通过控制提供（例如，混入初始混合物中）的粉末状母体金属（例如，铝）的量，可以改变（即控制）陶瓷体中的孔隙量和与其相关的性能，例如，导热性。

另外，所说的粉末状母体金属的组成和/或尺寸（例如，直径和形状）也是重要的。具体地说，当利用铝作母体金属时，如在上述相关专利申请所述，在某些情况下，最好至少在工艺过程的某一时刻使粉末状母体金属与至少一种掺杂剂接触。但是，与铝结合的这种掺杂剂可以不是必须的，以使得由于铝金属与氧化剂反应形成的孔隙可以足以在形成的陶瓷体中提供理想的结果，而不在任何大量的掺杂剂。另外，所提供的母体金属的量可以影响形成的氧化反应产物的量。

将包括钛酸铝材料或其前体、粉末状母体金属（例如，铝，当不以钛酸铝的前体存在时）和至少一种稳定剂的混合物成型为所要求的形状，最好该混合物的组分均匀地分布于整个所要求的形状。用于将混合物成形为所需生坯体的典型成型方法包括干压、粉浆浇铸、沉淀浇铸、挤压、注模等方法。已证明通过粉浆浇铸形成生坯体特别有利。将生陶瓷坯形成后，将该生坯体干燥、氧化和烧结到至少约1400～1700℃，最好是约1500～1600℃，以提供包括钛酸铝的多孔陶瓷体。

例如，利用适量的铝作为粉末状母体金属，根据本发明形成的钛酸铝体的特征在于具有低热膨胀系数（例如，1.9×10^-6/℃）、低导热性（例如，1.0瓦/mk）、相当高的可塑应变（Compliance Strain（例如，30×10^-4））和理想的杨氏模量（例如，20GPa）。另外，这种钛酸铝体具有高机械加工性和高耐热震性（例如，可将熔融铁浇铸在该钛酸铝体的周围）。另外，本发明可以形成一种包括由氧化铝颗粒增强的钛酸铝基质的新型物体，所说的物体含有分散在其中的尺寸基本均匀的气孔。再有，至少部分由于这种钛酸铝相的非均质特性，这种物体在其至少一部分中显示出一定量的微裂。因此，根据本发明生产的钛酸铝体能够与熔融金属体接触（例如，浸没在其中或被其包围），该物体可以被冷却，而不会由于热震或机械应力而破坏陶瓷或金属。

因此，根据本发明形成的钛酸铝体可理想地适用用作燃烧室衬里、排气口衬里和排气管、活塞顶垫片和/或涡轮增压器壳体等。所有这些都是热机部件的例子，这些部件的要求低导热性以防止低耐热性的部件的损坏和/或防止热量损失;相当高的强度和/或低弹性模量以承受诸如燃烧压力之类的应力或由于向金属中浇铸这种部件如垫片所引起的应力;向包括未燃烧产物如碳的环境的良好耐侵蚀性（如在排气口衬里的情况下）;和重量轻。

另外，本发明的钛酸铝体也可以用作涡轮发动机的发动机挡板。具体地说，根据本发明生产的钛酸铝体是特别有利的，这是由于它的绝热性能（例如，低导热性）、耐热震性和能被涡轮叶片切削的性能。当涡轮发动机开始操作时，由于热能，涡轮叶片趋向于以大于其周围壳体的热膨胀的速度发生膨胀。因此，涡轮叶片变得与壳体接触。当发动机是新组装的或新整修时，这种接触更易发生。本发明的钛酸铝体（例如，当用作机壳时）可以被涡轮叶片摩擦或切削，而不会发生不理想的壳体剥落或破裂，并且还可以改善涡轮叶片接触壳体的任何不利影响。

另外，通过下列的详细叙述，本发明的特征和优点将更加清楚。

在本文中所用的“钛酸铝混合物”是指那样一些物质，当将它们在适当环境（例如，含氧气氛）下结合和加热到高温时，可形成包括至少50%（重量）的钛酸铝的物体。

在本文中所用的“母体金属”的意思是指并且包括基本纯的金属（例如，相当纯的，市售的未合金化的铝）或其它级别的金属和金属合金，如其中具有杂质和/或合金组分（如，铁、硅、铜、镁、锰、铬、锌等）的市售合金。该定义下的母体金属合金为其中以所说的母体金属（例如，铝）为主要组分的合金或金属间化合物。母体金属的例子典型地包括铝、钛、锆等。

在本文中所用的“氧化反应产物”指的是任何氧化状态下的一种或多种金属，其中的金属向另一种元素、化合物或其混合物给出电子或其共同电子。因此，该定义下的“氧化反应产物”包括一种或多种金属与本申请中所述的氧化剂反应的产物。用来形成氧化反应产物的氧化剂指的是一种或多种适当的电子接受体或电子共用体，在工艺条件下可以是固体、液体或气体（蒸气）或它们的某些组合（例如，固体和气体）。因此，在该定义下的“氧化反应产物”包括一种或多种金属与一种氧化剂的反应产物，所说的氧化剂例如有氧、氮、卤素、硫、磷、砷、碳、硼、硒、碲和化合物和其混合物。所说的化合物包括，例如，可还原的金属化合物、甲烷、乙烷、丙烷、乙炔、乙烯、丙烯和混合物如空气、H₂/H₂O和CO/CO₂。所得到的“氧化反应产物”可作为陶瓷-金属复合体中的陶瓷。

图1为根据实施例2生产的复合体的截面的放大200倍的光学显微照片。

图2为用于在金属中浇铸钛酸铝体的组装体的示意图。

图3为浇铸到铝中的钛酸铝管的实际照片。

图4为比较按本发明生产的两个多孔钛酸铝体与市售钛酸铝体的应力对应变曲线图。

图5为比较按本发明生产的多孔钛酸铝体与市售钛酸铝体的温度对导热性的曲线图。

图6为被周围浇铸的铸铁包围的钛酸铝管的横截面的实际照片。

本发明是基于这样一种发现，即通过将由钛酸铝（或者加热时可形成钛酸铝的材料）、母体金属（例如，铝）组成的混合物，当不以钛酸铝前体存在时和至少一种稳定剂混合在一起，该混合物在适当的环境（如，含氧气氛）下当加热到氧化和烧结温度时，将会产生一种理想的多孔陶瓷体，该多孔陶瓷体具有低热膨胀系数，低导电性的和理想的机械强度，并且该多孔陶瓷体具有耐损坏性，例如不会由于在该陶瓷体周围浇铸和冷却金属期间可能发生的应力而产生，破裂或或断裂。另外，本发明的陶瓷体具有吸收或释放应力的能力（例如，热松驰），在约1300℃或更高的温度下，该陶瓷体允许浇铸或结合熔融铁和其合金。另外，上述的吸收或释放应力的能力可以导致相对于在室温下所观察的数值提高其高温强度和韧性值。

应该理想的是虽然在此只要指包括铝的母体金属，但是铝只是一种可以与本发明其它特征结合使用的优选母体金属。

存在于最终陶瓷体中的钛酸铝可以初始以钛酸铝提供或它也可以通过一种或多种钛酸铝前体的反应形成。例如，Al₂O₃、TiO₂、金属铝和/或金属钛当在氧化环境下混和和加热时，可以到形成最终陶瓷体中的Al₂TiO₅相的适当前体的作用。注意铝金属粉末可以反应形成钛酸铝（例如，2Al+3/2O₂+TiO₂-Al₂TiO₅）。因此，Al可以一种母体金属也是一种Al₂TiO₅前体。因此，可以利用Al₂TiO₅、Al₂O₃、TiO₂、钛铁矿、铝和钛金属粉末等的各种混合物来形成Al₂TiO₅相。这些材料可以不充分反应，并且也可以以Al₂O₃、TiO₂和/或未反应的金属等形式存在于形成的陶瓷体中。

提供于用来根据本发明形成陶瓷体的原料混合物中的铝的量可以取决于得到的陶瓷体中所需的特殊性能而变化。例如，铝可能以粉末状金属的形式提供，并且可以约5～35%（重量）的量存在以便提供具有所要求强度的孔隙率的最终钛酸铝体。当提供较低重量百分数的粉末状母体金属（例如，约5%（重量）的铝）时，在所生产的复合体中可以存在更小量的孔隙（例如，约5%（体积）的孔隙）。另外，当向初始原料混合物中提供更大重量百分数的母体金属（例如，20%（重量））时，可以提高在形成的陶瓷体中产生的孔隙量（例如，约50%（体积））。因此，通过控制提供于初始混合物（例如，混合于初始混合物中或生坯体中）的铝的量，可以调节或控制最终陶瓷体中孔隙量和尺寸以及与其相关的性能（例如，导热性和热膨胀性）。

另外，粉末状金属铝的组成可能也是重要。具体地说，如在共同所有陶瓷基质专利申请中所讨论的那样，在某些情况下，理想的是至少在工艺过程的某一时刻使粉末状母体金属与至少一种掺杂剂接触。但是，对于将这种掺杂剂与母体金属（例如，铝）结合可能不是必须的，因为由于金属铝与氧化剂的氧化反应所形成的孔隙在不存在任何大量的掺杂剂的情况下，足以在所形成的陶瓷体中提供理想的结果。这种掺杂剂可以初始地熔入所说的母体金属或分离于母体金属提供（例如，以分离的粉末状组分加入到用来形成钛酸铝体的材料中）。另外，掺杂剂可以存在于用来形成钛酸铝相的一种或多种组分的杂质或组分的形式提供（例如，钛铁矿）。

加入到钛酸铝混合物中的母体金属（例如，铝和/或铝合金），当加热时，可被在得到的钛酸铝体中提供孔隙和/或与钛酸铝混合物中的其它组分反应形成钛酸铝。另外，形成氧化反应产物（例如，氧化铝反应产物的形成）可以补偿和/或减少在烧结期间该混合物通常显示出的收缩量。这种补偿有利于形成完整或似乎于完整的形状，该形状具有总和为零的收缩度。特别是，在用来加热钛酸铝混合物形成钛酸铝体的温度（例如，约1400～1600℃）下，铝合金可以与氧化剂反应形成氧化反应产物。这种氧化反应的结果是在相应于初始存在铝颗粒的位置处形成孔隙。因此，用于形成铝的氧化反应产物（例如，Al₂O₃）的铝颗粒典型地应以粉末形式存在，并且其粒度应有利于孔隙的形成（例如，约10～50微米）。虽然可以利用更小的铝颗粒，但是这些更小的颗粒会导致炸裂。应该注意的是除铝之外的母体金属也可以用于本发明中。诸如锡、钛等金属也可以与稳定剂和钛酸铝（或钛酸铝的前体）结合，它们将以适当的方式氧化，例如，如上述Newkirk等人的共同所有美国专利第4，713，360号（于1987年，12月15日批准的）中所述的，它们不会不利地影响所形成的陶瓷体中钛酸铝的形成。另外，可以控制钛酸铝混合物中粉末状母体金属（例如，铝）的分布和/或所利用的氧化剂来提供包括钛酸铝的陶瓷体，该陶瓷体具有变化性能，例如具有不同等级的显微结构。例如，可以控制从陶瓷体的一侧到另一侧的孔隙量。

稳定剂有助于保持陶瓷体的形态和结晶相。具体地说，稳定剂当以约5～20%（重量）的量存在于初始原料混合物时，可有助于保持所要求的钛酸铝相和/或防止钛酸铝相的分解，所说的稳定剂包括诸如铬矿、Fe₂O₃、SiO₂、MgO和钛铁矿（FeTiO₃）等材料。典型地，钛铁矿包括FeO.TiO₂或FeTiO₃，同时还存在小量的MgO、SiO₂、Al₂O₃、NbO₅和/或VO₅。铬矿典型地含有包括铁氧化物和铬氧化物的铬铁矿。例如，如果包括Al₂TiO₅的陶瓷体经受重复加热和冷却循环（例如，900～1200℃），这种Al₂TiO₅可能分解形成Al₂O₃和TiO₂。这种分解会不利地影响机械性能，以及由此影响陶瓷体的性能。作为另一个例子，可使包括Al₂TiO₅的陶瓷体暴露于约从400～1450℃的连续温度。这种暴露也可能导致Al₂TiO₅的分解。因此，包括稳定剂是有利的，以便保持所需的Al₂TiO₅相和保证该陶瓷物理性能的稳定。

用来提供该陶瓷体中的钛酸铝相的组分，例如，前体的百分数是可以变化的。例如，钛酸铝前体反应和/或烧结之后所产生的钛酸铝的量是可以变化的，优选的是从至少约50%（重量）到约95%（重量）。存在的特殊材料的量的限度由下列实际因素所决定，例如用来形成生坯体的技术、最终产品所要求的特性、成本等。另外，粉末状母体金属铝可以以多种方式使用。具体地说，可以提供这种铝用来就地氧化在最终陶瓷体中提供孔隙，也可以作为形成钛酸铝的前体材料来使用。例如，金属铝和钛可以用于本发明。具体地说，当在氧化环境中将这些金属加热到大约它们的熔点温度时，将形成氧化反应产物。这些氧化反应产物（即，Al₂O₃和TiO₂）可以反应形成Al₂TiO₅。当提供附加热量，并且存在稳定剂时，可以形成稳定的和烧结的Al₂TiO₅陶瓷体。再有，铝可以与稳定剂反应形成复合氧化物。取决于所形成的复合氧化物的性质，这种氧化物可能提高或降低所形成的钛酸铝体的物理/机械性能。

下列两种混合物适用于提供一种陶瓷生坯体，该坯体可以根据下列实施例2进行后续烧成。这些混合物应被认为只是说明性的，不应对本发明的范围构成任何限制。

混合物1

约78%（重量）的含钛酸铝和其前体的粉末，具体地说，包括约32%（重量）的Al₂TiO₅、其余为未反应的Al₂O₃（约37%（重量））和TiO₂（约31%（重量）），这种含钛酸铝的粉末具有约-200目的粒度，由ohio，East Liverpool

的Mason Color and Chemical Works Inc提供，并且包括痕量的SiO₂、MgO和Fe₂O₃。将这种含钛酸铝的粉末与约10%（重量）的Fe₂O₃粉末和约12%（重量）的铝合金粉末混合。这种铝合金粉末也是-200目，并且具有下列实施例1中所述的组成。这种Fe₂O₃粉末为-325目，由Fischer Scientific公司提供。干压后，在约1500℃下进行氧化和烧结，如用定量X-射线衍射分析测定的，该陶瓷体含有约91%（重量）的钛酸铝。

混合物2

将约69%（重量）的含钛酸铝和其前体（如在混合物1中所述的）的粉末与约8%（重量）的下列实施例1中所述的铝合金粉末和约17%（重量）的铬矿混合。向这种混合物中加入约6%（重量）的金属钛粉末。该金属钛粉末的粒度为-200目，由New Jersey，Bergenfield的Altantic Equipment Engineering提供。所说的铬矿得自Foote Minerals of Exton，PA，具有-200目的粒度。干压后，在约1500℃下氧化和烧结，经定量X-射线衍射分析得知该陶瓷体含有约78%（重量）的AL₂TiO₅。

另外，除干压法之外的其它常用的加工方法，如粉浆浇铸、沉淀浇铸、挤压、注模等方法也可以用来形成该陶瓷生坯体。用作粘合剂或用来形成泥浆的特殊物质包括一些常用物质，如聚乙烯醇、甲基纤维素、去离子水、叔胺聚合物、聚合电解质分散剂等。所说的粉末的粒度和所用粘合剂的量是可变化的。但是，优选的是粉末组分的粒度约为-200目。制成生陶瓷坯体后，将其干燥、氧化并且最好进行烧结以提供一种包括钛酸铝的陶瓷体。

如果需要的话，可以将一种熔融金属浇铸在该物体（例如，钛酸铝）的周围。具体地说，可以利用如在上述系列号116，412中所公开的配合层以减少浇铸时该陶瓷体的损坏。更重要的是，本发明的一个特殊优点在于本发明的钛酸铝陶瓷体具有耐热震性，并且熔融融金属（例如，铁或铝）可以直接浇铸在该陶瓷体的周围（而不必采用涂层或配合层来制备（例如）用于内燃机的气缸头内的排气口衬里。

因此，不需要涂层或配合层，用本发明生产的物体更易于用于具有严格尺寸公差或限制的发动机设计中（例如，内燃机的气缸头）。

另外，最好是通过在用来生产坯体的材料中包括短效材料来提高通过母体金属的氧化反应形成的孔隙率。所说的短效材料包括聚苯乙烯颗粒、木屑、玉米淀粉、椰子炭等。这些材料根据本发明加热时会挥发或烧掉。

不想受到任何特定理论或解释的局限，根据本发明形成的钛酸铝陶瓷体为什么是（1）耐热震;（2）不会引起浇铸金属破坏或弯曲;以及（3）可以生产出完整的或近似于完整的形状并且在加热时具有零或近似于零的收缩，解释如下：

当粉末状母体金属（例如，铝）与钛酸铝混合物混合，并在含氧化剂的环境（如，空气）中加热到约1400～1600℃时，这种粉末状母体金属至少部分氧化（例如，铝转变为氧化铝）。这种氧化反应产生一种氧化反应产物（例如，Al₂O₃），该产物留下空隙或空腔，该空隙至少部分地被包括Al₂O₃的形成相衬里。另外，这种氧化反应产物可继续生长超过金属颗粒的原始位置，而产生增强的或内连的钛酸铝相（例如，这种氧化反应产物可能是至少部分内连的，从而导致该氧化反应产物使至少部分钛酸铝陶瓷体粘合在一起）这种贯穿钛酸铝体的铝合金粉末的氧化的累积作用是产生理想的增强的孔隙。相信这种增强的孔隙理想地影响根据本发明生产的钛酸铝体的热震性能和浇铸性能。具体地说，这种孔隙使得该钛酸铝体耐热震和配合的，由此使得该陶瓷体可承受浇铸操作的恶劣条件。另外，在这种钛酸铝体中显微裂纹的存在也有利地影响其热震和浇铸性能。再有，该氧化反应过程（例如，母体金属向母体金属的氧化物的转变）伴随着陶瓷体的膨胀，这种膨胀可以抵消或平衡任何烧结收缩。这种现象使得生产的具有原来的或原来的完整形状的部件具有整体的零收缩。这种保持原形或近似于原形状的能力是非常重要的，因为可以将钛酸铝混合物成型为理想的生坯体，使其加热后所得到的钛酸铝陶瓷体基本具有与生坯体相同的尺寸和形状。

还观察到在约1300～1600℃下氧化和烧结期间，可形成含铝的复合氧化物。由此，通过氧化反应过程形成的Al₂O₃相可与过量的TiO₂和/或稳定剂（如铬矿、钛铁矿或Fe₂O₃等）反应形成稳定的钛酸铝固溶体和/或复合氧化物，例如，Al₂O₃-Cr₂O₃、Fe、Mg夹晶石等，这些复合氧化物也可以固溶体存在。这种复合氧化物还能赋予所形成的钛酸铝陶瓷体且以理想的机械性能。

为了更好地理解本发明，提供下列实施例。这些实施例仅旨在说明制备钛酸铝体的各个方面。特别是这些实施例对本发明的范围不应构成任何限制。

实施例1和2说明了可用来生产包括钛酸铝的陶瓷体的方法。

实施例1

通过粉浆浇铸包括钛酸铝、铬矿、Fe₂O₃和粉末状铝合金的配料制备本发明的钛酸铝陶瓷体。所述的含钛酸铝粉末为-200目，由Ohio East Liverpool，Mason Color and Chemical Works公司提供，并且如在上述混合物1中所讨论的，包括约32%（重量）的Al₂TiO₅，其余为未反应的Al₂O₃和TiO₂，并且存在痕量的SiO₂、MgO和Fe₂O₃。所述铬矿为-200目，由PA，Exton，Foote Minerals公司提供。所述的Fe₂O₃为-325目，由Fischer Scientific公司提供。通过使所述的粉末组分与水和Darvan 7分散剂和XUS 4030303有机粘合剂混合制备粉浆配料。所述的Darvan 7分散剂由Connecticut，Norwalk，RT Vanderbuilt公司提供。所述的XUS 4030303陶瓷粘合剂由USA，Midland，Michigan的Dow Chemical提供。搅拌粉浆的陶瓷粉末部分，并将其放入一个含有等重量的由PA，King of Prussia的Chemical公司提供的氧化铝研磨介质的塑料罐中。加入粉浆的液体部分。这种粉浆混合物填充2升的塑料罐体积的一半到四分之三。该罐中的粉浆含有下列组分（大约）：

去离子水    1475g

Darvan    7    110g

乙酸（10%浓度）    25g

XUS    4030303粘合剂（5%浓度）    81g

钛酸铝粉末    2965g

铬矿    780g

Fe₂O₃225g

将上述粉浆球磨8小时。在球磨期间，用乙酸调节该粉浆的pH到约6.9～7.3。球磨后，加入约531g的铝合金粉末。

所述的铝合金是由Belmont    Metals提供，并且包括约2.5～3.5%（重量的Zn，3.0～4.0%（重量）的Cu7.5～9.5%（重量）的Si、0.8～1.5%（重量）的Fe、0.2～0.3%（重量）的Mg、0～0.5%（重量）的Mn、0～0.001%（重量）的Be、和0～0.35%（重量）的Sn。

将该粉浆再次球磨约1小时，在此期间，必须将其pH再次调节到约6.9～7.1，通过控制pH，使铝和水之间的反应稳定，由此减小氢气的形成。所用的粉浆的比重和粘度分别为约2.1～2.2和250～750厘泊，这是通过控制水和Davan    7分散剂的量达到的。

将该粉浆浇铸到一个熟石膏模中，该模是由NJ，Trenton的Molland    Mold公司提供的，该模反型复制了排气口衬里的几何形状。将该粉浆倒入所述的模中排掉剩余的粉浆使壁厚约为0.1～0.15英寸。约2小时后，将坯体从模中取出，放入一个电阻加热的干燥炉中于约100℃下干燥约18小时。（注意坯体也可以通过将模具和坯体一同放入干燥炉中在模内干燥）。

干燥后，将得到的生陶瓷坯体在空气中用OH，Columbas的Harrop公司提供的电阻式炉氧化和烧结。下面为所采用的加热程序：

时间（小时）    温度

5    室温到105℃

10    105℃

5    105℃到350℃

5    350℃

5    350℃到450℃

5    450℃

17    450℃到1500℃

12    1500℃

10    1500℃到500℃

10    500℃到室温

至少约1500℃的温度是重要的，以使得在陶瓷体中形成足够的Al₂TiO₅。根据本实施例生产的钛酸铝陶瓷体适用于浇铸熔融铝和/或铁，例如根据实施例3。另外，如上所述，控制PH值来减小氢气的形成。但是，这种性质可以用来提供一种由于放出气体（例如，自发泡）而导致其本身具有孔隙的物体，该物体可以进行后续烧结。

表1列出了根据实施例1生产的钛酸铝体的典型性能。除在表1中所列的性能之外，根据实施例1生产的陶瓷体还显示出表2中所列的性能。

表2

实施例2

通过干压尺寸为直径约为1.30英寸和厚度约为0.40英寸的园片来制备本发明的钛酸铝体。所压的粉末包括约71%（重量）的含约32%（重量）的Al₂TiO₅，其量为未反应的Al₂O₃（约37%（重量））和TiO₂（约31%（重量））和痕量的SiO₂、MgO和Fe₂O₃的粉末混合物，将约17%（重量）的铬矿和12%（重量）的铝合金干混入含有钛酸铝的粉末中。所述的粉末的粒度相同，提供厂家如实施例1中所述。加入15%浓度的含水聚乙烯醇粘合剂（Elvanoil 75～15）（由Wilmington DE，E.I.Du Pont de Nemours and Company提供）。将这种混合物充分混合直到用于干压。利用干压机和钢模压制该混合物，增加干压机的压力直到在干压坯中开始出现分层裂纹为止（例如，约5000～7500Psi）

将得到的干压坯放在由Worchester，MA，的Norton    Company提供的38    Alundum熔凝氧化铝的床上进行加热。利用实施例1的炉子和加热程序加热该物体。根据本实施例生产的钛酸铝体适用于浇铸熔融铝和/或铁，例如根据实施例3。

图1为根据本实施例制备的陶瓷体的横截面的放大200倍的光学显微照片。较黑的区域（1）代表氧化反应期间形成的孔隙和空穴，较亮的区域（2）代表Al₂TiO₅。灰色区域（3）代表复合氧化物。注意至少一部分区域（3）含有由（4）标记的微裂区。

实施例3说明可用来用熔融金属（例如，铝）浇铸或包围包括钛酸铝体的陶瓷体的方法。

实施例3

如图2所示，通过浇铸操作使根据实施例2干压制成的钛酸铝管（15）溶入铝中。利用高约为5.0英寸，外径约为3.4英寸和内径为2.7英寸的石墨管（11）和外径约为6英寸，高1英寸并且具有凹入的园环区域（13）和用于放置钛酸铝管（15）的高起的园形中心部件（14）的石墨板（12）在管（15）的周围浇铸熔融铝。将长约95mm外径约为44mm的钛酸铝管（15）放在石墨板的高起部分（14）上。用砂子（16）填充钛酸铝管（15）。将石墨板（12）和管（15）的组装体预热到约60℃。用于包围钛酸铝管（15）的铝合金（未示出）具有上述实施例1中所述的组成。将该铝合金加热到约750℃。将钛酸铝管（15）和石墨板（12）加热到浇铸温度的约70℃以内（例如，750℃的约70℃以内）。通过接触高温计监测钛酸铝体（15）的温度。将预热到600℃的石墨管（11）放入钛酸铝管（15）周围的石墨板（12）上的凹下槽（13）中以使限定其间的区域（17）。

将熔融铝合金迅速和连续地倒入石墨管（11）和钛酸铝管（15）周围的区域（17）中，直到该钛酸铝管（15）被完全埋住。通过用陶瓷纤维毡覆盖使整个组装体缓慢冷却到室温。

将该试验组装体充分冷却到室温之后，除去石墨管（11）并从陶瓷管（15）中除去砂子（16）。检查陶瓷管（15）在试验间是否发生任何破裂、剥落或移位。发现该钛酸铝管（15）在熔融铝的浇铸期间或者在冷却到室温期间都没有发生破裂。

图3为根据实施例3形成的浇铸到铝中的排气口衬口（即，管）的截面照片。具体地说，钛酸铝体（21）被浇铸的铝金属（22）包围。如图3所示，所说的金属与烧结的钛酸铝体为整体。

另外，利用实施例3的方法，也可以在熔融铁中浇铸（例如）根据实施例1形成的钛酸铝体。在这方面，图6为根据实施例1所生产的钛酸铝体的横截面的实际照片，所说的钛酸铝体已被熔融铁浇铸并冷却。

典型地，当陶瓷体周围的熔融金属固化和开始冷却和接触时，由于周围金属和陶瓷体之间的热膨胀系数不同在陶瓷体中会产生压应力例如压缩剪切应力。因此，由于本发明的钛酸铝体的特征（即机械性能和导热性能），该钛酸铝体可以承受熔融金属浇铸过程中伴随的热震和压应力。

测定根据本发明生产的和根据上述实施例2生产的多个钛酸铝体的机械性能。为了比较，从Hoechst公司购买了市售钛酸铝体。所说的市售钛酸铝体为长约6英寸，外径约为7/4英寸，壁厚约1/8英寸的管。该管包括约100%的Al₂TiO₅。用于测定每种材料的两块试样的平均机械性能的程序如下：

热膨胀系数。用Adamel-Lhomargy膨胀计测定长约1.5～2.0英寸，端面约0.25平方英寸的棒从室温到约1400℃的热膨胀特性。试验的试件的端面形状不必是正方形的，也可以例如，是园形的。

导热性。通过计算热扩散率、比热和块密度的结果来测定这些数值。

所说的热扩散率是采用脉冲激光技术在加工成约0.35平方英寸×0.1英寸的正方形板上测定的。该试验包括在充氮室内加热样品（即，板），用激光束照射板的一侧，并且用红外辐射高温计测量相对侧面上的温升。测量单位为cm²/S。间隔为100℃从室温到约1000℃的样品温度下重复上述程序以提供与温度的关系。

比热。利用量热计对加工的0.17平方英寸×0.04英寸厚的薄片测定比热。间隔100℃使样品从室温加热到600℃。比热的单位为J/g/℃。

块密度，通过用体积去除样品的重量测定块密度。单位为g/cm³。

机械性能，在单轴压缩状态下测定强度和可塑性。用从园盘（例如，在实施例2中制备的）切下的环和块进行压缩试验。所说的环是从园管（例如，排气口衬里）的截面切下的。该环的尺寸为厚约0.5英寸，外径约1.7英寸。所说的块的尺寸约为0.7英寸×1.0英寸×0.3英寸厚。

对上述的环和块的顶面和底面进行机械加工以便保证两表面平行。将试件在室温下用装有Zygo激光传感系统的Tinius    Olsen机械试验机进行试验以便测量和描绘试验期间样品的偏移。以每分钟300磅的速度加载对样品进行试验直到发生裂纹。

总应变为在破坏时测得的应变。在此所定义的顺从应变是通过外推每条线的长部直到它与“X”轴相交从当力/应变（即，如在下面更详细讨论的图4中的虚线所示）测定的。压缩强度为破坏时的负载除去样品的横截面面积。杨氏模量为应力/应变曲线的上部直线部分的斜率。

热震。热震试验是通过将钛酸铝体浸没在约1400℃的熔融铁中，并且观察在保证热偏差下该物体是否破坏。

表3列出了所试验的材料的两个样品的平均值。表4表明了本发明的钛酸铝材料至少部分地补偿烧结期间产生的收缩以便提供近似于原来形状的物体的能力。这种烧结收缩数据不能从市售的钛酸铝体得到，因为它是购自Hoechst厂的成品。

一般来说，根据实施例2生产的陶瓷体具有比市售的钛酸铝更低的密度和基本相似的或更低的导热性。市售的钛酸铝典型地显示出较高的压缩应力。市售的钛酸铝具有相似的总应变能力和顺从应变能力。虽然市售的钛酸铝经受住了热震试验，但是所试验的那些物体不能经受住熔融铁的熔合（即，浇铸）。具体地说，似乎施加在该市售物体上的应力太大以致于它们不能承受，而本发明的物体却可以承受同样的浇铸操作。

图4表示出得自Hoechst的市售钛酸铝体和根据实施例2生产的钛酸铝体的应力/应变曲线。利用两个独立的试验样品（它们相应于用来产生表1中的数据的两个样品）来产生图4中的曲线A和B。具体地说，线A代表根据实施例2生产的钛酸铝复合体块的应力/应变曲线;线B代表得自Hoechst的市售钛酸铝体的环的应力/应变曲线;线C代表基本根据实施例1生产的物体的应力/应变曲线。对于这些物体，对于线A（实施例2），最大压缩强度为163MPa最大应变为126×10^-4以及顺从应变为34。对于线B（即，市售体），最大压缩强度为288MPa，最大应变为101×10^-4以及最大顺从应变为28。对于线C（即，本发明的实施例1），最大压缩强度为345MPa，最大应变为129×10^-4以及最大顺从应变为45。对于浇铸操作，极限机械性能为通过最大应变和顺从应变测量的材料的变形性能。明显表示出用实施例2的方法生产的物体显著地优于市售物体。

铝合金存在的重要的综合作用为能够提供一种多孔钛酸铝陶瓷体该陶瓷体在优选实施方案中可以是微裂的，与市售的相当致密的材料相比具有改进的热绝缘性能。同时不想受任何特定理论的限制，我们相信这种钛酸铝的微裂可能是图4中显示的独特性能的基础。具体地说，当向该钛酸铝体加力时，这种微裂纹通过被压在一起（即，闭合）可以吸收这种力。最后，这种微裂纹可以基本完全消除，这导致物体的机械性能发生变化（即，图4的曲线中的折曲或断裂）。因此，可以使该物体提供对将要加到该物体上的预定力所需的应力-应变特性。

另外，如图5所示，根据本发明生产的材料与市售的钛酸铝体相比较显示出提高的热绝缘性能（即，降低的导热率）。这种降低的导热率使得热转变提高，并且由此可以使邻近本发明的钛酸铝体的物体与高温隔绝。具体地说，线D代表图4中所用的市售钛酸铝的相同管的导热性。而线E代表图4中用实施例2的钛酸铝的相同试样的导热性。图5说明本发明的钛酸铝体的导热性的综合降低率。

另外，本发明包括以Al、Ti、Al₂O₃、TiO₂和Al₂TiO₅的材料的新体系。例如，包括Al或铝合金的混合物当与Al₂TiO₅混合时，并加热到约1500℃可形成包括原始Al₂TiO₅颗粒，或该颗粒被多孔Al₂O₃相粘结或连接到一起的最终产物。所说的Al₂O₃为铝合金的氧化反应产物。如果要求热稳定性的话，应提供稳定剂。另一方面，初始提供的铝的一些或基本全部可以最终形成钛酸铝或反应形成复合氧化物。可以使反应量控制到任何所需程度。例如，混合物（例如，钛酸铝前体）如Al和TiO₂或者Ti和Al₂O₃在氧化气氛中加热时可反应形成包括Al₂TiO₅的陶瓷体。反应量也可以通过调节温度、氧化剂和/或反应时间等因素来控制。

另外，这种母体金属氧化的方法使得形成的最终产物具有与生坯体大约相同的尺寸（即，具有几乎零收缩）。具体地说，当包括可氧化金属的物体反应形成氧化反应产物时，该物体易于变成多孔和膨胀。当继续加热时，该物体开始烧结。这种烧结可能伴随该物体的收缩。总效果是该物体由于烧结产生的收缩量基本等于由于氧化反应产物的形成所产生的膨胀量，由此使得出坯体与最终产品之间具有基本为零的净收缩。另外，可以向包括钛酸铝的生坯体中加入填料，例如，SiC，以便控制在烧结期间可能发生的尺寸波动。

另外，当形成包括钛酸铝和稳定剂的复合氧化物的最终陶瓷体时得到的陶瓷体与市售的物体相比时具有改进的热稳定性（例如，Al₂TiO₅相能承受反复加热和冷却循环，而不会显著分解的能力）。例如，根据上述实施例2生产的最终物体，加热到约1100℃并在该温度下保持约100小时时，保留约75%（重量）的原始Al₂TiO₅。（表5列出了根据实施例2生产的物体和市售Al₂TiO₅体的热稳定性比较），而试验的市售物体为例如，从Hoechst购买的样品。当以同样方式加热时，含有约0%的Al₂TiO₅。更重要的是，根据本发明生产的钛酸铝体经热稳定性试验后仍是可加工的，并且是耐热震的，而市售物体则不具备上述性能。特别是，本发明的钛酸铝体可以用常规的铝床和钻头尖加工。

表5

热稳定性

（%保留的钛酸铝）

实施例2    市售钛酸铝

900℃，1000小时    80    63

1100℃，100小时    75    0

1425℃，浇铸铸铁    100    84

因此，本发明提供了一种包括钛酸铝的多孔微裂的陶瓷体，该陶瓷体的热稳定性更好，并可以稳定地生产出具有与预定形状相同或近乎相同的，具有几乎零收缩的物体。

虽然，在优选实施方案中公开了本发明，但应该理解的是本发明不限于此，本专业熟练技术人员可以作出的任何变化和改进都包括在本发明的权利要求的范围内。

Claims (19)

1、一种生产耐热震和顺从物体的方法，该方法包括：

(a)将包括母体金属的粉末与选自钛酸铝和钛酸铝前体中的至少一种物质相混合；

(b)加入稳定剂材料；

(c)用步骤(b)的混合物制备生坯体；以及

(d)氧化和烧结所述的生坯体。

2、如权利要求1所述的方法，其中所述的母体金属包括铝。

3、如权利要求1所述的方法，其中所述的稳定剂包括选自铬矿钛铁矿和Fe₂O₂中的至少一种物质。

4、如权利要求1所述的方法，进一步包括通过选自下列方法中的一种方法制备上述生坯体，所述的方法包括热压、粉浆浇铸、注模沉淀浇铸和挤压。

5、如权利要求4所述的方法，其中所述的方法包括粉浆浇铸，并且进一步包括控制球磨期间粉浆的PH值。

6、如权利要求1所述的方法，进一步包括在从约1300℃到至少1500℃的温度下烧结所述的生坯体。

7、如权利要求6所述的方法，其中所说的氧化继续进行一段足够的时间以便从所述的母体金属形成至少一些氧化反应产物，以使得所说的金属在烧结的物体中引入孔隙。

8、如权利要求1所述的方法，其中所说的钛酸铝前体包括选自Al₂O₃、TiO₂、Al、Ti以及Al和Ti的合金中的至少一种物质。

9、如权利要求7所述的方法，其中所述的金属包括含有Zn、Cu、Si、Fe和Mg的合金。

10、如权利要求1所述的方法，进一步包括在至少一种所述的包括钛酸铝的烧结陶瓷体周围浇铸熔融金属。

11、如权利要求10所述的方法，其中所说的熔融金属包括选自铝、铁及其合金中的至少一种。

12、一种耐热震和顺从的物体，该物体包括钛酸铝，其热膨胀系数约小于2.0×10^-6/℃，导热率约小于2.0瓦/m°K

13、如权利要求12所述的物体，进一步包括密度约小于3.30g/cm³。

14、如权利要求12所述的物体，进一步包括选自Al₂O₃、TiO₂、铝、铝合金、Ti、钛合金、铬矿、Cr₂O₃、Fe₂O₃和钛铁矿中的至少一种物质。

15、如权利要求12所述的物体，其中所说的物体含有不小于50%（重量）的Al₂TiO₅。

16、如权利要求12所述的物体，其中所说的耐热震物体至少部分被金属所包围。

17、一种根据权利要求1生产的产品。

18、一种根据权利要求11生产的产品。

19、一种生产待金属组分浇铸的多孔陶瓷复合体的方法，该方法包括：

（a）提供一种包括选自铝、钛和它们的合金中至少一种的粉末，并且该粉末中混合有选自Al₂TiO₅、Al₂O₃和TiO₂中的至少一种材料;

（b）加入至少一种选自铬矿、钛铁矿和Fe₂O₃中的物质;

（c）用选自热压、粉浆浇铸、注模、沉淀浇铸和挤压中的一种方法制备生坯体;以及

（d）使上述生坯体在至少1300℃下氧化和烧结一段足够的时间以形成所述母体金属的至少一些氧化反应产物以便在陶瓷体中引入孔隙和提供整体性。

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