DE2432865A1 - Keramikmaterial und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents
Keramikmaterial und verfahren zu seiner herstellungInfo
- Publication number
- DE2432865A1 DE2432865A1 DE2432865A DE2432865A DE2432865A1 DE 2432865 A1 DE2432865 A1 DE 2432865A1 DE 2432865 A DE2432865 A DE 2432865A DE 2432865 A DE2432865 A DE 2432865A DE 2432865 A1 DE2432865 A1 DE 2432865A1
- Authority
- DE
- Germany
- Prior art keywords
- pressure
- maximum
- temperature
- powder
- range
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/64—Burning or sintering processes
- C04B35/645—Pressure sintering
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
- C04B35/10—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on aluminium oxide
- C04B35/111—Fine ceramics
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Ceramic Engineering (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Structural Engineering (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
- Polishing Bodies And Polishing Tools (AREA)
- Ceramic Products (AREA)
- Acyclic And Carbocyclic Compounds In Medicinal Compositions (AREA)
Description
~ , ο ■"% ο ">
r
PATENTANWALT L· "-'ι ■->
L -J D D
13.3.1974 Anw.-Akte: 27.66
PATENTANMELDUNG
The Babcock & Wilcox Company
161 East 42nd Street, New York, N„Y„ 10017 -U.S.A.
Keramikmaterial und Verfahren zu seiner Herstellung
Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung eines Keramikmaterials,
das Körner gesinterten Aluminiumoxids in bestimmter Korngrößenverteilung enthält, nach Patent
(Patentanmeldung P 23 22 983.6).
Nach der Lehre des Hauptpatentes ist die Korngrößenverteilung folgende:
Korngrößenbereich Prozent des Korngefüges
weniger als 0,3 Mikron 0 %
zwischen 0,3 u. 0,5 Mikron 25 %
5 0 9 B 2 0 / D 9 6 2
zwischen 0,3 u. 0,7 Mikron zwischen 0,3 u. 0,9 Mikron zwischen 0,3 u. 1,5 Mikron
24328S5
54 % 80 %
100 %
Der grundsätzliche Vorteil des Keramikmaterials nach dem Hauptpatent
besteht darin, daß nicht nur die Produktionszeit desselben verringert wird, sondern sich auch ein nachweisbar besseres Produkt
ergibt. Jedoch liegen bei diesem Produkt noch nicht die optimalen physikalischen Eigenschaften vor.
In Weiterbildung des Gegenstandes des Hauptpatentes wird deshalb
erfindungsgemäß vorgeschlagen, daß in einer Kugelmühle gemahlenes Karbidpulver mit einem Aluminiumoxidpulver gemischt wird,
daß diese Pulver verdichtet und mit einer Geschwindigkeit von
400 - 1000 C pro Minute unter einem konstanten Druck erhitzt werden,
daß bei Beginn der Volumenminderung der Druck zur Erreichung eines maximalen Heißverfahrensdruckes erhöht und eine langsamere
Erhitzungsgeschwindigkeit angewandt wird, um eine maximale Temperatur während der Anwendung des erhöhten Druckes zu erzielen,
und daß der maximale Heißverfahrensdruck und die maximale Temperatur 2-6 Minuten beibehalten werden. In weiterer Ausgestaltung
der Erfindung liegt die maximale Temperatur im Bereich von 800 1800
C und der maximale Verfahrensdruck im Bereich von 210,9
-2
bis 667,85 kg cm
bis 667,85 kg cm
Weitere Einzelheiten und Merkmale der Erfindung ergeben sich aus
der nachfolgenden Beschreibung mehrerer Ausführungsbeispiele, die in der Zeichnung dargestellt sind. Es zeigen:
Fig. 1 ein Diagramm zur Darstellung des "Abbrechpunktes11
(Einsetzen der Volumenminderung), wobei die Preß-
509820/0962
-3-
Stempelverschiebung über der Zeit aufgetragen ist, und
Fig. 2 eine Kurvenschar s die Druck, Temperatur, Dichte
und "Abbrechpunkt" als Funktion der Zeit für einige Materialien darstellt.
Eine Preßstempelverschiebung 10 ist zum "Vorpressen" des pulverisierten
Gemisches notwendig, um zum einen das Sintern zu verstäi— ken und zum anderen zwischen der Zeit 0 und der Zeit t irgendwelche
in dem Pulver eingeschlossenen Gase zu beseitigen. Nach der Zeit t und vor der Zeit t führt die Anwendung von Wärme auf das
"vorgepreßte" Pulver zu einer Wärme-Dehnungsverschiebung 12 des Preßstempels. Dieser Schritt des Verfahrens wird durch einen
"Abbrechpunkt" 13 bei der Zeit t beendet. Dieser "Abbrechpunkt"
ist durch den Wechsel von der Ausdehnung des vorgepreßten Pulvers auf eine Volumenminderung 14, die mit Beginn des Sinterns einsetzt,
gekennzeichnet. Die Volumenminderung erreicht ihren Höhepunkt bei
der Zeit t . Bei der Zeit t liegt die maximale Verdichtung und Ko-3
3
aleszenz des gesinterten Pulvers vor. Die weitere Anwendung von Wärme nach der Zeit t erzeugt ein übermäßiges Kornwachstum oder
ein "Blähen" 16 bei einer Vergrößerung der Preßstempelverschiebung.
Bei der Zeit t , ehe das Blähen des Materials beginnt, wird das Ver-3
fahren beendet.
Eine graphische Darstellung der Temperatur des gesinterten Produktes,
der Dichte und der "Abbrechpunkte" als Funktion der Zeit ist in Fig. für die nachstehenden Materialien gezeigt, wobei die Anfangszeit O
der Fig. 2 der Zeit t in Fig. 1 entspricht:.
Blockdurchmesser Material
1 " · UO
1 " Al2
EOO? Γ' 0 / C 3 6 2 ORIGINAL INSPECTED
AI2°3~TiC
5 » AI2O3-TiC
Die Darstellung des Druckverlaufs 20 ist für alle diese Materialien
durch geradlinige Abschnitte begrenzt, die einen Druckanstieg und eine Übergangsfunktion vom Anfangsdruck zum maximalen Heißverfahrensdruck
kennzeichnen, der während des restlichen Verfahrens beibehalten wird.
Die Darstellung des Temperaturverlaufs 22 wird durch geradlinige Abschnitte begrenzt. Die Temperaturgrenzen geben eine ansteigende
Temperatur als Reaktion auf die Anfangserhitzung an, an die sich ein Mindest- und Höchsttemperatur bereich für das restliche Verfahren
anschließt.
Die Darstellung der theoretischen maximalen Dichte verläuft entsprechend
den maximalen Werten, die durch eine verallgemeinerte Graphik 24 dargestellt werden. Die theoretische maximale Dichte ist
als die engstmögliche Packung von Atomen in der Kristallinenstruktur
des Gemisches unter Ausschluß aller Verunreinigungen definiert, die ein minimales Zwischenraumvolumen zwischen den gepackten Atomen
ergibt.
Im übrigen ändern sich die "Abbrechpunkte" als Funktion der Zeit außerdem je nachdem betrachteten Material und der Blockgröße.
Alpha-Aluminiumoxidpulver mit einer Partikelgröße von weniger als ein Mikron, vorzugsweise weniger als ein zehntel Mikron, wird in
einer Trocken- oder Kugelmühle vier bis acht Stunden lang behan-
509820/0962
delt. Nach dem Vermählen wird das Pulver weitere vier bis acht Stunden
bei 50-100 C getrocknet. Die günstigste Temperatur liegt bei 72 C für
das Trocknen. Die Vorgänge des Mahlens und des Trocknens bewirken, daß überschüssige Oberflächengase beseitigt werden, so daß ein feinkörnigeres
Endprodukt erzielt wird. Nach der Gasaustreibung wird, um erfindungsgemäß einen Al 0 -Block mit einem Durchmesser von 25,4 mm
2 3
zu erhalten, das Pulver durch ein Sieb mit der Maschenweite 200 United
States Standard gesiebt, um evtl. entstandene Agglomerate zu beseitigen. Das gesiebte Pulver wird in eine hochtemperaturbeständige, hochfeste
Unterform gegeben. Hierfür eignet sich besonders eine Graphitform in einer inerten Atmosphäre oder einer reduzierten Atmosphäre. Dann wird
ein Verdichtungsdruck von 281 - 562 kg/cm auf das Pulver in der Unterform
gegeben. Dieser Druck wird angewendet, um das Pulver zu Beginn auf 30 - 50% seiner maximalen, theoretischen Dichte zu verdichten. Für
diese Probe wurde festgestellt, daß ein Anfangsverdichtungsdruck oder
2
"Vorpreßdruck" von 404 kg/cm die besten Endprodukte ergibt. Dieser
"Vorpreßdruck" von 404 kg/cm die besten Endprodukte ergibt. Dieser
2 Vorpreßdruck wird dann auf einen Bereich von 35 - 70 kg/cm reduziert.
Im allgemeinen ergibt eine Druckreduzierung auf 70 kg/cm zufriedenstellende
Ergebnisse.
Das Pulver und die Unterform werden in eine Warmpresse oder eine andere
Hochtemperatur- und Hochdruck-Sintervorrichtung gebracht. Ausserdem
wird zum Schutz der Unterform eine Schutzatmosphäre im System hergestellt. Ein Vakuum, eine Heliumatmosphäre oder ein Gemisch aus
Helium und acht Gewichtsprozent Wasserstoff sind für diesen Zweck geeignet. Es kann auch aus wirtschaftlichen Gründen verhältnismäßig billiges
Stickstoff gas verwendet werden.
Während anschließend mit der Anwendung eines verminderten Druckes auf das verdichtete Pulver begonnen wird, wird die Temperatur des Pulvers
und äer Unterform mittels einer Induktionsheizvorrichtung mit einer Geschwindigkeit von 400 - 1000 C pro Minute erhöht. Durch ent-
509820/0962
sprechende Anordnung und Bemessung der Induktionsheizvorrichtung und des Blockes kann eine gleichmäßige Erhitzung des gesamten Pulvers
erzielt werden. Innerhalb des obengenannten Bereiches kann die Temperaturänderungsgeschwindigkeit fast beliebig bis zum Erreichen
der Volumenminderung oder des "Abbrechpunktes" 13 (Fig. 1) geändert
werden, ohne daß sich die Qualität des Endproduktes verschlechtert.
Bezüglich der betrachteten Probe zeigen zahlreiche Versuche, daß die
Erhöhung der Temperatur des Pulvers - innerhalb der obigen Grenzen der Erhitzungsgeschwindigkeit - und der Form auf 760 C - 815 C, gemessen
mit einem optischen Pyrometer, das gewünschte Resultat ergibt, d.h., das Einsetzen der Volumenminderung oder der "Abbrechpunkt11
beginnt normalerweise, wenn die Temperatur etwa 800 C erreicht. Gemäß einem Merkmal der Erfindung wird, während die Tem-
peratur auf die als Beispiel genannten 800 C erhöht wird, um die Volumenminderung
einzuleiten, auch der reduzierte Druck von 70 kg cm auf den Pulver-Block ausgeübt. Diese Volumenminderung kann mit Hilfe
eines Meßumformers mit linear variabler Verschiebung beobachtet werden, der an dem Preßstempel befestigt ist, der den Druck auf das
sinternde Pulver ausübt.
Nachdem der "Abbrechpunkt11 erreicht ist, werden sowohl die Temperatur
als auch der Druck erhöht, um die dem betreffenden Material und der Blockgröße inhärente und natürliche Verdichtungsrate zu bewirken.
Sowohl der Druck als auch die Temperatur können überwacht und so eingestellt werden, daß diese natürliche Verdichtungsrate annähernd erzielt
wird. Diese Verdichtungsrate wird durch eine Reihe von mit Pulverproben durchgeführten Versuchen festgestellt. In jedem dieser Versuche
werden die Temperatur- und Druckerhöhungsraten variiert um die Druckbereiche 20 (Fig. 2) und Temperaturbereiche 22 festzustellen,
die die größte Annäherung an die theoretische maximale Dichte 24 ergeben. In Fig. 1 ist zu beachten, daß sich die natürliche Verdichtungs-
509820/0962
rate ändert, während das Pulver auf seine maximale Verdichtung gesintert
wird,
gegeben ist.
gegeben ist.
sintert wird, die durch das Mindesblockvolumen bei der Zeit t an-
Bei dem vorgenannten Beispiel mit Aluminiumoxid wird das Einsetzen
der Volumenminderung durch die Anwendung eines Preßstempel druckes
2
von 253 kg/cm auf den jetzt sinternden Block begleitet. Obwohl dies ein bevorzugter maximaler Verfahrensdruck ist, werden auch geeig-
von 253 kg/cm auf den jetzt sinternden Block begleitet. Obwohl dies ein bevorzugter maximaler Verfahrensdruck ist, werden auch geeig-
2 nete Ergebnisse mit Drücken von 140 - 423 kg/cm erreicht. Diese schnelle Erhöhung des Druckes ist in der Sprungfunktions-Druckänderung
dargestellt, die das Druckdiagramm 20 kennzeichnet.
Während die Anwendung dieses Druckes fortgesetzt wird, wird auch die Temperatur erhöht, aber mit einer geringeren Geschwindigkeit, als
es für die anfängliche Erhöhung auf 800 C kennzeichnend war. Offensichtlich
werden die besten Ergebnisse mit einer Temperatur von 1600 C erzielt, die etwa 8 Minuten nach Erreichen der früheren Temperatur
von 800 C erreicht wird. Auch diese höheren Temperaturen werden mit einem optischen Pyrometer beobachtet. Diese maximale
Temperatur und dieser Druck werden zwei bis sechs Minuten beibehalten, und zwar am besten drei Minuten, wenn die maximale Verfahrenstemperatur
von 1600 C erreicht wird. Während dieser Zeit sintert das Aluminiumoxid mit seiner inhärenten Rate.
Die lineare Änderung der Preßstempelverschiebung zwischen der Zeit t
und der Zeit t , die in Fig. 1 dargestellt ist, ist ein charakteristisches Merkmal eines mit dieser natürlichen Verdichtungsrate sinternden
Blockes. Nach der Erfindung werden Druck und Temperatur, die nach Erreichen des "Abbrechpunktes'1 13 auf den sinternden Block angewendet
werden, so eingestellt, daß diese natürliche Sintergeschwindigkeit erzielt und beibehalten wird. Die natürliche Sintergeschwindigkeit ist
selbstverständlich jje nachdem behandelten Material verschieden. Diese
509820/0962
-e
-Q-
Geschwindigkeit kann außerdem bei verschiedenen Teilen des gleichen
Materials verschieden sein. Infolgedessen können die genaue Temperatur und die Drücke, die auf den sinternden Block anzuwenden sind, für jedes
Material durch eine Reihe von Versuchen bestimmt werden, die jeweils an einem anderen Teil des Materials durchgeführt werden. Diese
Versuche ergeben die Bedingungen, die die lineare Preßstempelverschiebung 14 (Fig. 1) bedingen, oder andere Angaben der natürlichen
Sintergeschwindigkeit für das betrachtete Material. Wenn einmal diese Sinterbedingungen festgestellt sind, können anschließende Blöcke ohne
Beobachtung der Preßstempelverschiebung und dergl. verarbeitet werden.
Eine genaue Betrachtung der Fig. 1 zeigt, daß gegen Ende des Sinterns 17 die Preßstempelverschiebung nicht ganz linear ist. Wie
in der Fig. 1 dargestellt ist, nimmt die Geschwindigkeit der Preßstempelverschiebung
als Funktion der Zeit ab, während der shternde Block sich dem Zustand der maximalen Verdichtung nähert. Bei Herannahen
dieses Endabschnittes des Sinterverfahrens werden der Druck und die Temperatur, die auf den Block einwirken, zwei bis sechs Minuten lang
stabilisiert, um den gesinterten Block "auszuhärten".
Es ist darauf zu achten, an diesem Punkt die Produktions bedingungen
auszusetzen, um das Entstehen eines "geblähten"Blockes zu verhindern.
Dieses 'Blähen" 16 ist dadurch gekennzeichnet, daß der Block eine geringere
Dichte aufweist, wie durch das größere Blockvolumen gezeigt wird, daß aus der sich vergrößernden Preßstempelverschiebung hervorgeht.
Zum Ende des Sinterns 17 ist noch zu sagen, daß es möglich ist, noch
genauer die natürliche Sintergeschwindigkeit herbeizuführen - die sich offensichtlich mit der Annäherung an die maximale Verdichtung ändert
-, indem der Druck und die Temperatur für den sinternden Block so eingestellt wird, daß die Preßstempelverschiebung genau der bevorzugten
Kurve der Fig. 1 nahekommt.
509820/0962
Nach dieser Zeit der Warmbehandlung oder anhaltenden Erhitzung bei
maximaler Temperatur wird die Induktionsvorrichtung oder eine andere Wärmequelle abgeschaltet und der Druck auf das Aluminiumoxid in der
Unterform auf 0 reduziert. Eine Kühlzeit von 1-5 Minuten reicht aus, um die Form und das nun gesinterte Aluminiumoxid auf Raumtemperatur
abkühlen zu lassen, so daß es aus der Presse genommen und aus der Unterform gelöst werden kann.
Der "Abbrechpunkt" (Darstellung 30 in Fig. 2) veranschaulicht das Verhältnis
zwischen dem Durchmesser des Endproduktblockes und den· Verfahrensbedingungen. Es müßten also, um erfindungsgemäß einen Al 0 -
2 3
Block von 127 mm Durchmesser herzustellen, etwas höhere Temperaturen
und Drücke während des Verfahrens angewendet werden, als es die vorstehenden Bedingungen für den Block mit einem Durchmesser von
25,4 mm erfordern. Ein grundlegendes Merkmal der Erfindung liegt jedoch in der Anwendung eines erhöhten Verfahrensdruckes innerhalb vorgeschriebener
Grenzen während des gesamten Sintervorganges, d.h. nach dem "Abbrechpunkt". Außerdem wird ein maximaler Verfahrensdruck innerhalb der vorgeschriebenen Grenzen festgestellt. Dieser Verfahrensdruck
Wird durch Vergleich des Druckverlaufs beim sinternden Block mit der Dichte der behandelten Probe erhalten, um die gewünschte
größte Annäherung an die theoretische maximale Dichte zu erzielen.
Somit haben Aluminiumoxidkeramiken, die nach der Erfindung hergestellt
werden, ein Korngefüge, das von den Korngrößen abweicht, die nach dem Stand der Technik bekannt sind. Kristalle einer viel höheren Durchschnittsgröße, beispielsweise von 2 oder 3 Mikron, sind gewöhnlich bei diesen
nach dem Stand der Technik bekannten Aluminiumoxiden gewachsen. Nach der Erfindung wird also eine neue Aluminiumoxidkeramik mit feinerer
Korngröße und besserer Korngrößenverteilung geschaffen.
509820/0962
-ΪΟ-
Ein weiteres Ausführungsbeipsiel der Erfindung umfaßt das Sintern von
Aluminiumoxid mit anderen Karbiden, Nitriden oder Oxiden, um die physikalischen Eigenschaften des sich ergebenden Produktes weiter zu
verbessern. Als bevorzugtes Beispiel wurden Blöcke mit 127 mm
Durchmesser aus Aluminiumoxid-Titankarbid (Al 0 -TiC) aus 70%
2 3
Aluminiumoxidpulver und 30% Titankarbidpulver hergestellt. Die ursprüngliche
Partikelgröße des Titankarbidpulvers beträgt 2-4 Mikron«
Die Partikelgröße wird durch 16-stündiges Vermählen in Alkohol in
einer Kugelmühle auf eine durchschnittliche Partikelgröße von 1 Mikron
reduziert. Das in der Kugelmühle vermahlene Pulver wird mechanisch mit dem Aluminiumoxid vermischt, so daß die beiden Materialien in
dem sich ergebendem Pulver gleichmäßig verteilt sind. Beispielsweise werden das Aluminiumoxid und das in der Kugelmühle gemahlene Titan—
karbid in einem Alkoholgemisch in einer Kugelmühle 4 Stunden gemischt.
Diese miteinander vermischten Material werden aus der Kugelmühle entfernt, der Alkohol wird verdampft, und das sich so ergebende Pulver
2 wird mit einem Druck von 281 - 562 kg/cm verdichtet, um einen Bock
zu erhalten, der eine Dichte von 30 - 50% der maximalen theoretischen
Dichte aufweist. Für das betrachtete Beispiel ergibt der Verpreßdruck
von 450 kg/cm das geeignete Gleichgewicht zwischen der Pulver-Verdichtung
und der Beseitigung von eingeschlossenen Gasen. Der angewen-
2 dete Preßstempeldruck wird dann auf einen Bereich von 35 - 70 kg/cm
verringert. Während dieser geringe Druck angewendet wird, wird das Material mit einer Geschwindigkeit von mindestens 400 C por Minute
und höchstens 1000 C pro Minute erhitzt, und zwar solange, bis das
ο Einsetzen der Volumenminderung beginnt, die gewöhnlich bei etwa 800 C
auftritt. Während das Material auf diese Temperatur von 800 C erhitzt wird, wird der genannte reduzierte Druck beibehalten, so daß die gute
Qualität des Blocks, wie vorhergehend angegeben, erzielt wird. Mit dem Einsetzen der Volumenminderung^. .die. bei. Punkt 31 des "Abbrech"-Diagramms
30 der Fig. 2 eintritt, wird der auf den jetzt sinternden Block
509820/0962
-11-
ausgeübte Preßstempeldruck auf 352 kg/cm , der dem bevorzugten maximalen
Heißverfahrens druck entspricht, erhöht. Es können jedoch auch gute Ergebnisse mit der Anwendung von Preßstempel drücken im Bereich von
2
210 - 667kg/cm erzielt werden.
210 - 667kg/cm erzielt werden.
Während die Anwendung dieses Druckes fortgesetzt wird, wird die Temperatur
erhöht, aber mit einer geringeren Erhöhungsgeschwindigkeit als diejenige, mit der die anfängliche Erhöhung auf 800 C erfolgte. Somit
wird innerhalb von 6 - 10 Minuten die maximale Verfahrenstemperatur im Bereich von 1200° C - 1800 C erreicht. Aufgrund der vorhandenen Vei—
suchsdaten werden die besten Ergebnisse mit einer Temperatur von etwa
1500 C erzielt. Diese maximale Temperatur und ein Druck von 352kg/cm werden 2-6 Minuten beibehalten.
Wie in der nachstehenden Tabelle I dargestellt ist, sind die sich ergebenden
Materialien chemisch gleichen Materialien überlegen, die nach den bisher bekannten Verfahren hergestellt wurden.
Zwanzig Blöcke mit einem Durchmesser von 127 mm wurden nach dem erfindungsgemäßen
Verfahren aus Aluminiumoxid-Titankarbid hergestellt, um die Wiederholbarkeit des Verfahrens und die überlegenen physikalischen
Eigenschaften des Produktes nachzuweisen.
Die sich ergebenden Dichtigkeitsdaten für alle zwanzig Blöcke sind in der
2 + Tabelle I angegeben. Die durchschnittliche Blockdichte betrug 4,257 g/cm 0,07
%, während beim Stand der Technik die Dichte für dieses Material
2
4,21 g/cm beträgt. Der Ausdruck "durchschnittlich",wie er hier verwendet wird, bedeutet den Quotient der arithmetischen Summe der Daten, dividiert durch die Anzahl der Datenwerte, die zur Berechnung der Summe verwendet wurden.
4,21 g/cm beträgt. Der Ausdruck "durchschnittlich",wie er hier verwendet wird, bedeutet den Quotient der arithmetischen Summe der Daten, dividiert durch die Anzahl der Datenwerte, die zur Berechnung der Summe verwendet wurden.
509820/0962
Block Nr.
63 64 65 66 67 68 69 70 71 72 73 74 75 76 77 78 79 80
81 82
Durchschnittlich 4,257 g/cm'
Dichte der Blöcke
Dichte
(g/cm )
4.249 4.259 4.254 4.257 4.256 4.260 4.260 4.256 4.254 4.258 4.258 4.260
4.262 4.257 4.258 4.258 4.256 4.260 4.254 4.260
Standardabweichung 0,003 g/cm' (0,07%)
Die Blöcke wurden am oberen und unteren Ende auf einer Schleifmaschine
geschliffen und in 21 Teilstücke von je 19,5 mm und 7,94 mm Dicke geteilt.
Von jedem der 20 Blöcke wurden 2 der 21 Teilstücke beliebig für Biegefestigkeitsversuche ausgewählt. Jedes der beiden für die Biegefe—
stigkeitsversuche ausgewählten Teilstücke wurde in 3 Parallelpipedons von 6,35 χ 19,05 χ 7,94 mm geteilt, so daß sich für jeden Block insgesamt
6 Bi-egefestigkeitsprüfstücke ergaben. Die Prüfstücke wurden auf
509820/0962
-13-
allen Seiten oberflächenplan geschliffen, so daß die Kanten scharf und
die Größe gleichmäßig war.
Die einzelnen Prufstücke wurden durch Drei-Punkt-Belastung auf Biegefestigkeit
geprüft. Die Biegefestigkeitsergebnisse dieser Prüfungen sind in der Tabelle II angegeben. In der Tabelle II ist die durchschnittliche
Biegefestigkeit der sechs von jedem Block genommenen Biegefestigkeitsprüfstücke zusammen mit der Standardabweichung für diesen Wert in
Tabellenform aufgeführt. Der Gesamtdurchschnittswert (der Durchschnitt des Durchschnitts jeder Gruppe von 6 Proben) und die Standardabweichung
+ 2
von diesem Gesamtdurchschnitt wurde mit 8,74 - 0,81 kg/cm festgestellt.
• Tabelle II | 2 Biegefestigkeit (kg/cm ) |
Durchschnittliche Biegefestigkeit (kg/cm ) |
|
Biegefestigkeit der Blöcke | 8,040 | ||
Block-Nr. | Probe Nr. | 10,256 | |
63 | 1 | 6,283 | 8,756 |
2 | 9,366 | -1,318 | |
3 | 9,841 | ||
4 | 8,749 | ||
5 | 9,771 | ||
6 | 10,591 | ||
64 | 1 | 10,291 | 10,276 |
2 | 9,648 | ίο,419 | |
3 | 10,499' | ||
4 | 10,858 | ||
5 | |||
6 | |||
509820/0962
-14-
Probe Nr. | 2 Biegefestigkeit (kg/cm ) |
2432865 | |
Block Nr. | 1 | 9,572 | Durchschnittliche Biegefestigkeit (kg/cm ) |
65 | 2 | 10,570 | |
3 | 8,470 | ||
4 | 7,320 | 8,000 | |
5 | 4,208 | -2,006 | |
6 | 7,848 | ||
1 | 6,324 | ||
66 | 2 | 8,985 | |
3 | 5,490 | ||
4 | 9,347 | 8,150 | |
5 | 10,006 | ^1,728 | |
6 | 9,588 | ||
1 | 8,405 | ||
67 ~ | 2 | 8,776 | |
3 | 5,505 | ||
4 | 4,981 | 6,820 | |
5 | 7,379 | ^1,471 | |
6 | 5,240 | ||
1 | 9,528 | ||
68 | 2 | 9,828 | |
3 | 8,820 | ||
4 | 8,341 | 9,279 | |
5 | 9,248 | ^O,555 | |
6 | 9,910 | ||
1 | 9,599 | ||
69 | 2 | 7,483 | |
3 | 6,068 | ||
4 | 10,429 | 8,238 | |
-1,496 | |||
509820/0962
Probe Nr. | 2 Biegefestigkeit (kg/cm ) |
2432865 | |
Block Nr. | 5 | 8,822 | Durchschnittliche Biegefestigkeit (kg/cm ) |
6 | 6,829 | ||
1 | 11,333 | ||
70 | 2 | 10,373 | |
3 | 5,913 | ||
4 | 7,639 | 9,155 | |
5 | 10,260 | -1,840 | |
6 | 9,408 | ||
1 | 9,928 | ||
71 | 2 | 9,051 | |
3 | 9,526 | ||
4 | 9,217 | 9,657 | |
5 | 10,511 | ίθ,480 | |
6 | 9,008 | ||
1 | 8,413 | ||
72 | 2 | 8,905 | |
3 4 |
4,475 10,035 |
||
5 | 6,050 | 7,646 ^1,917 |
|
6 | kein Test | ||
1 | 10,174 | ||
73 | 2 | 10,274 | |
3 4 |
9,317 10,642 |
||
5 | 9,368 | 9,631 -0,875 |
|
6 | 9,391 | ||
509820/0962
Block Nr. | Probe Nr. | 2 Biegefestigkeit (kg/cm ) |
2432865 Durchschnittliche Biegefestigkeit (kg/cm ) |
- | 8,564 |
74 | 1 | 7,921 | -1,396 | ||
2 | 9,590 | ||||
3 | 7,025 | 8,438 | |||
4 | 8,319 | -1,020 | |||
5 | 9,911 | ||||
6 | 7,620 | 9,188 | |||
75 | 1 | 10,526 | -1 ,104 | ||
2 | 9,312 | ||||
3 | 10,113 | 10,087 | |||
4 | 10,659 | -0,438 | |||
5 | 9,967 | ||||
6 | 9,941 | 8,495 | |||
76 | 1 | 8,544 | -1,290 | ||
2 | 9,418 | ||||
3 | 5,596 | ||||
4 | 9,780 | ||||
5 | 8,654 | ||||
6 | 9,391 | ||||
77 | 1 | 9,340 | |||
2 | 9,922 | ||||
3 | 7,525 | ||||
4 | 7,863 | ||||
cn | 10,345 | ||||
6 | 10,135 | ||||
78 | 1 | 9,640 | |||
2 | 8,327 | ||||
3 | 7,947 | ||||
4 | 7,630 |
5 0 9820/0962
Probe Nr. | 2 Biegefestigkeit (kg/cm ) |
2432865 | |
Block Nr. | 5 | 6,775 | Durchschnittliche Biegefestigkeit (kg/cm ) |
6 | 10,651 | ||
1 | 7,259 | ||
79 | 2 | 8,334 | |
3 | 7,737 | ||
4 | 8,784 | 8,482 | |
5 | 9,821 | -0,834 | |
6 | 8,958 | ||
1 | 4,514 | ||
80 | 2 | 6,383 | |
3 | 10,691 | ||
4 | 7,767 | 8,405 | |
5 | 10,679 | -2,237 | |
6 | 10,025 | ||
1 | 9,868 | ||
81 | 2 | 9,944 | |
, 3 | 9,579 | ||
4 | 9,705 | 9,167 | |
5 | 6,544 | -1,188 | |
6 | 9,363 | ||
1 | 9,940 | ||
82 | 2 | 5,507 | |
3 | 9,816 | ||
4 | 6,246 | 8,228 | |
5 | 8,087 | -1,788 | |
6 | 9,770 | ||
5 0 9820/0962 . -ia-
Die gebrochenen Biegefestigkeits-Prüfstücke wurden dann für Härteprüfungen
geschliffen. Rockwell - Härteprüfungen wurden abgebrochen, als drei der Rockwell-Prüfspitzen nach Anwendung bei nur 5 Blöcken zerstört
waren. Knoop-Härteversuche wurden jedoch an allen 20 Blöcken durchgeführt. Die Härtedaten sind in Tabelle III angegeben.
Obwohl die Rockwell -Versuche den Ergebnissen nach infolge der erwähnten
Bruchprobleme nicht schlüssig sind, zeigt der Durchschnitt von 5 Daten eine Erhöhung der Rockwell-Härte von O^ gegenüber dem Stand
der Technik. Diese Erhöhung von 0,8 stellt eine erhebliche Verbesserung
gegenüber dem Stand der Technik dar, weil Erhöhungen von 0,1 in der Industrie schon von Bedeutung sind, beispielsweise werden Werkzeuge
entsprechend der Erhöhung von 0,1 der Rockwell-Härte klassifiziert.
Tabelle III Block-Härte | Knoop-Härte | |
Block Nr. | Rockwell-Härte | 3557 |
63 | 93,75 | 3557 |
64 | 93,78 | 3557 |
65 | 93,83 | 3557 |
66 | 93, 78 | 3557 |
67 | 93,95 | 3557 |
68 | — . | 3557 |
69 | — | 3557 |
70 | — | 3227 |
71 | —" | 3557 |
72 | — | 3557 |
73 | — | 3557 |
74 | — | 3557 |
75 | — | 3557 |
76 | — | 3227 |
77 | ||
509820/0962 -19-
Block Nr.
78
79
80
81
82
79
80
81
82
-19-
Rockwell-Härte
Durchschnitt 93,82
3557 2940 3227 3557 3557 Durchschnitt 3477
Zwei der sechs gebrochenen Biegefestigkeits-Prüfstücke aus jedem Block
wurden mit zehnfacher Vergrößerung auf Makro-Homogenität, Probe A, fotografiert, d.h. Feststellung sichtbarer Unterschiede in der Farbe des
geprüften Probenmaterials. Nur ein Prüfstück aus allen untersuchten Proben zeigte eine Inhomogenität (ein Titankarbidpartikel mit einem 0,4 nrim
äquivalenten Durchmesser), wie in der nachstehenden Tabelle IV aufgeführt ist. Die äquivalente Größe der in Tabelle IV aufgeführten Inhomigenitäten
ist außerdem als das Mittel aus der Haupt- und der Nebenachse der Inhomogenität definiert.
Tabelle IV Makro-Homogenität der Blöcke
Block Nr. Probe A Nr. Anzahl der sichtbaren
Unterschiede in der Farbe
63"
64'
65
66
67
68.
Äquivalente Größe der Inhomogenität
0 0
0 0
0 0
0 0
0 0
0 0
509820/0962
-20-
Block Nr. | Probe Nr. | CVl | 1 | Anzahl der sichtbaren Unterschiede in der Farbe |
69 | 'h | |||
70 | 12 | 0 0 |
||
.71 | 1 | 0 | ||
72 | 0 | |||
73 | 0 |
x 2A328E5
Äquivalente Große der Inhomogenität
74 1 0
75 *"{1
76 10
77 1 0
78 1 0
79 1 0
80 1 0
81 1 0
82 *{12
0
Zwei der gebrochenen Biegefestigkeits-Prüfstücke der restlichen Proben
jedes Blockes, Probe B, wurden beliebig zur Festellung der Mikro-Homogenität
ausgewählt. Diese Mikro-Homogenität-Proben wurden geschliffen und mit 900 fächer Vergrößerung mikrofotografiert. Die in der nachstehenden
Tabelle V aufgeführten Ergebnisse zeigen, daß das durchschnittlich größte Titankarbid-Agglomerat 12 Mikron betrug und das durchschnittliche
509820/0962
Titankarbid-Korn 4,82 Mikron, Agglomerate sind Kombinationen von zwei oder mehr Körnern zu einer Masse. .
Tabelle V Mikro-Homogenität der Blöcke
Block Nr. | Probe B Nr. | Größter äquivalen | TiC-Agglome- | größtes TiC- |
ter TiC-Agglome- | mit über 10u | Korn | ||
ratdurchmesser | äquivalentem | W | ||
Durchmesser | ||||
63 | 1 | 10 | 0 | 6 |
2 | 15 | 2 | 5,5 | |
64 | 1 | 9 | 0 | 4 |
2 | 16 | 3 | 5 | |
65 | 1 | 14 | 1 | 5 |
2 | 18 | 1 | 5 | |
66 | 1 | 9 | 0 | 3 5 |
2 | 7 | 0 | 5 | |
67 | 1 | 14 | 2 | 5 |
2 | 16 | 2 | 4 | |
68 | 1 | 14 | 1 | 4 |
2 | 20,5 | 2 | 4 | |
69 | 1 | 12 | 1 | 5,5 |
2 | 12 | 1 | 5,5 | |
70 | 1 | 8 | 0 | 5,5 |
' 2 | 15 | 2 | 5,5 | |
1 | 14 | 1 | 4 | |
- 71 | 1 | 14 | 1 | 4 |
2 | 14 | 2 | 4 | |
72 | 1' | 9 | 0 | 4 |
2 | 14 | 1 | 4 | |
73 | 1 | 12 | 1 | 3,3 |
2 | 15,5 | 1 | 6 | |
74 | 1 | 8 | 0 . | 5 |
2 | 10,5 | 1 | 5 | |
75 | 1 | 11 | 2 | 4 |
2 | 19 | 3 | 5,5 | |
76 | 1 | 7 | 0 | 6 |
2 | 15 | 1 | 5 | |
77 | 1 | 10 | 0 | 5,5 |
2 | 10,5 | 1 | 7 | |
78 ' | 1 | 9 | 0 | 5 |
2 | 10 | 0 | 6 | |
79 | i | 12,2 | 1 | 3,3 |
2 | 7,8 | 0 | 5 | |
80 | 1 | 13 | 2. | 3 |
2 | 17 | 1 | 5 | |
81 | 1 | 10,5 | 1 | 4 |
2 | 12 | 2 | 5,5 | |
509820/0962 |
Block Nr. Probe B Nr. Größter äquivalen- TiC-Agglome- größtes TiC
ter TiC-Agglome- mit über 10 μ Korn
ratdurchmesser äquivalentem (μ)
j Qj) Durchmesser
.82 ,. 1 15,5 2 5
2 15 14
Durchschnitt 12,0 1,08 4,82
Ein Elektronenmikroskop mit Strahlabtastung zeigt, daß die Aluminiumoxid-Korngröße
dieses Materials in der gleichen Größenordnung liegt wie die Korngröße (0,3 bis 1,5ju) des gesinterten Aluminiumoxids allein. Das TiC zeigt
jedoch die Größenordnung von 1 u, was die Größe des in der Kugelmühle gemahlenen
Titankarbidpulvers war.
Die erhöhte Dichte des Aluminiumoxid-Titankarbid zeigt, daß die angewandte
Technik des Sinterns mit geregelter Druck- und Temperaturrate unmittelbar anschließend an den "Abbrechpunkt11 eine maximale Verdichtung des Materials
im Vergleich zu der bisher Erziel baren ergibt. Dieses Verfahren ist außerdem bei anderen pulverisierten Materialien anwendbar, wenn der "Abbrechpunkt"
bestimmt und die inhärente Verdichtungsrate für das betreffende Material festgestellt worden ist.
Vorzugsweise eignet sich ein Verfahren zur annähernden Feststellung der
natürlichen Verdichtungsrate eines sinterbaren Materials, das die Verfahrensschritte umfaßt, einen ersten physikalischen Druck und eine erste Erhitzungsrate auf eine erste Menge des Materials anzuwenden, diese erste Menge zu
•sintern, einen erhöhten zweiten physikalischen Druck und eine zweite Erhitzungsrate
auf die erste Menge anzuwenden, die Dichte der gesinterten ersten Menge zu registrieren, einen physikalischen Druck und eine Erhitzungsgeschwindigkeit auf eine zweite Menge des Materials anzuwenden, um das
Sintern der zweiten Menge zu beginnen, und einen erhöhten dritten physikalischen
Druck und eine dritte Erhitzungsgeschwindigkeit auf die zweite Menge anzuwenden, die Dichte dieser ges Werten zweiten Menge zu registrieren,
um die Dichte der ersten und der zweiten Menge des Materials festzustellen, die der theoretischen maximalen Dichte c 'eses Materials am nächsten kommt.
509820/0962
-Patentansprüche- -23-
Claims (13)
- PATENTANSPRÜCHEVerfahren zur Herstellung eines Keramikmaterials, das Körner gesinterten Aluminiumoxids in bestimmter Korngrößenverteilung enthält, nach Patent ...................... (Patentanmeldung P 23 22 983.6), dadurch gekennzeichnet, daß in einer Kugelmühle gemahlenes Kärbidpulver mit einem Aluminiumoxidpulver gemischt wird, daß diese Pulver verdichtet und mit einer Geschwindigkeit von 400 - 1000 C pro Minute unter einem konstanten Druck erhitzt werden, daß bei Beginn der Volumenminderung der Druck zur Erreichung eines maximalen Heißverfahrensdruckes erhöht und eine langsamere Erhitzungsgeschwindigkeit angewandt wird, um eine maximale Temperatur während der Anwendung des erhöhten Druckes zu erzielen, und daß der maximale Heißverfahrensdruck und die maximale Temperatur zwei bis sechs Minuten beibehalten werden.
- 2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die maximale Temperatur im Bereich von 800-1800 C liegt.
- 3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß2 der maximale Verfahrensdruck im Bereich von 210 - 667 kg/cm liegt.
- 4. Verfahren zur Herstellung eines Keramikmaterials aus Aluminiumoxid-Karbid, dadurch gekennzeichnet, daß ein Karbidpulver in Alkohol in einer Kugelmühle zu einer durchschnittlichen Partikelgröße von 1 ja gemahlen und anschließend mit einem Aluminiumoxidpulver mechanisch vermischt wird, daß die Pulver unter einem509820/0962 ~24""jf ' T 7fi PI C Druck von 442 kg/cm verdichtet und unter einem verringerten2
Druck von 70 kg/cm mit einer Erhitzungsgeschwindigkeit von 400 - 1000 C pro Minute bis zur Erreichung einer Temperatur von 800 C erhitzt werden, daß der Druck auf ein Maximum imBereich von 210 - 667 kg/cm und die Erhitzung unter Beibehaltung dieses Druckes mit einer geringeren zweiten Erhitzungsgeschwindigkeit als die erste in etwa 7 Minuten in eine Temperatur von 1500 C erhöht werden, und daß der maximale Druck und die Temperatur von 1500 C zwei bis sechs Minuten beibehalten werden. - 5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß Titankarbid verwendet wird.
- 6. Aluminiumoxid-Titankarbid, hergestellt nach dem Verfahren gemäß den Ansprüchen 4 und 5, ge kennze ichnet durch eine+ 2durchschnittliche Biegefestigkeit von 8,74 - 0,81 kg/cm .
- 7. Aluminiumoxid-Titankarbid, hergestellt nach dem Verfahren gemäß den Ansprüchen 4 und 5, gekennzeichnet durch eine durchschnittliche Rockwell.-Härte von 93,82.
- 8. Aluminiumoxid-Titankarbid, hergestellt nach dem Verfahren gemäß den Ansprüchen 4 und 5, gekennzeichnet durch eine durchschnittliche Knoop-Härte von 3477.
- 9. Aluminiumoxid-Titankarbid, hergestellt nach dem Verfahren gemäß den Ansprüchen 4 und 5, gekennzeichnet durch eine durchschnittliche Titankarbid-Korngröße im Bereich von 1 μ und eine Aluminiumoxid-Korngröße im Bereich von 0,3 - 1,5/j.509820/0962-25-
- 10. Verfahren zur Umwandlung eines Pulvers in ein feinkörniges keramisches Metalloxid, dadurch gekennzeichnet, daß das Pulver mit einer Geschwindigkeit von 400-1000 C pro Minute unter einem konstanten Druck erhitzt wird, daß bei Beginn der Volumenminderung der Druck zur Erreichung eines maximalen Heißverfahrensdrucks erhöht und die Erhitzung des Pulvers mit einer niedrigeren Geschwindigkeit als 400 - 1000 C pro Minute zur Erzielung einer maximalen Verfahrenstemperatur in einem Inter~ vall von über 7 Minuten vorgenommen wird, und daß der maximale Druck und die maximale Temperatur für mehr als 2 Minuten beibehalten werden.
- 11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß2 der konstante Druck in dem Bereich von 35 - 75 kg/cm liegt.
- 12. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daßder maximale Heißverfahrensdruck in dem Bereich von 140 -2
423 kg/cm liegt. - 13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daßο die maximale Verfahrenstemperatur in dem Bereich von 1200 C -1800°C liegt.509820/0962
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US41448373A | 1973-11-09 | 1973-11-09 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE2432865A1 true DE2432865A1 (de) | 1975-05-15 |
DE2432865C2 DE2432865C2 (de) | 1983-08-25 |
Family
ID=23641643
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE2432865A Expired DE2432865C2 (de) | 1973-11-09 | 1974-07-09 | Verfahren zur Herstellung eines Metalloxids |
Country Status (18)
Country | Link |
---|---|
JP (3) | JPS5079511A (de) |
AU (1) | AU473589B2 (de) |
BE (1) | BE811721A (de) |
CA (1) | CA1051040A (de) |
CH (4) | CH608473A5 (de) |
DE (1) | DE2432865C2 (de) |
DK (1) | DK107574A (de) |
ES (3) | ES423769A1 (de) |
FR (1) | FR2250723B1 (de) |
GB (2) | GB1465152A (de) |
IL (3) | IL51108A (de) |
IT (1) | IT1009227B (de) |
LU (1) | LU69507A1 (de) |
NL (1) | NL178587C (de) |
NO (1) | NO145094C (de) |
PH (4) | PH12262A (de) |
SE (2) | SE413399B (de) |
ZA (1) | ZA741067B (de) |
Families Citing this family (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5616110B2 (de) * | 1974-02-08 | 1981-04-14 | ||
JPS531605A (en) * | 1976-06-28 | 1978-01-09 | Kobe Steel Ltd | Structure of refractory lining of treating vessel and trouch for molten iron |
JPS5483408A (en) * | 1977-12-15 | 1979-07-03 | Otani Denki Kk | Tape recorder |
JPS5616663A (en) * | 1979-07-17 | 1981-02-17 | Teikoku Piston Ring Co Ltd | Member having formed cavitation resistant sprayed coat |
DE602006017457D1 (de) | 2005-02-21 | 2010-11-25 | Brother Ind Ltd | Verfahren zur Herstellung eines piezoelektrischen Aktors |
CN112626367B (zh) * | 2021-01-06 | 2022-01-11 | 山东省科学院新材料研究所 | 纳米氧化铝颗粒增强铝铜合金复合材料制备方法 |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3343915A (en) * | 1964-10-30 | 1967-09-26 | Ronald C Rossi | Densification of refractory compounds |
US3377176A (en) * | 1964-12-04 | 1968-04-09 | Coors Porcelain Co | Alumina ceramic |
US3413392A (en) * | 1966-10-17 | 1968-11-26 | Du Pont | Hot pressing process |
US3702881A (en) * | 1970-06-08 | 1972-11-14 | Canadian Patents Dev | Reactive hot pressing an oxide through its polymorphic phase change |
US3702704A (en) * | 1970-12-21 | 1972-11-14 | Exxon Research Engineering Co | Noncontacting seal for centrifuge inlet |
-
1974
- 1974-02-08 AU AU65379/74A patent/AU473589B2/en not_active Expired
- 1974-02-11 GB GB607574A patent/GB1465152A/en not_active Expired
- 1974-02-11 GB GB3825376A patent/GB1465153A/en not_active Expired
- 1974-02-11 NL NLAANVRAGE7401808,A patent/NL178587C/xx not_active IP Right Cessation
- 1974-02-12 NO NO740474A patent/NO145094C/no unknown
- 1974-02-19 ZA ZA00741067A patent/ZA741067B/xx unknown
- 1974-02-25 CA CA193,440A patent/CA1051040A/en not_active Expired
- 1974-02-28 IL IL51108A patent/IL51108A/en unknown
- 1974-02-28 DK DK107574A patent/DK107574A/da not_active Application Discontinuation
- 1974-02-28 BE BE141517A patent/BE811721A/xx not_active IP Right Cessation
- 1974-02-28 ES ES423769A patent/ES423769A1/es not_active Expired
- 1974-02-28 IL IL44318A patent/IL44318A/en unknown
- 1974-02-28 LU LU69507A patent/LU69507A1/xx unknown
- 1974-03-04 SE SE7402816A patent/SE413399B/xx not_active IP Right Cessation
- 1974-03-07 IT IT67621/74A patent/IT1009227B/it active
- 1974-03-07 JP JP49025813A patent/JPS5079511A/ja active Pending
- 1974-05-31 JP JP49061006A patent/JPS5079509A/ja active Pending
- 1974-07-09 DE DE2432865A patent/DE2432865C2/de not_active Expired
- 1974-10-31 FR FR7436377A patent/FR2250723B1/fr not_active Expired
- 1974-11-08 CH CH606877A patent/CH608473A5/xx not_active IP Right Cessation
- 1974-11-08 CH CH1498474A patent/CH612408A5/xx not_active IP Right Cessation
- 1974-11-08 CH CH606977A patent/CH607024A5/xx not_active IP Right Cessation
-
1976
- 1976-04-06 PH PH18295A patent/PH12262A/en unknown
- 1976-04-06 PH PH18294A patent/PH13151A/en unknown
- 1976-04-06 PH PH18292A patent/PH11495A/en unknown
- 1976-04-06 PH PH18293A patent/PH13208A/en unknown
- 1976-06-30 ES ES449398A patent/ES449398A1/es not_active Expired
- 1976-06-30 ES ES449386A patent/ES449386A1/es not_active Expired
- 1976-12-14 IL IL51108A patent/IL51108A0/xx unknown
-
1977
- 1977-05-16 CH CH607077A patent/CH625194A5/fr not_active IP Right Cessation
- 1977-11-21 SE SE7713109A patent/SE7713109L/ not_active Application Discontinuation
- 1977-12-23 JP JP52154570A patent/JPS5817144B2/ja not_active Expired
Patent Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3343915A (en) * | 1964-10-30 | 1967-09-26 | Ronald C Rossi | Densification of refractory compounds |
US3377176A (en) * | 1964-12-04 | 1968-04-09 | Coors Porcelain Co | Alumina ceramic |
US3413392A (en) * | 1966-10-17 | 1968-11-26 | Du Pont | Hot pressing process |
US3702881A (en) * | 1970-06-08 | 1972-11-14 | Canadian Patents Dev | Reactive hot pressing an oxide through its polymorphic phase change |
US3702704A (en) * | 1970-12-21 | 1972-11-14 | Exxon Research Engineering Co | Noncontacting seal for centrifuge inlet |
Also Published As
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
DE3306157C2 (de) | ||
DE2733354C2 (de) | Verfahren zur Herstellung eines Keramikprodukts mit mindestens 80 Vol.-% eines einphasigen Siliciumaluminiumoxynitrids | |
DE2923213C3 (de) | Verfahren zur Herstellung einer keramischen Schneidplatte | |
DE3876851T2 (de) | Gesinterte keramische aluminiumoxid-zirkonoxid-koerper und verfahren zur herstellung derselben. | |
DE2945146C2 (de) | ||
DE3039827A1 (de) | Verfahren zur herstellung eines schneidwerkzeuges | |
DE3106675C2 (de) | Verfahren zur Herstellung eines Siliziumnitrid/Bornitrid-Mischsinterkörpers | |
DE602006000982T2 (de) | Verfahren zur Herstellung eines zementierten Carbidpulvers bei niedrigem Druck | |
DE3010545C2 (de) | Gesinterte Keramik, insbesondere für Zerspanungswerkzeuge, und Verfahren zur Herstellung derselben | |
DE69227503T2 (de) | Hartlegierung und deren herstellung | |
DE3780046T2 (de) | Keramikkoerper aus cordierit mit kleinem thermischen ausdehnungskoeffizienten, verfahren zu seiner herstellung und methode zur ermittlung der cordierit-zusammensetzung. | |
EP0134277A1 (de) | Verfahren und Vorrichtung zum Herstellen von polykristallinen, transluzenten Sinterrohren | |
EP0328898A1 (de) | Verfahren zur Herstellung eines warmfesten, aus pulvermetallurgisch erzeugtem Halbzeug gefertigten Werkstücks mit hoher Querduktilität aus einer Aluminiumlegierung | |
DE3217556A1 (de) | Verfahren zur herstellung von bornitridpolykristallen | |
DE2432865A1 (de) | Keramikmaterial und verfahren zu seiner herstellung | |
DE1494927B2 (de) | Verfahren zur Herstellung von ultrafein vermahlenem Polytetrafluoräthylen | |
DE3610528A1 (de) | Verfahren zum superplastischen formen von keramikmaterial | |
DE102013224308A1 (de) | Gesinterter Bornitrid-Körper sowie Verfahren zum Herstellen eines gesinterten Bornitrid-Körpers | |
DE60307777T2 (de) | Werkzeugeinsatz und zugehöriges Herstellungsverfahren | |
EP0327064A2 (de) | Verfahren zur Herstellung pulvermetallurgischer Gegenstände, insbesondere langgestreckter Gegenstände, wie Stangen, Profile, Rohre od. dgl. | |
DE2330595C2 (de) | Verfahren zur Herstellung von Siliciumnitrid-Formkörpern | |
DE1571295B1 (de) | Aluminiumosydgemische und geformte keramische gegenstände daraus | |
DE69216934T2 (de) | Formgebungsverfahren und Vorrichtung für Siliciumnitridkeramik | |
DE19704910A1 (de) | Flüssigphasengesinterter elektrisch leitfähiger und oxidationsresistenter keramischer Werkstoff, ein Verfahren zu seiner Herstellung und dessen Verwendung | |
EP0694507A1 (de) | Bauteil aus Indium-Zinn-Oxid und Verfahren für seine Herstellung |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
OI | Miscellaneous see part 1 | ||
D2 | Grant after examination | ||
8364 | No opposition during term of opposition | ||
8339 | Ceased/non-payment of the annual fee |