DE3750385T2

DE3750385T2 - Verbundwerkstoff, dessen Matrix eine intermetallische Verbindung enthält.

Info

Publication number: DE3750385T2
Application number: DE3750385T
Authority: DE
Inventors: John Michael Brupbacher; Leontios Christodoulou; Dennis Charles Nagle
Original assignee: Martin Marietta Corp
Current assignee: Lockheed Martin Corp
Priority date: 1986-06-13
Filing date: 1987-06-11
Publication date: 1994-12-01
Anticipated expiration: 2007-06-12
Also published as: CA1304962C; EP0253497A3; JPS63307231A; EP0253497B1; JP3069354B2; EP0253497A2; DE3750385D1; US4774052A

Description

Verbundwerkstoffe mit einer eine intermetallische Verbindung enthaltenden Matrix Die vorliegende Erfindung betrifft allgemein ein Verfahren zur Herstellung von Verbundmaterialien. Spezieller liefert sie ein Verbundprodukt mit einer eine intermetallische Verbindung enthaltenden Matrix einschließlich einer Ausfällung einer zweiten Phase in situ, wie einer anderen intermetallischen Phase oder eines keramischen Materials, wobei die zweite Phase vorzugsweise ein Borid, Carbid, Oxid, Nitrid, Silicid, Sulfid usw. oder eine intermetallische Verbindung eines oder mehrerer Metalle umfaßt.

Hintergrund der Erfindung

In den mehreren vergangenen Jahren wurden intensive Forschungen der Entwicklung von Metall-Keramik-Verbundwerkstoffen gewidmet, wie mit Kohlenstoff, Bor, Siliciumcarbid, Kieselsäure oder Aluminiumoxidfasern, -whiskern oder -teilchen verstärktem Aluminium. Metall-Keramik-Verbundwerkstoffe mit guten Umformfestigkeiten und Kriechbeständigkeit bei hoher Temperatur wurden durch das Dispergieren sehr feiner (weniger als 0,1 Mikron) Oxid- oder Carbidteilchen in der gesamten Metall- oder Legierungsmatrix hergestellt. Diese Metall- Keramik-Verbundwerkstofftechnologie wurde aber bisher nicht so ausgedehnt, daß sie intermetallische Matrizes einschloß. Bekannte Techniken für die Herstellung von Metall- Keramik-Verbundwerkstoffen können breit als pulvermetallurgische Lösungswege, Schmelzmetalltechniken und innere Oxidationsverfahren eingeteilt werden.
Die Herstellung solcher disperionsverstärkten Verbundwerkstoffe nach dem pulvermetallurgischen Typ würde idealerweise durch mechanisches Mischen von Metallpulvern mit einem Durchmesser von etwa 5 Mikron oder weniger mit dem Oxid- oder Carbidpulver (vorzugsweise 0,01 bis 0,1 Mikron) durchgeführt werden. Hochgeschwindigkeitsmischmethoden oder herkömmliche Verfahren, wie Mahlen in einer Kugelmühle, können angewendet werden, um das Pulver zu mischen. Pulvermetallurgische Standardmethoden werden dann verwendet, um die fertigen Verbundwerkstoffe zu bilden. Herkömmlicherweise ist jedoch die keramische Komponente groß, d. h. größer als 1 Mikron, da Materialien mit sehr kleiner Teilchengröße nicht verfügbar und sehr teuer sind, weil ihre Herstellung energieintensiv, zeitraubend und bezüglich der Anlagen kosten kostspielig ist. Außerdem führt die Herstellung sehr kleiner Teilchen unvermeidbar zur Verunreinigung der Teilchen mit Oxiden, Nitriden und Materialien aus verschiedenen Quellen, wie der Reibungsmühle (z. b. Eisen). Das Vorhandensein dieser Verunreinigungen hemmt die Bindung von Feinstoff an Metall, was seinerseits die mechanischen Eigenschaften der resultierenden Verbundwerkstoffe beeinträchtigt. In vielen Fällen, wo die feinteiligen Materialien in der erwünschten Größe verfügbar sind, sind sie infolge ihrer pyrophoren Natur extrem gefährlich.
Alternativ ist bekannt, daß firmeneigene Verfahren für die direkte Zugabe geeignet überzogener Keramikmaterialien zu geschmolzenen Metallen existieren. Weiterhin wurde Infiltration von geschmolzenem Metall in ein zusammenhängendes Keramikskelett verwendet, um Verbundwerkstoffe herzustellen. In den meisten Fällen wurden aufwendige Teilchenbeschichtungsmethoden entwickelt, um die Keramikteilchen gegen das geschmolzene Metall während des Vermischens oder der Infiltration von geschmolzenem Metall zu schützen und um die Bindung zwischen dem Metall und der Keramik zu verbessern. Techniken wie diese führten zur Bildung von Siliciumcarbid-Aluminium-Verbundwerkstoffen, die häufig als SiC-Al oder SiC-Aluminium bezeichnet werden. Dieser Lösungsweg ist nur für Keramiken großer Teilchengrößen, z. B. größer als 1 Mikron, und für Whisker wegen der mit der Infiltration verbundenen hohen Drücke geeignet. Das Keramikmaterial, wie Siliciumcarbid, wird unter Bildung eines verdichteten Körpers gepreßt, und flüssiges Metall wird in die Packungsschicht gezwungen, um die Zwischenräume zu füllen. Eine solche Technik ist in der US-Patentschrift US-A-4 444 603 von Yamatsuta et al vom 24. April 1984 erläutert. Da man für Überzugsmethoden und die Handhabung von geschmolzenem Metall Einrichtungen braucht, die in der Lage sind, extrem hohe Drücke zu erzeugen, war die Infiltration von geschmolzenem Metall kein praktisches Verfahren zur Herstellung von Metall-Keramik-Verbundwerkstoffen. Die Anwesenheit von Sauerstoff in Pulvern, die in Kugelmühlen hergestellt wurden und in bekannten pulvermetallurgischen Verfahren oder in der Schmelzmetallinfiltration verwendet wurden, können zu Oxidbildung an der Grenzfläche zwischen der Keramik und dem Metall führen. Das Vorhandensein solcher Oxide hemmt die Grenzflächenbindung zwischen der Keramikphase und der Matrix und und beeinträchtigt somit die Duktilität des Verbundwerkstoffes. Ein solcher geschwächter Grenzflächenkontakt kann auch zu verminderter Festigkeit, Dehnungsverlust und erleichterter Rißfortpflanzung führen. Außerdem kann die Matrix nachteilig beeinflußt werden, wie im Falle von Titan, welches durch Sauerstoff in den Zwischenräumen versprödet wird.
Wegen der oben genannten Schwierigkeiten mit herkömmlichen Verfahren war die Herstellung von Metall-Keramik-Verbundwerkstoffen mit Keramikdispersoiden im Untermikronbereich für gewerbliche Anwendungen extrem teuer.
Innere Oxidation eines Metalles, das eine reaktivere Komponente enthält, wurde auch verwendet, um dispersionsverstärkte Metalle, wie im Inneren oxidiertes Aluminium in Kupfer, zu erzeugen. Wenn beispielsweise eine etwa 3% Aluminium enthaltende Kupferlegierung in eine oxidierende Atmosphäre gegeben wird, kann Sauerstoff durch die Kupfermatrix diffundieren, um mit dem Aluminium zu reagieren, wobei Aluminiumoxid ausgefällt wird. Diese Technik ist zwar auf relativ wenige Systeme beschränkt, da die beiden benutzten Metalle einen großen Unterschied in der chemischen Reaktivität haben müssen, bot aber eine durchführbare Methode für Dispersionshärtung. Der höchstmögliche Gehalt an Disperoiden, der in dem resultierenden dispersionsverstärkten Metall gebildet wird, ist jedoch allgemein unzureichend, um wesentliche Veränderungen der Eigenschaften, wie des Moduls, der Härte usw., zu verleihen. Außerdem werden Oxide typischerweise nicht durch die Metallmatrix benetzt, so daß die Grenzflächenbindung nicht optimal ist.
In den jüngstvergangenen Jahren wurden zahlreiche Keramiken unter Verwendung eines Verfahrens gebildet, das als selbstvoranschreitende Hochtemperatursynthese (SHS) bezeichnet wird, welches eine exotherme, sich selbst unterhaltende Reaktion einschließt, welche durch ein Gemisch von komprimierten Pulvern voranschreitet. Allgemein wird das SHS- Verfahren durch elektrischen Impuls, Thermit oder Funken gezündet. Das SHS-Verfahren schließt ein Vermischen und Verdichten von Pulvern der Bestandteilselemente und Zündung des rohen Preßlings mit einer geeigneten Wärmequelle ein. Beim Zünden wird genügend Wärme freigesetzt, um eine sich selbst unterhaltende Reaktion zu stützen, was die Verwendung einer plötzlichen Einleitung hoher Temperaturen mit geringer Kraft statt ein Massenerhitzen über lange Zeiten auf niedrigere Temperaturen gestattet. Beispiele dieser Techniken sind die Patente von Merzhanov et al. In der US-Patentschrift US-A-3 726 643 wird ein Verfahren zur Herstellung einer hochschmelzenden hitzebeständigen anorganischen Verbindung durch Vermischen wenigstens eines Metalles aus den Gruppen IV, V und VI des Periodensystems mit einem Nichtmetall, wie Kohlenstoff, Bor, Silicium, Schwefel oder flüssigem Stickstoff, und örtliches Erhitzen der Oberfläche des Gemisches unter Erzeugung einer örtlichen Temperatur, die geeignet ist, ein Verbrennungsverfahren einzuleiten, gelehrt. In der US-Patentschrift US-A-4 161 512 ist ein Verfahren zur Herstellung von Titancarbid durch örtliche Zündung eines Gemisches, das aus 80 bis 88% Titan und 20 bis 12% Kohlenstoff besteht, beschrieben, was zu einer exothermen Reaktion des Gemisches unter Bedingungen einer Verbrennung Schicht um Schicht führt. Diese Literaturstellen befassen sich mit der Herstellung von Keramikmaterialien in Abwesenheit einer zweiten nichtreaktiven Metallphase.
Die US-Patentschrift US-A-4 431 448 lehrt die Herstellung einer 35sten Legierung durch Vermischen von Pulvern von Titan, Bor, Kohlenstoff und eines Bindemittelmetalles der Gruppe I-B, wie Kupfer oder Silber, Komprimieren des Gemisches, örtliche Zündung desselben zur Einleitung der exothermen Reaktion von Titan mit Bor und Kohlenstoff und Voranschreiten der Reaktion, was zu einer Legierung führt, die Titandiborid, Titancarbid und das Bindemittelmetall umfaßt. Diese Literaturstelle ist jedoch auf die Verwendung von Metallen der Gruppe I-B, wie Kupfer und Silber, als Bindemittel beschränkt. Wie in diesem Patent ausgeführt ist, haben nach dieser Methode hergestellte Produkte geringe Dichte, was anschließend es Komprimieren und Verdichten erforderlich macht.
Eine andere Klasse von Materialien, die beachtliches Interesse und Entwicklung fand, ist die intermetallischer Materialien, insbesondere intermetallischer Verbindungen von Aluminium, wie Aluminide von Titan, Zirkonium, Eisen, Kobalt und Nickel.
Der Bedarf an fortschrittlichen Eigenschaften, die mit intermetallischen Materialien erhältlich sind, wird durch ihre mögliche Anwendung auf Strukturen, die hohen Temperaturen, wie in Turbinenmotoren, widerstehen, typisiert. Bei der Gestaltung und dem Betrieb von Turbinenmotoren gibt es heute und auf absehbare Zeit in der Zukunft zwei Hauptprobleme, die Lösungen auf dem Gebiet der Materialwissenschaft fordern. Das erste dieser Probleme ist die Notwendigkeit, bestimmte Bereiche des Motors bei höheren Gas- und Metalltemperaturen zu betreiben, um die betriebliche Wirksamkeit zu verbessern und Treibstoff zu sparen. Das zweite Problem ist die Notwendigkeit leichterer Materialien, um das Motorgewicht und Motorbetriebsbelastungen infolge stark rotierender Teile zu vermindern und die Betriebslebensdauer von Scheiben, Wellen und Lagerteilen zu erhöhen. Diese letzteren Teile erfordern Materialien, die weniger dicht als die Nickelbasissuperlegierungen sind, die sie ersetzen sollen, die aber grob gesagt die gleichen mechanischen Eigenschaften und Oxidationsbeständigkeit wie jene Materialien haben, die derzeit in Verwendung sind.
Die intermetallischen Verbindungen sind typischerweise stark orientierte Verbindungen in dem Sinne, daß sie sich regelmäßig wiederholende Atomsequenzen (z. B. A B A B A B) besitzen. Intermetallische Verbindungen sind besonders für diese Notwendigkeiten wegen zwei Eigenschaften, die aus der Tatsache stammen, daß sie geordnete Strukturen besitzen, geeignet. Die Beibehaltung des Moduls bei erhöhter Temperatur in diesen Materialien ist besonders stark wegen der festen A-B-Bindung. Außerdem wird eine Anzahl von Hochtemperatureigenschaften, die von Diffusionsmechanismen, wie Kriechen, abhängen, wegen der allgemein hohen Aktivierungsenergie verbessert, die für eine Eigendiffusion in geordneten Legierungen erforderlich ist.
Die Bildung einer Fernordnung in Legierungssystemen erzeugt auch häufig eine signifikante positive Wirkung auf mechanische Eigenschaften einschließlich der Elastizitätskonstanten, Festigkeit, Verfestigungsgeschwindigkeiten und Beständigkeit gegen zyklische Kriechverformung. Schließlich ist im Falle von Aluminiden die Beständigkeit gegen Oberflächenoxidation besonders gut, da diese Materialien einen großen Aluminiumvorrat enthalten, der bevorzugt oxidiert wird.
Während metallurgischer Behandlung besteht jedoch ein damit verbundenes Problem darin, daß diese Materialien zur Bildung von Grobkorn neigen, welches bestimmte mechanische Eigenschaften verschlechtert, von denen die wichtigste die Duktilität ist. In vielen intermetallischen Verbindungen führt auch die starke A-B-Bindung zu Niedertemperaturversprödung, obwohl der genaue Mechanismus des Überganges von duktil zu spröde für die verschiedenen intermetallischen Verbindungen unterschiedlich zu sein scheint. Es ist somit erforderlich, dem Problem minimaler Niedertemperaturduktilität ohne Zerstörung der inhärenten Hochtemperaturfestigkeit und -biegesteifigkeit Beachtung zu schenken. Im Stand der Technik war man allgemein der Auffassung, daß diese letzteren Hochtemperatureigenschaften nur durch Bewahrung der geordneten Struktur und damit Opferung von Niedertemperaturduktilität beibehalten werden können.
Seit den frühen siebziger Jahren flaute die Arbeitsintensität mit geordneten Legierungen und intermetallischen Verbindungen als Ergebnis fehlenden Vorankommens bei der Verbesserung der Duktilität oder Kriechbeständigkeit dieser sonst sehr verblüffenden Legierungen ab.
Das Interesse einer Benutzung geordneter Legierungen für Gefüge wurde in USA wiedererweckt, als Forscher fanden, daß Duktilitäts- und Festigkeitsverbesserungen in TiAl- und Ti&sub3;Al-Basislegierungen unter Verwendung einer Kombination von Pulvermetallurgie und Legierungstechniken erreicht werden konnten. Spätere Arbeiten mit den Titanaluminiden benutzten Gußblockmetallurgie. Die Entwicklung rascher Verfestigungsmethoden führten zu erneutem Interesse an den Eisen- und Nickelaluminiden. Der Ersatz von Kobalt in Co&sub3;V durch Nickel und dann durch Eisen führte zu einer Reihe von flächenzentrierten kubischen L1&sub2;-Typ- Überstrukturgittern mit größerer Duktilität bei Umgebungstemperaturen. Auch wurde in Japan berichtet, daß polykristallines Ni&sub3;Al durch Zugabe kleiner Mengen an Bor duktiler gemacht werden kann. Später wurde diese Arbeit bestätigt und der kritische Zusammensetzungsbereich identifiziert, in welchem Bor günstig ist (siehe die US-Patentschrift US-A-4 478 791 von Huang et al, übertragen auf General Electric). Diese Entdeckungen zusammen mit der nationalen Suche nach Ersatz von strategischen Metallen, wie Kobalt und Chrom, und der Notwendigkeit, energieeffiziente Systeme zu entwickeln, haben in den vergangenen zwei oder mehreren Jahren viel zusätzliche Arbeiten hauptsächlich auf dem Gebiet einer Verbesserung der Niedertemperaturduktilität und einer Erhöhung der Hochtemperaturfestigkeit stimuliert.
Trotz dieser Bemühungen wurde nur ein geringer Fortschritt bei der Entwicklung praktischer intermetailischer Zusammensetzungen gemacht, die genügend verbesserte Niedertemperaturduktilität haben, während sie Hochtemperaturfestigkeit behalten.

Zusammenfassung der Erfindung

Es ist ein Ziel der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung von Verbundwerkstoffen mit einzeln dispergierten feinteiligen Materialien einer zweiten Phase in intermetallische Verbindung enthaltenden Matrizes, besonders in aluminidhaltigen Matrizes, zu bekommen. Das dispergierte Material kann eine zweite Phase, wie eine keramische oder eine intermetallische Verbindung, die von dem Matrixmaterial verschieden ist, darstellen.
Es ist ein weiteres Ziel dieser Erfindung, ein Verfahren zur Dispersionsverstärkung intermetallischer Verbindungen, wie von Aluminiden, zu bekommen, beispielsweise um ein Verfahren zur Herstellung eines oder mehrerer Nitrid-, Borid-, Sulfid-, Silicid-, Oxid- und Carbidfeinstoffe in einer Matrix eines oder mehrerer intermetallischer Werkstoffe vorzusehen.
Es ist noch ein weiteres Ziel der Erfindung, Verbundwerkstoffe mit einer eine intermetallische Verbindung enthaltenden Matrix zu erzeugen, die Feinkorn für verbesserte Duktilitäts- und mechanische Eigenschaften hat, während sie die Hochtemperatureigenschaften der intermetallischen Verbindungen behält.
Es ist auch ein Ziel der vorliegenden Erfindung, einen intermetallischen Verbundwerkstoff zu bekommen, der herkömmlichen metallurgischen Verarbeitungsstufen unterzogen werden kann, wie Aufschmelzen, Glühen, Bearbeiten, Extrudieren usw.
In ihren bevorzugten Ausführungsformen liefert die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung von Verbundwerkstoffen, die fein verteilte keramische oder andere Teilchen einer zweiten Phase in einer intermetallische Verbindung enthaltenden Matrix umfassen, durch eine Ausfällung von bis zu etwa 95 Vol.-% von keramischem Material in der Matrix oder Vorläufern hiervon in situ, wobei das keramische Material eine Borid, Carbid, Oxid, Nitrid, Oxynitrid, Silicid, Sulfid, Oxysulfid oder ein Gemisch hiervon umfaßt. Es wurde gefunden, daß durch Vermischen der Bestandteile oder Elemente des erwünschten Materials der zweiten Phase mit einem Lösemittel-Matrixmaterial, das eine intermetallische Verbindung oder Vorläufer hiervon umfaßt, und Erhitzen auf eine Temperatur, bei der eine exotherme Reaktion, welche die zweite Phase bildet, eingeleitet wird, sich eine lösungsmittelunterstützte Reaktion ergibt, die zu der extrem raschen Bildung und Dispergierung feinverteilter Teilchen des Materials der zweiten Phase in dem Matrixmaterial führt. Wenn die Reaktion in einem einzelnen Metall stattfindet, welches ein Vorläufer einer intermetallischen Verbindung ist, ist eine anschließende Umsetzung oder Verdünnung erforderlich, um das Matrixmaterial in die intermetallische Verbindung umzuwandeln.
Die Erfindung liefert in ihren bevorzugten Ausführungsformen auch ein Verfahren zur Herstellung von Verbundwerkstoffen mit einem oder mehreren Materialien einer zweiten Phase in einem intermetallische Verbindung enthaltenden Matrixmaterial, wie einem Aluminid, indem eine im wesentlichen geschmolzene Masse, die die intermetallische Verbindung oder Vorläufer hiervon enthält, vorgesehen wird und dann wenigstens einer der Bestandteile oder eines der Elemente des erwünschten Keramikmaterials der zweiten Phase zu der geschmolzenen Masse zugegeben wird und so die lösungsmittelunterstützte Ausfällungsreaktion in situ eingeleitet wird, um feinverteilte Teilchen des Materials der zweiten Phase in dem Matrixmaterial zu bilden und zu dispergieren.
Wiederum in ihren bevorzugten Ausführungsformen liefert die Erfindung ein Verfahren zur Bildung von intermetallischen Matrixverbundwerkstoffen durch Ausfällung wenigstens eines Materials einer zweiten Phase durch Behandlung reaktive zweite Phase bildender Bestandteile in Gegenwart eines Lösemittel-Matrixmaterials, das intermetallische Verbindung oder Vorläufer hiervon umfaßt, worin diese Bestandteile löslicher als die zweite Phase sind, bei einer Temperatur, bei der genügend Diffusion dieser Bestandteile in das Lösemittel-Matrixmaterials stattfindet, um die Reaktion der Bestandteile unter Bildung eines Materials einzuleiten, das feinverteilte Teilchen des Materials der zweiten Phase in einem eine intermetallische Verbindung oder einen Vorläufer hiervon enthaltenden Matrixmaterial umfaßt, worauf dann das so erzeugte Verbundmaterial entweder in ein geschmolzenes Metall oder in ein eine intermetallische Verbindung enthaltendes geschmolzenes Material eingeführt wird, worin das geschmolzene Metall wenigstens teilweise in eine intermetallische Verbindung oder ein Gemisch intermetallischer Verbindungen umgewandelt wird.
Gemäß einem allgemeinen Aspekt der Erfindung bekommt man ein Verfahren zur Herstellung intermetallischer Verbundwerkstoffe einer zweiten Phase, wobei dieses Verfahren darin besteht, daß man eine Zusammensetzung mit reaktiven Vorläufern eines Materials einer zweiten Phase und einem Lösemittel-Matrixmaterials, welches einer intermetallische Verbindung oder Vorläufer hiervon umfaßt, bei einer ausreichenden Temperatur vorsieht, um eine Diffusion der Vorläufer der zweiten Phase in das Lösemittel-Matrixmaterials zu gestatten und die exotherme Reaktion der Vorläufer der zweiten Phase einzuleiten, die Temperatur als ein Ergebnis dieser Reaktion ansteigen läßt, um die lösungsmittelgestützte Bildung der zweiten Phase in dem Lösemittel-Matrixmaterials zu ermöglichen, und ein Verbundmaterial gewinnt, das eine intermetallische Verbindung enthaltende Matrix mit Teilchen der zweiten Phase darin dispergiert umfaßt.
Nach einem anderen allgemeinen Aspekt der Erfindung bekommt man ein Verfahren zur Herstellung intermetallischer Verbundwerkstoffe zweiter Phase, wobei dieses Verfahren darin besteht, daß man ein Reaktionsgemisch, das aus eine zweite Phase bildenden Bestandteilen und einem ersten Vorläufer eines intermetallischen Materials besteht, wobei die die zweite Phase bildenden Bestandteile löslicher in dem intermetallischen Vorläufer als die zweite Phase sind, behandelt, dieses Reaktionsgemisch auf eine Temperatur erhitzt bei welcher ausreichend Diffusion der die zweite bildenden Bestandteile in den ersten intermetallischen Vorläufer stattfindet, um eine Reaktion dieser Bestandteile einzuleiten und einen Niederschlag der zweiten Phase in situ in dem ersten intermetallischen Vorläufer zu bilden, den Niederschlag der zweiten Phase in dem ersten intermetallischen Vorläufer zu einer geschmolzenen Masse eines zweiten intermetallischen Vorläufers zusetzt, um so eine intermetallische Verbindung mit Teilchen zweiter Phase darin zu bilden, und ein Material gewinnt, das feinteilige Teilchen der zweiten Phase in einer intermetallische Verbindung enthaltenden Matrix umfaßt.
Bevorzugte Ausführungsformen der Erfindung finden sich in den Ansprüchen 2 bis 15, 17 und 18.

Kurze Beschreibung der Zeichnung

Fig. 1 bedeutet eine schematische Darstellung einer der verschiedenen Reaktionsweisen und -zustände, die nach dieser Erfindung verwendet werden können.
Fig. 2 ist eine Mikrophotographie einer Dispersion von Titandiborid in einer Titanaluminidmatrix (Al&sub3;Ti).
Fig. 3 ist eine Mikrophotographie einer Dispersion von Titandiborid in einer Titanaluminidmatrix (Al&sub3;Ti) nach Ätzen der Aluminidmatrix.
Fig. 4 ist eine Mikrophotographie einer Dispersion von Titandiborid in einer Titanaluminidmatrix (Ti&sub3;Al) nach Ätzen der Aluminidmatrix.
Fig. 5 ist eine Mikrophotographie einer Dispersion von Titandiborid in Titanaluminid (TiAl) nach Ätzen der Aluminidmatrix.
Fig. 6 ist eine Mikrophotographie einer Dispersion von Titandiborid in Nickelaluminid nach Ätzen der Aluminidmatrix.

Beschreibung bevorzugter Ausführungsformen

Wie oben erwähnt wurde, betrifft die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur Ausfällung feinteiliger Keramikmaterialien oder anderer zweiter Phasen in situ, wie von hitzebeständigen harten Metallboriden und intermetallischen Dispersoiden in intermetallischen Systemen oder Vorläufern hiervon, um einen Verbundwerkstoff intermetallischer Verbindung und zweiter Phase mit verbesserten mechanischen Eigenschaften, wie hohem Elastizitätsmodul, Hochtemperaturbeständigkeit, Duktilität und verbesserter Verschleißbeständigkeit zu bekommen. Das beschriebene Verfahren kann aber auch zur Herstellung größerer Teilchen des Materials der zweiten Phase in der ausgewählten intermetallische Verbindung enthaltenden Matrix bis zu dem Punkt verwendet werden, an welchem solche größeren Teilchen zu einer Komponentenversprödung oder zum Verlust von Duktilität usw. führen. Die verbesserten mechanischen Eigenschaften bieten Gewichtsersparnisse bei steifigkeitsbeschränkten Anwendungen, höhere Betriebstemperaturen und damit verbundene Verbesserungen der Energieausnutzung sowie verminderten Verschleiß bei Teilchen, die Erosion ausgesetzt sind. Von besonderer Bedeutung im Falle intermetallischer Verbindungen ist die Eigenschaft feiner Korngröße, die diesen Materialien größere Duktilität verleiht, als sie bisher mit intermetallischen Verbindungen erhältlich war, die nach dem Stand der Technik verarbeitet wurden. Obwohl die Korngröße der intermetallischen Matrix von Verbundwerkstoffen der vorliegenden Erfindung 0,01 bis 10 Mikron oder größer sein kann, liegt der bevorzugte Korngrößenbereich bei 0,01 bis 5 Mikron und der am meisten bevorzugte Bereich bei 0,01 bis 1 Mikron. Eine spezielle Anwendung solcher Materialien ist die Konstruktion von Bauteilen, die hoher Temperatur ausgesetzt werden können, wie von Turbinenblättern.
Allgemein gesagt bildet die vorliegende Erfindung ein Verfahren, bei dem Elemente, die einen Niederschlag zweiter Phase bilden, in einem Lösemittel-Matrixmaterials, das eine intermetallische Verbindung oder wenigstens einen Vorläufer hiervon enthält, reagieren, um eine feinverteilte Dispersion des Materials der zweiten Phase in dem Lösemittel-Matrixmaterials zu bilden. Im Falle von aluminiumkeramikverstärkten Verbundwerkstoffen wurden gefunden, daß die Reaktion bei einer Temperatur weit unter der Temperatur beginnt oder eingeleitet wird, die üblicherweise für die erwünschte Reaktion in Abwesenheit des Lösemittel-Matrixmaterials erforderlich ist. Während Keramikmaterialien die bevorzugte zweite Phase für die Dispersion als ein feiner Niederschlag in der intermetallischen Matrix darstellen, ist es auch möglich, ein intermetallisches Material als das Dispersoid der zweiten Phase in der intermetallischen Matrix auszufällen. In solchen Fällen müssen die Ausfällung und die Matrix von unterschiedlicher intermetallischer Zusammensetzung sein. Obwohl sich die Diskussion hier auf Keramikmaterialien aus die zweite Phase oder das Dispersoid konzentrieren soll, muß man im Auge behalten, daß im Gedanken der vorliegenden Erfindung auch intermetallische zweite Phasen eingeschlossen sind. Die die zweite Phase bildenden Bestandteile vereinigen sich am leichtesten bei der oder um die Schmelztemperatur des Lösemittel-Matrixmaterials, und die exotherme Natur dieser Reaktion kann eine sehr rasche Temperatursteigerung oder -spitze bewirken, die die Wirkung hat, zusätzliches Matrixmaterial zu schmelzen und gleichzeitig die weitere Reaktion der die zweite Phase bildenden Bestandteile zu bewirken.
Bei der Durchführung dieses Verfahrens, besonders für Anwendungen mit begrenztem Modul, ist es allgemein ratsam, einen Verbundwerkstoff herzustellen, der wenigstens etwa 10 Vol.-%, vorzugsweise etwa 15 Vol.-% Material der zweiten Phase enthält, um so einen Verbundwerkstoff mit merklich verbesserten Eigenschaften in dieser Hinsicht zu ergeben. Wenn Kornverbesserung allein erwünscht ist, sind niedrigere Gehalte des Materials der zweiten Phase ausreichend. Die besten Ergebnisse scheinen erhältlich zu sein, wen die Konzentration der zweiten Phase in dem produzierten Verbundwerkstoff groß genug ist, damit der Abstand zwischen den Teilchen i Mikron oder weniger ist. Der Verbundwerkstoff kann bis zu etwa 95 Vol.-% Dispersoid umfassen, wenn weitere Verdünnung des Verbundwerkstoffes durch den Zusatz desselben zu einer intermetallischen oder anderen Metailschmelze ins Auge gefaßt wird. Lm allgemeinen kann der Verbundwerkstoff etwa 0,5 Vol.-% bis etwa 25 Vol.-% Dispersoid umfassen, wobei etwa 1% bis etwa 10 Vol.-% Dispersoid für die Steuerung der Matrixkorngröße bevorzugt sind.
Beispiele geeigneter Ausfällungen der zweiten Phase sind die Boride, Carbide, Oxide, Nitride, Silicide, Oxynitride, Sulfide und Oxysulfide. Geeignete Elemente schließen alle Elemente ein, die unter Bildung keramischer Niederschläge reaktiv sind, wie beispielsweise, aber nicht ausschließlich, Übergangselemente der dritten und sechsten Gruppe des Periodensystems. Besonders brauchbare, keramische Phase bildende Bestandteile schließen Aluminium, Titan, Silicium, Bor, Kohlenstoff, Sauerstoff, Stickstoff, Schwefel, Molybdän, Wolfram, Niob, Vanadin, Zirkonium, Chrom, Hafnium, Kobalt, Nickel, Eisen, Magnesium, Tantal, Mangan, Zink, Lithium, Beryllium, Thorium und die Seltenen Erdelemente einschließlich Scandiuim, Yttrium, Lanthan, und die Elemente der Lathanidenreihe, wie Cer und Erbium, ein. Reaktive Verbindungen solcher Elemente, wie B&sub2;O&sub3; und B&sub4;C, und BN können auch verwendet werden.
Es ist besonders zu bemerken, daß mehrere Dispersoide und/oder Komplexverbindungen, wie Titan-Zirkonborid, mit Vorteil in situ in der intermetallischen Matrix ausgefällt werden können. Beispielsweise können Verbundwerkstoffe mit relativ niedrigem Sauerstoffgehalt durch Einarbeitung kleiner Mengen (z. B. bis zu etwa 5% je nach dem Sauerstoffgehalt der Matrix) starker Oxidbildner erzeugt werden, wie von Yttrium oder irgendeinem der Seltenen Erdmetalle, z. B. Cer und Erbium, die Sauerstoff aus dem Lösemittel-Matrixmaterials ausspülen. Der exotherme Temperaturanstieg der Reaktionsmasse in Verbindung mit der vergrößerten Oberfläche des gebildeten Dispersoids kann die Ausspülfähigkeit wirksam verbessern. Die so gebildeten Oxidteilchen verbessern die Matrixduktilität durch Entfernung von Zwischenraumsauerstoff und können auch dazu dienen, die Matrix einer Dispersionsverstärkung zu unterziehen und die Korngröße darin zu vermindern, was seinerseits die Matrixduktilität weiter verbessert. Außerdem ist festzustellen, daß in vielen Verbundwerkstoffen von intermetallischer Verbindung und Keramikmaterial, die nach dem Verfahren der vorliegenden Erfindung hergestellt sind, intermetallische Vorläufer auch mit Keramikbestandteilen unter Bildung zusätzlicher keramischer Dispersoide reagieren.
Als die Matrix oder das Lösemittel kann man irgendeine intermetallische Verbindung oder Vorläufer hiervon verwenden, die die Bestandteile, welche die keramische oder andere zweite Phase bilden, auflösen können oder wenigstens etwas lösen und die eine geringere Fähigkeit zur Auflösung oder anderweitigen Umsetzung mit der gebildeten keramischen oder anderen Ausfällung der zweiten Phase haben. So muß bei den während des Verfahrens auftretenden Temperaturen die Matrixkomponente als ein Lösungsmittel für die Reaktionsart der zweiten Phase wirken, nicht jedoch für die erwünschte Ausfällung der zweiten Phase. Es ist besonders festzustellen, daß die Anfangsmatrix primär als ein Lösemittel in dem Verfahren wirkt und daß die Bestandteile der Ausfällung der zweiten Phase eine größere Affinität zueinander haben, als jeder einzelne zu dem Lösemittel-Matrixmaterials hat. Es ist weiterhin festzustellen, daß die intermetallischen Vorläufer einzeln oder gemeinsam als Lösemittelmaterialien für die keramischen oder Vorläufermaterialien der zweiten Phase wirken können. So müssen die keramischen Vorläufer oder anderen Vorläufer der zweiten Phase, aber nicht das Keramikmaterial oder die zweite Phase selbst, in wenigstens einem der intermetallischen Vorläufer oder der intermetallischen Verbindung selbst löslich sein. Außerdem ist es wichtig, daß der exotherme Charakter der die zweite Phase bildenden Reaktion ausreicht, um die Reaktion der Vorläufer der zweiten Phase zu unterstützen und zu gestatten, daß sie durch Verbrauch der Reaktionspartner im wesentlichen vollständig abläuft. Obwohl die mögliche Auswahl von Dispersoiden der zweiten Phase und von Matrixmaterialien groß ist, ist daher die Wahl durch Beachtung der oben genannten Kriterien beschränkt.
Die Lösemittelmetallvorläufer für die intermetallische Matrix können aus der Gruppe ausgewählt werden, die aus Aluminium, Nickel, Kupfer, Titan, Kobalt, Eisen, Platin, Gold, Silber, Niob, Tantal, Bor, Zink, Molybdän, Yttrium, Hafnium, Zinn, Wolfram, Lithium, Magnesium, Beryllium, Thorium, Silicium, Chrom, Vanadin, Zirkonium, Mangan, Scandium, Lanthan und den Seltenen Erdelementen und Legierungen hiervon besteht. Bevorzugte intermetallische Vorläufer schließen Aluminium, Nickel, Titan, Kobalt, Eisen und hitzebeständige Metalle ein. Mehrere intermetallische Materialien können natürlich in der Matrix vorhanden sein. Es ist festzustellen, daß die Begriffe "intermetallische Verbindung enthaltende Matrix" oder "intermetallische Matrix", wie sie hier verwendet werden, eine Matrix definieren sollen, die vorherrschend intermetallisch ist, obwohl auch andere Materialien, z. B. metallische intermetallische Vorläufer, in kleinerer Menge vorhanden sein können.
Intermetallische Verbindungen sind bei der vorliegenden Erfindung sowohl für die Matrix als auch gegebenenfalls für das Dispersoid der zweiten Phase geeignet. In einem solchen Fall kann das intermetallische Dispersoid aus der vorausgehenden Gruppe intermetallischer Matrixvorläufer mit Ausnahme von Kupfer, Gold, Silber und Platin hergestellt werden. Diese Materialien werden allgemein als Verbindungen von zwei oder mehr Metallen in im wesentlichen stöchiometrischen Verhältnissen angesehen, die nicht notwendigerweise normalen Wertigkeitsregeln vom ionisch/kovalenten Bindungstyp folgen.
Intermetallische Verbindungen können allgemein als Phasen oder Verbindungen der allgemeinen Formel AxBy definiert werden, worin A ein metallisches Element ist, B ein anderes metallisches Element (Aluminium im Falle von Aluminiden) ist und x und y nahezu ganze Zahlen sind, die anzeigen, daß die Verbindungen eine Kombination zweier Metalle in definierten Molekülverhältnissen sind. Unter den metallischen Elementen, die Aluminide bilden können, finden sich Titan, Nickel, Eisen, Kobalt und hitzebeständige Metalle, wie Niob, Zirkonium, Tantal und dergleichen. Titan bildet die Aluminide Ti&sub3;Al, TiAl und Al&sub3;Ti, während Nickel Ni&sub3;Al und NiAl bildet. Andere Aluminide schließen Zr&sub3;Al, Co&sub3;Al und Fe&sub3;Al ein. Für die Zwecke der vorliegenden Erfindung sind Aluminide von Titan und Nickel derzeit bevorzugt. Ein Ersatz eines oder mehrerer Elemente in einer intermetallischen Verbindung ist möglich und kann erwünscht sein, um Kristallgitterveränderungen zu bewirken. Ein Beispiel ist der Austausch von Aluminium durch Titan in Ni&sub3;Al unter Bildung von Ni&sub3; (Al, Ti). Außerdem sind zweiphasige Gemische, wie TiAl und Ti&sub3;Al geeignet.
Es sei festgestellt, daß Aluminide nicht notwendigerweise eine solche Zusammensetzung haben, daß x und y der obigen Formel genau ganze Zahlen sind. Beispielsweise wird Nickelaluminid gewöhnlich als Ni&sub3;Al bezeichnet, obwohl es eine intermetallische Phase und nicht eine einfache ionische oder kovalent gebundene Verbindung ist, wie sie über einen Zusammensetzungsbereich als Funktion der Temperatur vorliegt, wie beispielsweise etwa 72,5 bis 77 Gew.-% Nickel (85,1 bis 87,8 Atom-%) bei etwa 600ºC. So können Aluminide und intermetallische Verbindungen allgemein als die Verbindungen definiert werden, die sich bei Verfestigung nahezu stöchiometrischer Mengen der geeigneten Metalle bilden. Im geschmolzenen Zustand liegen jedoch die intermetallischen Verbindungen primär als ein willkürliches Gemisch ihrer Elemente vor, das nur eine relativ kurze Nahordnung besitzt. Innerhalb des Gedankens der vorliegenden Erfindung kann dieses willkürliche Gemisch oder von intermetallischer Verbindung stammende Flüssigkeit als ein Lösemittel-Matrixmaterials wirken, durch welches die lösungsmittelunterstützte Reaktion von Vorläufern zweiter Phase erfolgt. Dieser geschmolzene Zustand kann somit als ein "von intermetallischer Verbindung stammendes Lösemittel" oder "Lösemittel-Matrixmaterials" bezeichnet werden, wobei diese Ausdrücke den geschmolzenen Zustand eines oder mehrerer Vorläufer dieser intermetallischen Verbindung einschließen.
Unter Bezugnahme auf Verbundwerkstoffe mit einer aluminidhaltigen Matrix, die nach den Verfahren der vorliegenden Erfindung hergestellt wurden, neigen solche Verbundwerkstoffe dazu, einen höhere Duktilität als selbst jene Aluminide zu haben, die durch bekannte Verarbeitungswege in Abwesenheit von Dispersoiden erzeugt wurden. Die Aluminidverbundwerkstoffe sind auch durch feinkörnige Größe gekennzeichnet, welche die Duktilität bei Umgebungstemperatur steigern dürfte, indem die Versetzungsspannung an Korngrenzen als Ergebnis verminderter Gleitlänge reduziert wird. Die Verbundwerkstoffe zeigen auch höhere Erwärmbarkeit, geringeres Kriechen und erhöhten Modul und erhöhte Härte.
Es ist bekannt, daß sich die intermetallischen Verbindungen durch eine Reihe von Mechanismen verformen können, wie durch Versetzungsbewegungen, Überstrukturversetzungen, Zwillingsbildung und dergleichen. Im speziellen Fall der intermetallichen Verbindung TiAl hat die Gitterstruktur ein Längenverhältnis von 1,02, d. h. das Gefüge ich nahezu kubisch. Unter dieser Bedingung kann sich dieses Gefüge nach irgendeinem der oben erwähnten Mechanismen verformen.
Die Duktilität bei Umgebungstemperatur dieses Materials wird durch die Leichtigkeit der Versetzungsbewegung bestimmt, und daher ist es erwünscht, die Anzahl der Betriebsgleitsysteme zu maximieren, um das duktilste Material zu bekommen. Vom statistischen Standpunkt ist es bekannt, daß eine Verminderung der Korngröße der intermetallischen Matrix eine große Anzahl geeignet orientierter Körner für Versetzungsaktivität verfügbar macht, ein wirksames Mittel für die Verbesserung der Duktilität.
Ein weiteres Mittel zur Steigerung der Anzahl verfügbarer Gleitsysteme ist das Erhalten eines kubischen Gefüges, d. h. ein Längenverhältnis von 1,0. Dies kann durch Mittel, wie Legieren, Bestrahlungszerstörung und dergleichen erreicht werden, so daß das Gitter in der kürzeren Richtung ausgedehnt wird. Die Auswahl geeigneter Legierungszusätze wird sowohl durch die Größe der Atomkerne als auch durch die Elektronenbandenstruktur der Legierungselemente bestimmt. Ein Beispiel, wo eine Modifizierung der Gitterparameter einer intermetallischen Verbindung durch Legieren möglich ist, ist der Fall eines Ersatzes von AI durch Ti in Ni&sub3;Al unter Bildung von Ni&sub3; (Al, Ti).
Die Kombination irgendeines der obigen Mechanismen zur Steigerung der Verformungsfähigkeiten intermetallischer Verbindungen wird als starkes Mittel angesehen, um verbesserte Duktilität bei Umgebungstemperatur zu erreichen. Wenn dies mit der Dispersionsverstärkung und hohen Erhitzbarkeit vereinigt wird, die durch die hier beschriebenen Techniken erreicht werden, ist eine einzigartige Reihe von Verbundwerkstoffen erhältlich, die sowohl dem Bedarf an Niedertemperaturduktilität als auch die Erfordernisse an Hochtemperaturfestigkeit befriedigen können.
Zum Zwecke einer Erläuterung der verschiedenen Reaktionsweisen, die zur Bildung einer Dispersion zweiter Phase in einer intermetallischen Matrix verwendet werden können, wird eine detaillierte Betrachtung nur für den speziellen Fall von Verbundwerkstoffen von intermetallischer Verbindung und Keramikmaterial gegeben. In dieser Diskussion ist verständlich, daß Mehrfachdispersoide, intermetallische Dispersoide und/oder mehrfachintermetallische Matrizes auch eingeschlossen sein sollen. Verfahren zur Herstellung der Verbundwerkstoffe von intermetallischer Verbindung und Keramikmaterial nach der vorliegenden Erfindung schließen folgendes ein:
A. gemeinsame Bildung der intermetallischen Verbindung und des Keramikmaterials durch Einschluß geeigneter Mengen an Ausgangsbestandteilen in elementarer Form, um so letztlich im wesentlichen stöchiometrische Verhältnisse der Bestandteile der intermetallischen Verbindung und des Keramikmaterials zu bekommen, in einem Reaktionsbehälter,
B. Verwendung eines vorher gebildeten intermetallischen Materials als ein Feststoff, gefolgt durch Ausfällung des Keramikmaterials darin in situ in einer getrennten Stufe,
C. Herstellung eines Ansatzkonzentrates des Dispersoids der keramischen Phase in einem oder mehreren Metallen oder einer oder mehreren Legierungen, die keine intermetallischen Verbindungen mit sich selbst bilden, wobei diese Metalle unter Bildung der erwünschten intermetallischen Verbindung umwandelbar sind, gefolgt durch Verdünnung des Konzentrats in einer intermetallischen Verbindung oder in weiteren Metallen oder Legierungen, mit denen das Matrixmaterial des Konzentrats unter Bildung intermetallischer Verbindungen reagieren kann,
D. direkte Zugabe eines oder mehrerer keramisches Material bildender Vorläufermaterialien in Gegenwart eines sich von intermetallischer Verbindung herleitenden Lösemittelmaterials zu einer Schmelze, die ein sich von intermetallischer Verbindung herleitendes Lösemittel und den oder die komplementären Keramikvorläufer umfaßt, um eine in situ keramisches Dispersoid bildende Reaktion in dem sich von intermetallischer Verbindung herleitenden Lösungsmittel zu erzeugen, und
E. direkte Zugabe eines oder mehrerer Keramikmaterial bildender Vorläufer und eines intermetallischen Vorläufers zu einer Schmelze, die ein oder mehrere Metalle oder eine oder mehrere Legierungen enthält, mit denen der intermetallische Vorläufer reagieren kann, um intermetallische Verbindungen zu bilden, und mit welchen der Keramikmaterial bildende Vorläufer reagieren kann, um keramisches Dispersoid zu bilden.
Wie verständlich ist, kann eine große Anzahl von Reaktionsfolgen als innerhalb des Gedankens der vorliegenden Erfindung ins Auge gefaßt werden. Eine repräsentative Anzahl solcher Folgen findet sich in Fig. 1, obwohl diese schematische Darstellung nicht als Beschränkung des Gedankens der vorliegenden Erfindung angesehen werden sollte.
Darüber hinaus ist auch zu erkennen, daß Verbundwerkstoffe von intermetallischer Verbindung und Keramikmaterial, die nach irgendeiner der beschriebenen Methoden hergestellt wurden, einer Verdünnung oder Zugabe zu Schmelzen von intermetallischen Verbindungen oder anderen Matrixmaterialien, in denen sie löslich sind, unterzogen werden können, um spezielle Ziele und Zwecke zu erreichen. Der Klarheit halber ist dieses Verfahren jedoch nicht in Fig. 1 aufgeführt.
Bei der oben erwähnten gemeinsamen Bildung (A) stellen die Ausgangsmaterialien einzelne Pulver jedes der Keramikvorläufer und der Vorläufer der intermetallischen Verbindung dar. So kann man ein Gemisch von Aluminium, Nickel, Titan und Bor umsetzen, um eine Dispersion von Titandiborid in einer Nickelaluminidmatrix zu bilden. In diesem Verfahren kann die Basisreaktionsweise wie folgt beschrieben werden:
(I) pM + qN + xA + yB → MpNq + AxBy,
worin M und N Keramikmaterialvorläufermaterialien bedeuten, A und und B metallische Elemente darstellende Vorläufer einer intermetallischen Verbindung sind und p, q, x und y nahezu ganze Zahlen sind. In dem speziell angegebenen Beispiel, der Bildung von Titanborid in einer Matrix von Nickelaluminid, ist M Titan, N Bor, A Nickel, B Aluminium, p 1, q 2, y 1, und x kann 1 oder 3 sein, je nachdem, welches Nickelaluminid (NiAl oder Ni&sub3;Al) erwünscht ist.
In diesem Verfahren kann die das Matrixmaterial des vorliegenden Verbundwerkstoffes bildende intermetallische Verbindung vor, im wesentlichen gleichzeitig mit oder nach der Ausfällung des Keramikdispersoids in situ gebildet werden. In der Praxis dieser gemeinsamen Bildung wurde gefunden, daß die Natur und Menge der intermetallischen und keramischen Phase durch geeignete Auswahl der Stöchiometrie der zugesetzten Anfangsbestandteile gesteuert werden kann. So kann beispielsweise ein Übergewicht von Ni&sub3;Al oder NiAl durch genaue Proportionierung der relativen Mengen der Ausgangsbestandteile gebildet werden, wobei jeder der durch Keramikbildungsreaktionen verbrauchten Bestandteile und Verluste infolge Absorption in den Wänden des Reaktionsbehälters, äußere Verbindungsbildung, Verflüchtigung usw. in Rechnung gezogen werden. In dieser Hinsicht sollte bemerkt werden, daß die keramikbildenden Bestandteile eine größere Affinität zueinander als zu irgendeinem der intermetallische Verbindung bildenden Materialien haben müssen. Selbstverständlich gilt dies nur bis zu der stöchiometrischen Grenze der keramikbildenden Reaktion, da jenseits dieses Punktes irgendein Überschuß an vorhandenem metallischem keramikbildendem Bestandteil zur Bildung von intermetallischen Verbindungen verfügbar ist. In vielen Fällen kann die Auswahl des betreffenden keramischen Dispersoids und der betreffenden intermetallischen Verbindung für den Verbundwerkstoff die Folge bestimmen, in welcher die Komponenten gebildet werden. Wenn beispielsweise ein Aluminidverbundwerkstoff hergestellt wird, wo das Keramikmaterial und Aluminid in einer Operation gebildet werden, kann sich das Aluminid bei niedriger Reaktionstemperatur bilden und wird somit zuerst gebildet. Andererseits können sich das Keramikmaterial bei einer niedrigeren Temperatur und das Aluminid danach bei einer höheren Reaktionstemperatur bilden. In dem ersten Fall, bei dem das Aluminid zunächst gebildet wird, sind die Keramikvorläufer in dem geschmolzenen Aluminid löslich und fallen bei Einleitung der keramikbildenden exothermen Reaktion aus. Lm zweiten Fall, in welchem die keramikbildende Reaktion bei einer niedrigeren Temperatur eingeleitet wird, setzt die exotherme Reaktion genügend Energie frei, um die Temperatur der Reaktionsmasse bis zu einem Punkt anzuheben, an welchem sich die intermetallischen Vorläufer vereinigen. Offensichtlich ist es für die Temperatur möglich, in einigen Fällen ausreichend anzusteigen, damit beide Reaktionen im wesentlichen gleichzeitig ablaufen.
Bei der oben angegebenen Methode (B) kann man vorher hergestellte intermetallische Verbindung verwenden und danach die erforderlichen Materialien, um das erwünschte Keramikmaterial zu bilden, zu einer Schmelze der intermetallischen Verbindung zusetzen. Die hier betrachtete Basisreaktionsweise stellt das folgende zweistufige Verfahren dar, worin Formel II die Anfangsherstellung der intermetallischen Verbindung wiedergibt.
(II) xA + yB AxBy
(III) AxBy + pM + qN → MpNq in AxBy
In einem Sinn kann diese Reaktionsweise als eine Untergruppe der Formel I angesehen werden, worin sich die intermetallische Verbindung vor dem keramischen Dispersoid bildet. Bei der Bildung von Titancarbid in Nickelaluminid ist A Nickel, B Aluminium, M Titan, N Kohlenstoff, p 1, q 1, y 1, und x kann 1 oder 3 sein, je nach dem erwünschten Aluminid.
Bei der Keramikgrundkonzentratmethode (C) bildet man eine "Grundlegierung" von keramischem Dispersoid in einer Metallmatrix, welche Matrix anschließend in die erwünschte intermetallische Verbindung umgewandelt wird. Die erste Stufe dieser zweistufigen Reaktion kann wie folgt beispielhalber dargestellt werden:
(IVa) pM + qN + xA → MpNq + xA
oder
(IVb) pM + qN + yB → MpNq + yB
Die Reaktionsprodukte der Formel IV können dann gemäß der Formel V folgendermaßen verarbeitet werden:
(Va) (MpNq + xA) + yB → MpNq + AxBy
oder
(Vb) (MpNq + yB) + xA → MpNq + AxBy
Alternativ kann die "Grundlegierung" der Formel IVa in einer intermetallischen Verbindung verdünnt werden, um eine Dispersion von Keramikmaterial in einer Matrix zu bekommen, die aus gemischten Metall- und intermetallischen Phasen besteht, oder in einer Matrix zu bekommen, die eine intermetallische Verbindung umfaßt, die von dem Verdünnungsmittel verschieden ist.
(Vc) (MpNq + xA) + Ax'By' → MpNq + Ax'By' + xA
(Vd) (MpNq + yB) + Ax'By' → MpNq + Ax'By' + yB
(Ve) (MpNq + xA) + Ax'By → MpNq + Ax+x'By
(Vf) (MpNq + yB) + AxBy' → MpNq + AxBy+y'
Dieser letztere Lösungsweg gestattet die Herstellung solcher Verbundwerkstoffe, wie TiB&sub2;, dispergiert in Ni&sub3;Al, durch die Reaktionsfolge:
Ti + 2B + Ni → TiB&sub2; + Ni
2(TiB&sub2; + Ni) + NiAl → 2TiB&sub2; + Ni&sub3;Al
Offensichtlich läßt diese Sequenz eine große Anzahl von Varianten zu, was einem die Möglichkeit gibt, eine große Vielzahl von Ergebnissen unter Ausnutzung solcher Verfahren zu erreichen. Somit ist es möglich, "Ansatzkonzentrate" herzustellen, die eine Keramikphase enthalten und die benutzt werden können, um die Keramikphase in kontrollierter Weise in ein spezielles Verdünnungsmittel einzuführen. So kann man beispielsweise eine Grundlegierung mit einem hohen Prozentsatz an Titandiborid in einem Aluminid herstellen und Metall oder zusätzliches Aluminid zugeben, um einen Verbundwerkstoff mit der erwünschten Zusammensetzung zu bekommen.
Die nach dieser Erfindung betrachtete vierte Reaktionsweise, Methode (D), stellt sich die direkte Zugabe eines keramikbildenden Vorläufermaterials in Gegenwart eines kleineren Anteils eines sich von intermetallischer Verbindung herleitenden Lösemittels zu einer Schmelze der intermetallischen Phase und des komplementären Keramikvorläufers vor.
(VIa) Mp + (Nq + AxBy) → MpNq + AxBy
(VIb) Nq + (Mp + AxBy) → MpNq + AxBy
Eine andere als geeignet angesehene Reaktionsmethode ist die oben als Methode (E) identifizierte Methode, bei der ein oder mehrere keramische Vorläufer mit einem intermetallischen Vorläufer vermischt oder legiert und zu einer Schmelze zugesetzt werden, die die erforderlichen keramischen und intermetallischen Vorläufer enthält, um unter Bildung des erwünschten Materials zu reagieren:
(VIIa) (pM + xA) + (qN + yB) → MpNq + AxyB
(VIIb) (pM + yB) + (qN + xA) → MpNq + AxBy
(VIIc) (pM + xA + x'A) + (qN + yB + y'B) → MpNq + AxBy + Ax'By'
(VIId) (pM + qN + xA + x'A) + yB + y'B → MpNq + AxBy + Ax'By'
Die durch die Formeln VIIc und VIId beispielhalber dargestellte Methode erläutert die Herstelldung eines Verbundwerkstoffes aus intermetallischer Verbindung und Keramikmaterial, in welchem die Matrix ein Gemisch zweier unterschiedlicher intermetallischer Materialien ist. Die durch die Formeln VIIa und VIIb beispielhalber dargestellte Methode kann der Legierungsmethode gleichgesetzt werden, die in der am 19. Oktober 1984 eingereichten Patentanmeldung Serial No. 662 928 beschrieben ist, zu der dies eine Continuation-in-part- Anmeldung ist und auf die hier Bezug genommen wird. Ähnlich ist das allgemeine Konzept der lösungsmittelunterstützten Reaktion von keramikbildenden Vorläufern in dieser Patentanmeldung dargestellt.
Variierende Mengen von Keramikmaterial können in das Verbundmaterial eingearbeitet werden, je nach der Endverwendung und den erwünschten Eigenschaften in dem Produkt. Wie oben festgestellt, kann man für dispersionsverstärkte Materialien mit hohem Modul einen bevorzugten Bereich von etwa 10 bis etwa 25 Vol.-% benutzen. Der keramische Volumenanteil kann jedoch erheblich variiert werden, um so einen Verbundwerkstoff mit der erwünschten Eigenschaftskombination zu erzeugen, und zwar im Bereich von etwa 0,5 Vol.-% bis zu dem Punkt, an welchem Duktilität in unannehmbarem Umfang geopfert wird. Im Gegensatz dazu können cermetartige Verbundwerkstoffe von bis zu etwa 95 Vol.-% oder mehr an keramischem Material in der aluminidhaltigen Matrix erzeugt werden. Bevorzugte Bereiche für solche Materialien werden natürlich von der erwünschten Endverwendung abhängen. Es ist möglich, die Zusammensetzung wirksam zuzuschneiden, um ein Spektrum von Eigenschaften zu erhalten, indem man die Mengenverhältnisse der Reaktionspartner- und Lösungsmittelmaterialien steuert.
Außerdem können die verschiedenen Reaktionsweisen in unterschiedlichen physikalischen Zuständen eingeleitet werden. So können die Elementenpulver das Verfahren in einem Plasmabogen oder einer Flamme oder über Diffusion der reaktiven Stoffe durch das flüssige Lösungsmittel oder in Fällen, wo Festphasendiffusion rasch ist, in festem Zustand einleiten. Im Falle, wo zwei Legierungen verwendet werden, wobei jede ein eine reaktive Komponente darstellendes Legierungselement enthält, kann die Reaktion auch im festen Zustand, flüssigen Zustand, gasförmigen Zustand oder in einem Plasmabogen oder in einer Flamme, die beispielsweise durch Überschlag eines Bogens zwischen Elektroden der beiden Legierungen erhalten wird, erfolgen.
Wie oben festgestellt wurde, ergibt die vorliegende Erfindung die Bildung eines oder mehrerer fein dispergierter Ausfällungen in einer Matrix eines oder mehrerer intermetallische Verbindung enthaltender Materialien. Es ist wichtig, daß das Ausfällungsmaterial der zweiten Phase in dem von der intermetallischen Verbindung stammenden Lösungsmittel nicht löslich ist oder nicht mit ihm reagiert, während die Bestandteile der zweiten Phase einzeln wenigstens etwa löslich in dem von der intermetallischen Verbindung stammenden Lösungsmittel sind. So hängt der Mechanismus der exothermen Dispersionsreaktion von einer bestimmten Menge eines jede zweite Phase bildenden Bestandteils ab, der sich in dem von der intermetallischen Verbindung stammenden Lösungsmittel löst oder darin diffundiert und in Lösung befindlich (entweder in flüssigem oder festem Zustand) exotherm reagiert, um die unlösliche Ausfällung rasch als einen sehr feinteiligen Feinstoff zu bilden. Das sich von intermetallischer Verbindung herleitende Lösungsmittel oder Lösungsmittelmatrixmaterial liefert ein Medium, in welchem die reaktiven Elemente diffundieren und sich vereinigen können. Wenn erst die Anfangsreaktion aufgetreten ist, bewirkt die durch die exotherme Reaktion freigesetzte Wärme weitere Diffusion reaktiver Komponenten in dem Lösemittel-Matrixmaterials und erlaubt, daß die Reaktion voranschreitet. Während der Einleitung und Reaktion können hohe Temperaturen in sehr kurzen Zeiten erreicht werden. Während dieses Zeitrahmens reagieren im wesentlichen alle der reaktiven Bestandteile in dem Lösemittelmetall unter Bildung der unlöslichen zweiten Phase, die unmittelbar ausfällt.
Die Abkühlungsperiode, die der Einleitung der Reaktion folgt, und der Verbrauch der reaktiven Bestandteile kann wichtig sein, um sehr kleine Dispersoidgröße zu erreichen und das Dispersoidwachstum zu begrenzen. Es ist bekannt, daß es bei hohen Temperaturen den Teilchen der zweiten Phase möglich ist zu wachsen, z. B. durch Auflösung/Ausfällung oder durch Agglomerierung. Dies sollte wegen Ausfällung oder durch Agglomerierung vermieden werden. Dies sollte wegen der negativen Wirkung großer Teilchengrößen auf die Duktilität vermieden werden. Die Abkühlung oder das Abschrecken der Reaktion ist in einem Sinne automatisch, da, wenn erst die Bestandteile, welche die zweite Phase bilden, vollständig umgesetzt sind, keine weitere Energie freigesetzt wird, um die erreichten hohen Temperaturen aufrechtzuhalten. Man kann jedoch die Abkühlgeschwindigkeit in bestimmtem Umfang steuern, indem man die Größe und/oder Zusammensetzung der Masse von umgesetztem Material steuert. Das heißt, große thermische Masse absorbieren Energie und kühlen sich langsamer ab und erlauben so das Wachstum größerer Teilchen, wie es für größere Verschleißbeständigkeit, z. B. für die Verwendung in Schneidwerkzeugen, erwünscht sein kann. So kann die Temperatur von der erreichten Maximaltemperatur auf eine Temperatur, wo Kornwachstum minimal ist, vermindert werden. Der Umfang des Teilchenwachstums hängt von der sich bildenden speziellen zweiten Phase ab.
Die Reaktionseinleitungstemperatur erwies sich allgemein als relativ nahe der Schmelztemperatur des Lösemittel-Matrixmaterials, das in Reaktionen in flüssigem Zustand benutzt wird. Beispielsweise bei der Herstellung von Titandiborid in einem Titanaluminid aus dem Elementenpulvern verläuft die Reaktion bei einer Temperatur um 660ºC nahe dem Schmelzpunkt von Aluminium. Es sollte festgestellt werden, daß in Abwesenheit eines Lösemittel-Matrixmaterials die Reaktion von Titan und Bor unter Bildung von Titandiborid gemäß Beobachtung nicht unter einer Temperatur von etwa 900ºC abläuft und häufig nicht vollständig verlief und daß es dann im wesentlichen keine Steuerung der Teilchengröße des Endproduktes gab. Obwohl man anfangs nicht tatsächlich die Schmelztemperatur erreichen muß, muß man doch eine Temperatur bekommen, bei der wesentliche Diffusion der reaktiven Materialien in dem Lösemittel-Matrixmaterials entweder örtlich oder allgemein erfolgen kann. Es wird auch beobachtet, daß es in einigen Fällen, wenn man die Temperatur erhöht, für einen der Ausgangsbestandteile möglich ist, in das Lösemittel-Matrixmaterials zu diffundieren, dabei mit ihm eine Legierung mit einer niedrigeren Schmelztemperatur als der der intermetallischen Verbindung der Matrix zu bilden und so die Reaktionseinleitungstemperatur zu senken.
Es ist auch zu bemerken, daß man mit dem Basisverfahren die komplexe Ausfällung mehrerer Systeme bewirken kann. So ist es möglich, komplexe Phasen, wie Ti(B0,5C0,5) auszufällen oder alternativ ein Gemisch von Titandiborid und Zirkondiborid in einer aluminidhaltigen Matrix auszufällen.
Es wurde gefunden, daß die Pulver vor dem Brennen nicht verdichtet werden müssen, doch wenn man dies tut, erlaubt dies eine leichtere Diffusion und somit eine Einleitung bei niedrigeren Temperaturen. Beispielsweise neigen lockere Pulvergemische von Aluminium, Titan und Bor dazu, bei etwas höheren Temperaturen als hochverdichtete Pulver zu reagieren. Dies beruht auf örtlichem Schmelzen und erhöhter Diffusion, die möglich sind, wenn sich die Pulver in großer Nähe zueinander befinden. Außerdem ist Verdichtung vorteilhaft, da der Preßkörper als ein freitragender Körper gehandhabt werden kann, der keinen umfassenden Behälter erfordert, der Verunreinigungen in dem System erzeugen und durch den Hitzeschock der Reaktion zerstört werden könnte. Die Verunreinigungsentstehung ist besonders wichtig, wenn ein Behältnis aus hitzebeständigem Oxidmaterial, wie Zirkonoxid, bei der Verarbeitung von Materialien verwendet wird, die Titan enthalten und besonders empfindlich gegenüber Wirkungen, wie Sauserstoffversprödung, sind.
Die Porosität des fertigen Verbundwerkstoffes kann durch eine Vakuumentgasung vor der Einleitung der Reaktion minimiert werden. Der angelegte Vakuumgrad und die Temperatur der Entgasungsstufe werden rein durch die Kinetik der Verdampfung und Diffusion absorbierter Feuchtigkeit und anderer Gas bestimmt. Hochvakuum und erhöhte Temperaturen unterstützen die Entgasung.
Während des Aufheizens sollten Ausgangspulver gegenüber intensiver Oxidation durch Aussetzen der Atmosphäre geschützt werden, da diese die Diffusion der Komponenten in das Lösemittel-Matrixmaterials begrenzt, und die Reaktion sollte vorzugsweise unter einem Inertgas durchgeführt werden, um eine Oxidation bei hohen Temperaturen zu vermeiden. Weiterhin reduziert dies den Verlust an Reaktionspartner oder Lösemittel als flüchtige Oxide oder andere oxidierte Materialien.
Die Teilchengröße der in der Elementenpulverweise benutzten Pulver scheint nicht kritisch zu sein. Es wurde jedoch gefunden, daß die Teilchengröße des Reaktionsproduktes der zweiten Phase von Faktoren, wie der Aufheizgeschwindigkeit, der Reaktionstemperatur, der Abkühlgeschwindigkeit, der Kristallinität und der Zusammensetzung der Ausgangsmaterialien abhängen kann. Geeignete Pulvergrößen können im Bereich von weniger als 5 Mikron bis mehr als 200 Mikron liegen, um Mischverfahren zu erleichtern und genügend kleine Diffusionsentfernungen zu bekommen. Aus wirtschaftlichen Gründen kann man normalerweise die Pulver mit größerer Teilchengröße benutzen. Es wurde gefunden, daß die Teilchengröße der ausgefällten zweiten Phase in der Matrix von weniger als etwa 0,01 Mikron bis etwa 5 Mikron oder größer variieren kann, je nach Faktoren, wie sie oben genannt wurden.
Wie bereits erwähnt wurde, besteht eine Ausführungsform des vorliegenden Verfahrens zur Herstellung von Verbundwerkstoffen aus intermetallischer Verbindung und zweiter Phase darin, daß man eine das Lösemittel-Matrixmaterials enthaltende im wesentlichen geschmolzene oder flüssige Masse vorsieht und dann wenigstens einen der Bestandteile oder eines der Elemente des erwünschten Materials der zweiten Phase mit einem kleineren Anteil eines verträglichen Lösemittelmaterials zu der geschmolzenen Masse zusetzt. Nach der Zugabe wird die lösungsmittelunterstützte Ausfällungsreaktion in situ eingeleitet, um feinverteilte Teilchen von Material der zweiten Phase in der Matrix zu bilden und zu dispergieren. So könnte beispielsweise die geschmolzene Masse einen der Bestandteile des Materials der erwünschten zweiten Phase, wie z. B. als vorgeformte Legierung, enthalten, und ein oder mehrere Bestandteile werden anschließend zugesetzt werden. Alternativ könnten alle der Bestandteile zu der geschmolzenen Masse entweder nacheinander oder gleichzeitig zugesetzt werden. Eine bequeme Weise zur Durchführung dieses Verfahrens ist die, Pulver oder Schnitzel der unumgesetzten Bestandteile des Materials der zweiten Phase mit einem kleineren Anteil an verträglichem Lösemittelmaterial zu verdichten und dann den Preßkörper der Bestandteile zu der geschmolzenen Metallmasse zuzugeben.
Der Bestandteil oder die Bestandteile werden zu der geschmolzenen Metallmasse zusammen mit genügend Lösemittelmetall zugegeben, um zu gestatten, daß die Reaktion leicht verläuft. Mit diesem Verfahren könnte das Metall der geschmolzenen Masse verschieden von dem zugesetzten Lösemittelmittel sein und braucht somit nicht ein Lösungsmittel für die Bestandteile zu sein. Wie oben festgestellt, erlaubt dieses Verfahren zwei oder mehr Metalle in der Matrixphase, die dann in eine oder mehrere intermetallische Phasen durch geeignete Wärmebehandlung umgewandelt werden können. In jedem solchen Verfahren muß jedoch dafür gesorgt werden, daß das Verdünnungsmetall nicht mit der zweiten Phase oder ihren Bestandteilen reagiert.
In diesem bevorzugten Zugabeverfahren ist es allgemein bevorzugt, daß die Menge eines jeden zugesetzten Bestandteils derart ist, daß im wesentlichen alle die zweite Phase bildenden Bestandteile in der Ausfällungsreaktion verbraucht werden, d. h. daß im wesentlichen kein zweite Phase bildender Bestandteil nach Beendigung der Reaktion verbleibt. In den meisten Fällen kann dieses Erfordernis erreicht werden, wenn stöchiometrische Mengen der Bestandteile in der fertigen geschmolzenen Matrixmaterialmasse unmittelbar vor der Verfestigung vorliegen. In einigen Fällen kann jedoch ein Überschuß einer Komponente über die stöchiometrische Menge hinaus erwünscht sein, z. B. überschüssiges Bor bei der Herstellung von TiB&sub2; in Ni&sub3;Al. Natürlich wird diese Bedingung modifiziert, wenn eine oder mehrere der zweite Phase bildenden Bestandteile ein Metall sind, das auch bei der Bildung der erwünschten intermetallischen Matrix reaktiv ist. Die Mengen der Bestandteile müssen dann gemäß der vereinigten Stöchiometrie der erforderlichen Ausfällung der zweiten Phase und der intermetallischen Matrixphase proportioniert werden.
Bei der Auswahl der Bestandteile und der Matrix für die Verbundwerkstoffe, die nach dem oben beschriebenen Zugabeverfahren erzeugt werden, ist es wichtig, daß das gebildete Material der zweiten Phase geringe Löslichkeit in der geschmolzenen Masse hat. Sonst kann ein wesentliches Teilchenwachstum des Materials der zweiten Phase über längere Zeitdauer bei Temperatur festgestellt werden. Für die meisten Anwendungen der Verbundwerkstoffe sollte die Größe der Teilchen der zweiten Phase so klein wie möglich sein, und somit ist Teilchenwachstum unerwünscht. Wenn die Löslichkeit des gebildeten Materials der beiden zweiten Phase in der geschmolzenen Masse gering ist, kann die geschmolzene Masse mit dispergierten Teilchen der zweiten Phase in dem geschmolzenen Zustand beachtliche Zeit ohne Wachstum der Teilchen der zweiten Phase gehalten werden.
Ein Vorteil dieser Ausführungsform ist jener, daß sich, wenn die Bestandteile stufenweise oder anteilweise zugegeben werden, die Massentemperatur der geschmolzenen Masse während des Verlaufes der Zugabe nicht wesentlich verändert, d. h. daß die große Temperaturspitze, die mit der Reaktionseinleitung und dem Verfahren verbunden ist, und somit mögliches Teilchenwachstum der Teilchen der zweiten Phase infolge erhöhter Temperaturen auf die Reaktionszone beschränkt sein wird und durch die umgebende Reaktionsmasse, die im wesentlichen als eine isotherme Wärmesenke wirkt, rasch abgeschreckt wird. Ein solches Zugabeverfahren ist auch vom Standpunkt der Sicherheit ratsam, um die rasche Entwicklung wesentlicher Wärmemengen zu verhindern, die bewirken könnten, daß Metall aus dem Behälter spritzt oder gesprüht wird. Ein anderer Vorteil besteht darin, daß die Bewegung infolge Energiefreisetzung und Temperaturanstieg, die durch die exotherme Reaktion der Bestandteile bei der Bildung von Material der zweiten Phase, die in der geschmolzenen Masse auftritt, einen Mischeffekt bewirken und somit das Dispergieren des Materials der zweiten Phase in der gesamten Masse unterstützen. Indem man die Masse im geschmolzenen oder flüssigen Zustand nach Zugabe der Bestandteile hat, werden außerdem die Bestandteile rasch auf Reaktionstemperatur erwärmt und fördern so die Bildung feiner Teilchen. Eine weitere wichtige Betrachtung dieses Verfahrens ist jene, daß eine geschmolzene Masse von Matrixmetall benutzt wird, daß Matrixmetall nicht aus pulverisiertem Metall gebildet werden muß, was eine wichtige Einsparung an Materialherstellungskosten darstellt.
Wie auch bereits erwähnt wurde, kann man Grundkonzentrate der betreffenden Verbundwerkstoffe herstellen und danach das Konzentrat verdünnen, um das erwünschte Verbundmaterial zu bekommen. Allgemein besteht die Konzentratbildung darin, daß man zunächst ein Reaktionspartnergemisch der zweite Phase bildenden Bestandteile herstellt und dann erhitzt, um die Reaktion in situ zu bekommen, wie hier beschrieben ist, und so feine Teilchen von Material der zweiten Phase zu bilden, die in der Matrix dispergiert sind. Alternativ kann der Verbundwerkstoff aus Anfangsmetall und zweiter Phase nach dem oben beschriebenen Verfahren gebildet werden, indem man die Bestandteile direkt zu einer geschmolzenen Masse von Matrixmetall zusetzt. Die Konzentration oder Beladung von Material der zweiten Phase ist allgemein ziemlich groß, z. B. wenigstens 10 Vol.-%, vorzugsweise wenigstens 15%, bis zu 80 oder 90 Vol.-% oder mehr Material zweiter Phase in dem resultierenden Verbundwerkstoff. Allgemein sind Konzentrationen unter etwa 10 Vol.-% nicht wirtschaftlich für weitere Verdünnung, und Konzentrationen über etwa 90 Vol.-% sind nicht ratsam, da die Reaktion zu heftig werden kann und Teilchenwachstum festgestellt werden kann. Nach Verfestigung wird vorzugsweise der Verbundwerkstoff auf die erwünschte Größe zerkleinert, oder alternativ kann der Verbundwerkstoff zu irgendeiner geeigneten Größe gegossen werden.
Die nächste Stufe in dem Grundkonzentratverfahren ist eine Verdünnung des Konzentrates mit weiterem Matrixmaterial, das gleich wie das intermetallische Verbindung bildende Material, das in der Ausfällungsreaktion in situ verwendet wird, oder von diesem verschieden sein kann. Bei einer Ausführungsform kann das Verdünnungsmetall derart ausgewählt werden, daß es eine oder mehrere intermetallische Phasen mit dem ursprünglichen Matrixmaterial bildet, in welchem die Ausfällung stattfindet. Allgemein kann diese Verdünnung erfolgen, indem man eine Schmelze des zusätzlichen Matrixmaterials herstellt und den Verbundwerkstoff zu der Schmelze zugibt oder statt dessen sowohl den Verbundwerkstoff als auch das zusätzliche Matrixmaterial in fester Form in einen Behälter gibt und dann auf eine solche Temperatur erhitzt, daß das zusätzliche Matrixmaterial schmilzt. Dispergieren des Materials der zweiten Phase in der Schmelze wird durch ein Rühren der Schmelze, erzeugt durch Lichtbogenschmelzen, mechanisches Rühren, Induktionsrühren, Gaseinblasen, Ultraschall und dergleichen, erleichtert. Im geschmolzenen Zustand können verschiedene Reinigungstechniken, wie die Verwendung von Desoxidationsmitteln, Spülmitteln und dergleichen, verwendet werden, um Verunreinigungen, wie Sauerstoff, aus der Matrixphase zu entfernen. Besonders vorteilhafte Ausführungsformen schließen die Verwendung von Sauerstoffspülmitteln, wie Yttrium oder Erbium in Titanschmelzen, ein, wodurch das Ausspülen von Sauerstoff verbessert wird und zusätzliche feinverteilte Oxide in der Matrix gebildet werden. Wenn die Dispergierung des Materials der zweiten Phase erst vollständig ist, kann die Schmelze durch herkömmliche Techniken, wie Abschreckgießen, verfestigt werden, um Verbundwerkstoffe mit sehr geringer Porosität zu ergeben.
Bei der Herstellung solcher Grundkonzentrate kann ein Entgasen der Pulver des anfänglichen Reaktionspartnergemisches überflüssig sein, und in der Tat kann es vom Standpunkt der Verarbeitung vorteilhaft sein, die Pulver nicht zu entgasen, da sonst die Neigung besteht, daß ein poröses Produkt gebildet wird, das die anschließende Auflösung durch geschmolzenes Material unterstützt. In einigen Fällen kann es sogar erwünscht sein, einen Porositätsverbesserer, wie ein Metall mit niedrigem Siedepunkt, z. B. Magnesium, in das anfängliche Reaktionspartnergemisch einzuarbeiten, wobei sich der Porositätsverbesserer während der Reaktion in situ verflüchtigt und dabei die Porosität des resultierenden Verbundwerkstoffes erhöht. Die Verwendung von Hydriden kann in diesem Zusammenhang besonders vorteilhaft sein, da der bei der Zersetzung der Verbindung entwickelte Wasserstoff Porosität erzeugt und bei der Reduktion von absorbiertem Sauerstoff in dem System brauchbar sein kann.
Die Verwendung von Grundkonzentraten, besonders jener mit hohen Beladungen von Material zweiter Phase, ist vorteilhaft, da man einfach einen Ansatz von Verbundwerkstoff herstellen und eine große Vielfalt unterschiedlicher Verbundwerkstoffe mit unterschiedlichen Dispersoidbeladungen machen kann. Ein anderer Vorteil besteht darin, daß das zusätzliche Matrixmaterial, das verwendet wird, um die Schmelze zu bilden, nicht in Pulverform vorzuliegen braucht, was wesentliche Einsparungen an Rohmaterialherstellungskosten ergibt. Außerdem ist es mit dem Grundkonzentratverfahren möglich, das Material der zweiten Phase in einem Matrixmaterial zu bilden, welches beispielsweise für die Bildung von Teilchen einer erwünschten Größe, Type, Morphologie usw. förderlich ist, und danach die Teilchen in ein verträgliches Matrixmaterial einzuarbeiten, in welchem solche Teilchen nicht durch Ausfällung in situ erzeugt werden können.
Die folgenden Beispiele erläutern die Ausfällung feiner Teilchen eines Dispersoids zur Erzeugung eines Verbundwerkstoffes mit einer aluminidhaltigen Matrix.

Beispiel 1

Ein Verbundwerkstoff aus intermetallischer Verbindung und keramischem Material mit einem Gehalt von etwa 35 Gew.-% Titandiboridteilchen in einer Matrix von Titanaluminid (Al&sub3;Ti) dispergiert, wird folgendermaßen hergestellt. Ein gut durchmengtes Gemisch von 202,5 g Aluminium, 239,5 g Titan und 55,7 g Bor wird aus Pulvern der betreffenden Elemente hergestellt, und das Gemisch wird dann isostatisch mit einem Druck von etwa 35 000 psi verdichtet. Der gebildete Preßkörper wird in einer Inconel-Retorte erhitzt, und eine Reaktion wird bei etwa 660ºC eingeleitet, was ein Schmelzen des Preßkörpers bewirkt. Nach Entfernung aus der Retorte wird der Preßkörper einer Röntgenstrahlenanalyse unterzogen, die die Gegenwart von TiB&sub2; und Al&sub3;Ti nur mit Spurenmengen der Anfangselemente anzeigt. Eine SEM-Analyse zeigt, daß die Titandiboridteilchen Untermikrongröße haben und in einer Titanaluminidmatrix dispergiert sind, wie in Fig. 2 gezeigt ist. Eine Probe, bei der ein Teil der Al&sub3;Ti- Matrix weggeätzt wurde, ist in Fig. 3 gezeigt und ergibt ein weiteres Anzeichen der feinen Teilchengröße und gleichmäßigen Dispersion des Titandiborids. EDS-Analyse der Teilchen zeigt, daß die Teilchen im wesentlichen reines Titandiborid sind.

Beispiel 2

Ein Verbundwerkstoff von intermetallischer Verbindung und Keramikmaterial aus Titandiboridteilchen in einer Matrix von Titanaluminid (Ti&sub3;Al) wird folgendermaßen hergestellt. Ein Gemisch von 67,5 g Aluminium, 359,2 g Titan und 55,7 g Bor wird sorgfältig vermengt, und das Gemisch wird dann in der Weise des Beispiels 1 verdichtet und erhitzt. Die Reaktionstemperatur wird mit etwa 660ºC beobachtet. Das resultierende Material ist nach der Verfestigung eine Dispersion feiner Teilchen von Titandiborid in einer Matrix von Titanaluminid (Ti&sub3;Al), wie in der Mikrophotographie von Fig. 4 gezeigt ist.

Beispiel 3

Ein Verbundwerkstoff von intermetallischer Verbindung und keramischem Material mit einem Gehalt von 35 Gew.-% feinen Diboridteilchen in einer Matrix von Titanaluminid (TiAl) wird folgendermaßen hergestellt. Ein pulverisiertes Gemisch von etwa 117 g pulverisiertem Aluminium, etwa 328 g Titan und etwa 56 g Bor wird hergestellt und gut vermengt, um Gleichmäßigkeit zu gewährleisten. Das Gemisch wird in der Weise des Beispiels 1 verdichtet und erhitzt, um einen Verbundwerkstoff feiner Titandiboridteilchen in einer TiAl-Matrix zu ergeben, wie in der Mikrophotographie von Fig. 5 gezeigt ist. Analyse des Verbundwerkstoffes zeigt auch eine kleinere Menge an Ti&sub3;Al.

Beispiel 4

Ein Verbundwerkstoff von intermetallischer Verbindung und keramischem Material aus Zirkondiboridteilchen, die in Titanaluminid (Ti&sub3;Al) dispergiert sind, wird folgendermaßen hergestellt. Ein Gemisch von 10,8 g Zirkonium, 2,5 g Bor, 76,6 g Titan und 1 3,8 g Aluminium wird sorgfältig vermengt und dann in ähnlicher Weise wie in Beispiel 1 verarbeitet, um den Verbundwerkstoff zu ergeben.

Beispiel 5

Ein Verbundwerkstoff aus intermetallischer Verbindung und Keramikmaterial aus Zirkondiboridteilchen, die in einer Matrix von Nickelaluminid (Ni&sub3;Al) dispergiert sind, wird hergestellt. Zwei Gemische, von denen jedes 97 g Zirkonium, 23 g Bor, 243 g Nickel und 37,2 g Aluminium enthält, werden sorgfältig durchmengt. Ein Gemisch wird auf die Reaktionseinleitungstemperatur in einem Ofen mit Widerstandsheizung erhitzt, und das andere wird durch eine Induktionsheizung auf die Reaktionseinleitungstemperatur erhitzt. Die resultierenden Verbundwerkstoffe enthalten jeweils eine kleine Menge an unumgesetztem Nickel. Wenn man diese Verbundwerkstoffe Bruchkräften aussetzt, haben sie eine Bruchoberfläche, die Mikrohohlraumzusammenwachsen zeigt, was wohl anzeigt, daß die Bruchart eine duktile war, die in Übereinstimmung mit der feinen Korngröße der Aluminidmatrix steht. Die Bruchoberfläche ist in der Mikrophotographie von Fig. 6 gezeigt.

Beispiel 6

Ein Gemisch von Nickel, Aluminium, Titan und Bor in den stöchiometrischen Verhältnissen für die Bildung von Nickelaluminid (Ni&sub3;Al) und Titandiborid (TiB&sub2;), d. h. 10 Gew.-% Aluminium, 62 Gew.-% Nickel, 19 Gew.-% Titan und 9 Gew.-% Bor, wird mit 40 000 Pound/Quadratinch verdichtet und dann in einem Ofen erhitzt. Beim Erreichen von 620ºC wird eine rasche exotherme Reaktion beobachtet, und anschließende Analyse durch Röntgenstrahlenbeugung und Rasterelektronenmikroskopie identifiziert diese als Ergebnis der Bildung von Titandiboridteilchen in einer Nickelaluminidmatrix. Aus diesem Experiment ist ersichtlich, daß eine keramische Phase, z. B. Titandiborid, direkt in einer intermetallischen Phase, z. B. Nickelaluminid, ausgefällt werden könnte, vorausgesetzt, daß die Affinität des keramikbildenden Materials zu jedem anderen größer als jene zu den beiden Elementen ist, die die intermetallische Matrix bilden.

Beispiel 7

Ein Verbundwerkstoff von intermetallischer Verbindung und keramischem Material aus Titandiboridteilchen, die in einer Matrix von Nickelaluminid (Ni&sub3;Al) dispergiert sind, wird folgendermaßen hergestellt. Ein Gemisch von 103,5 g Titan, 46,5 g Bor, 302,5 g Nickel und 47,5 g Aluminium wird vermengt und dann isostatisch gepreßt. Etwa 100 g des Preßkörpers werden dann in einer Retorte umgesetzt. Gemäß einer Temperatursonde, die nahe dem Preßkörper angeordnet ist, diesen aber nicht berührt, verläuft die Reaktion offenbar bei etwa 807ºC und ist die Temperatur während der Reaktionsspitzen etwa 1050ºC. Röntgenstrahlenbeugung des resultierenden Verbundwerkstoffes zeigt das Vorhandensein von TiB&sub2;, Ni&sub3;Al und restlichem Ni.

Beispiel 8

In einer Reihe von Experimenten wird die Bildung der Dispersoide Hafniumcarbid, Zirkoncarbid, Titancarbid, Titanborid, Titandiborid und Vanadindiborid in den Matrizes von Titanaluminid (Ti&sub3;Al) und Nickelaluminid (Ni&sub3;Al) untersucht. Bei der Herstellung der verschiedenen Verbundwerkstoffe werden die das keramische Dispersoid bildenden Bestandteile und die die aluminidhaltige Matrix bildenden Komponenten gleichzeitig umgesetzt. Die Bestandteile und Komponenten in dem Reaktionsgemisch werden in solchen Mengenverhältnissen miteinander vereinigt, daß sie einen Verbundwerkstoff mit intermetallischer Matrix ergeben, die etwa 40 Gew.-% keramisches Dispersoid enthält. Die Reaktionen für jeden Verbundwerkstoff werden zweimal durchgeführt, wobei eine der Reaktionen unter einer Argonatmosphäre und die andere unter Vakuum durchgeführt wird. Induktionsheizung wird verwendet, um jede Reaktion einzuleiten, und beim ersten Anzeichen einer Reaktion wird der Strom zu der Induktionsheizungseinrichtung abgestellt, so daß der Verbundwerkstoff so schnell wie möglich abkühlen kann.
Nach Beendigung der Reaktion wird jeder der gebildeten Verbundwerkstoffe von keramischem Material und Aluminid durch Röntgenstrahlenbeugungsanalyse geprüft, um seine Zusammensetzung zu bestimmen. Außerdem wird eine kleine Menge der Matrix in Säure gelöst, und die keramischen Teilchen werden hinsichtlich der Teilchengröße durch ein Rasterelektronenmikroskop beobachtet und auch durch Röntgenstrahlenbeugung geprüft, um die Teilchenzusammensetzung zu bestimmen.
Die Ergebnisse dieser Beobachtungen finden sich in der folgenden Tabelle. Tabelle 1 Gewünschte Verbindung Dispersoid/Matrix Umgesetzt unter Argon Hauptkomponente kleinere Komponente Teilchengröße Umgesetzt unter Vakuum (Mikron) Kommentar Die Menge an Al&sub2;Hf war sehr klein Intermetallische Verbindungen von Ni und Zr sind wahrscheinlich instabile Phasen Tabelle 1 (Fortsetzung) Gewünschte Verbindung Dispersoid/Matrix Umgesetzt unter Argon Hauptkomponente kleinere Komponente Teilchengröße Umgesetzt unter Vakuum (Mikron) Kommentar keine bildete kein ZrC-Dispersoid infolge der größeren Beständigkeit von TiC, Ti&sub3;AlC Verwendung von B&sub4;C als Raktionspartner

Beispiel 9

Ein Verbundwerkstoff aus intermetallischer Verbindung und keramischem Material mit gemischten keramischen Dispersoiden wird hergestellt, indem 11,0 g Al&sub4;C&sub3;, 33,8 g Tantal und 135,2 g Niob vermischt und in einem Graphitinduktionsofen erhitzt werden. Analyse des gewonnenen Produktes ergab die Anwesenheit sowohl von TaC als auch von Ta&sub2;C in einer Matrix von Nb&sub3;Al.

Beispiel 10

Ein Verbundwerkstoff aus intermetallischer Verbindung und keramischem Material mit einem keramischen Dispersoid in einer gemischten intermetallischen Matrix wird hergestellt, indem man 43,6 g Titan, 123,6 g Tantal und 32,8 g Al&sub4;C vermischt, verdichtet und auf einem wassergekühlten Kupferhalter in einem Induktionsofen unter strömendem Argon umsetzt. Bei Gewinnung des Reaktionsproduktes zeigt Röntgenstrahlenanalyse das Vorhandensein von TiC und einer gemischten Matrix von TiAl, TaAl&sub3; und TaAl&sub2;.

Beispiel 11

Ein Verbundwerkstoff von intermetallischer Verbindung und keramischem Material aus Titandiborid in einer Matrix von Titanaluminid (Al&sub3;Ti) wird auf dem Grundkonzentratweg hergestellt. Eine verfestigte Schmelze, die 30 Gew.-% Titandiborid in einer Titanaluminidmatrix umfaßt, wird zu Teilchen mit einer mittleren Größe von etwa 1 mm zerkleinert, und dann wird eine Schmelze von etwa 860 g Titanaluminid unter einer inerten Schutzatmosphäre hergestellt. Die Teilchen werden dann zu der Schmelze zugegeben und auf jener Temperatur ausreichend lange gehalten, um ein vollständiges Schmelzen der intermetallischen Phase der Teilchen und eine gleichmäßige Verteilung des Titandiborides zu gewährleisten. Die Schmelze wird dann verfestigt, um einen Verbundwerkstoff von 15 Gew.-% Titandiborid, in einer Titanaluminidmatrix dispergiert, zu ergeben.
Ein Verbundwerkstoff aus intermetallischer Verbindung und Keramikmaterial wird durch den direkten Zugabeweg hergestellt, indem 65,5 g Titan, 10 g Bor und 24,2 g Aluminium vermischt, verdichtet und anteilweise zu einer Schmelze von TiAl unter einer inerten Atmosphäre zugesetzt werden. Bei der Zugabe des Preßlings zu der Schmelze bekommt man eine Reaktion, die zur Bildung feiner, gleichmäßig dispergierter TiB&sub2;-Teilchen führt. Nach Beendigung der Zugabe wird das Gemisch gegossen und als eine Dispersion von TiB&sub2; in einer TiAl-Matrix gewonnen.

Beispiel 12

Ein Gemisch geeigneter Mengen von Titan-, Silicium- und Kupferpulvern zur Bildung von 60 Vol.-% TiSi&sub2; wird verdichtet und anschließend unter einer inerten Atmosphäre erhitzt, um eine Reaktion und die Ausfällung von TiSi&sub2; in einer Kupfermatrix einzuleiten. Das resultierende Konzentrat wird zu geschmolzenem Gold zugegeben, um einen Verbundwerkstoff mit TiSi&sub2;-Teilchen in einer Cu&sub3;Au-Matrix zu erzeugen.
In einigen Fällen, in denen die Bildung der intermetallischen Matrixphase nicht vollständig erfolgt, kann es erwünscht sein, das Endprodukt im festen Zustand zu homogenisieren, um die Umwandlung der intermetallischen Vorläufer zu der intermetallischen Verbindung zu vervollständigen. Beispielsweise bei der Bildung von TiB&sub2; in TiAl aus den Elementenpulvern findet man, daß bei der Gewinnung des Endproduktes zusätzlich zu TiAl kleine Mengen an Ti&sub3;Al und Ti&sub2;Al vorliegen. Anschließend beseitigt eine Homogenisierung dieses Verbundwerkstoffes bei 1000ºC während 3 h im wesentlichen alle intermetallischen Verbindungen mit Ausnahme von TiAl.
Es sei bemerkt, daß das hier beschriebene Verfahren zur Herstellung zweite Phase enthaltender Verbundwerkstoffe mit einer intermetallische Verbindung enthaltenden Matrix eine Anzahl von Vorteilen gegenüber pulvermetallurgischen Verfahren hat, die vom Stand der Technik zur Herstellung intermetallischer Materialien gelehrt werden. Beispielsweise umgeht das vorliegende Verfahren die Notwendigkeit einer nichtagglomerierten zweiten Phase oder intermetallischer Ausgangsmaterialien im Untermikronbereich, welche Materialien normalerweise nicht im Handel erhältlich sind und oftmals pyrophor sind. Das vorliegende Verfahren beseitigt auch die technischen Probleme einer gleichmäßigen Dispergierung einer zweiten Phase in einer intermetallischen Verbindung und vermeidet das Problem von Oxiden an der Grenzfläche von intermetallischer Verbindung zu intermetallischer Verbindung oder von zweiter Phase zu intermetallischer Verbindung während der Verarbeitung. Weiterhin ergibt das Verfahren einen Verbundwerkstoff von intermetallischer Verbindung und zweiter Phase mit einer zweiten Phase darin in situ ausgefällt mit einer oder mehreren der folgenden Eigenschaften: Überlegene Härte, Duktilität und bessere Moduleigenschaften gegenüber derzeit verfügbaren intermetallische Verbindung enthaltenden Materialien. Die Verbundwerkstoffe haben auch verbesserte Hochtemperaturbeständigkeit, da die zweite Phase so ausgewählt ist, daß sie nicht mit der Matrix reagiert, und somit können die Verbundwerkstoffe geschweißt werden, während die gleichmäßig dispergierten einzelnen Feinteilchen behalten werden und die resultierende Schweißung überlegene Korrosionsbeständigkeit im Vergleich mit den geschweißten Metall-Matrix-Verbundwerkstoffen besitzt, die derzeit erhältlich sind.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung von Verbundwerkstoffen aus intermetallischer Verbindung und einer zweiten Phase, bei dem man eine Zusammensetzung mit reaktiven Vorläufern eines Materials der zweiten Phase und einem Lösemittel-Matrixmaterials, das eine intermetallische Verbindung oder Vorläufer hiervon umfaßt, bei einer ausreichenden Temperatur, um eine Diffusion der Vorläufer der zweiten Phase in das Lösemittel- Matrixmaterials zu gestatten und die exotherme Reaktion der Vorläufer der zweiten Phase einzuleiten, vorsieht, die Temperatur als Ergebnis dieser Reaktion ansteigen läßt, um eine lösemittelunterstützte Bildung der zweiten Phase in dem Lösemittel- Matrixmaterials zu ermöglichen, und einen Verbundwerkstoff gewinnt, der eine intermetallische Verbindung enthaltende Matrix mit darin dispergierten Teilchen der zweiten Phase umfaßt.

2. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die reaktiven Vorläufer der intermetallischen Verbindung unter Aluminium, Nickel, Kupfer, Titan, Kobalt, Eisen, Platin, Gold, Silber, Niob, Tantal, Bor, Blei, Zink, Molybdän, Yttrium, Hafnium, Zinn, Wolfram, Lithium, Magnesium, Beryllium, Thorium, Silicium, Chrom, Vanadin, Zirkonium, Mangan, Scandium, Lanthan, Seltenen Erdelementen und Legierungen hiervon ausgewählt werden.

3. Verfahren nach Anspruch 2, bei dem die zweite Phase ein anderes intermetallisches Material als das intermetallische Material der Matrix umfaßt.

4. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die zweite Phase ein keramisches Material umfaßt.

5. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die reaktiven Vorläufer der zweiten Phase und die Vorläufer der intermetallischen Verbindung jeweils als einzelne Elemente vorgesehen werden.

6. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die reaktiven Vorläufer der zweiten Phase und die Vorläufer der intermetallischen Verbindungen als Legierungen vorgesehen werden.

7. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem wenigstens ein reaktiver Vorläufer des Materials der zweiten Phase ein Übergangsmetall der dritten bis sechsten Gruppe des Periodensystems ist.

8. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem wenigstens ein Vorläufer der zweiten Phase Aluminium, Titan, Silicium, Bor, Kohlenstoff, Schwefel, Molybdän, Wolfram, Vanadin, Zirkonium, Niob, Kobalt, Stickstoff, Sauerstoff, Nickel, Eisen, Magnesium, Beryllium, Mangan, Zink, Lithium, Yttrium, Hafnium, Tantal, Chrom, Thorium, ein hitzebeständiges Metall, ein Seltenes Erdmetall oder eine reaktive Verbindung hiervon ist.

9. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem wenigstens ein Vorläufer der intermetallischen Verbindung Aluminium, Nickel, Titan, Kobalt, Eisen oder ein hitzebeständiges Metall ist.

10. Verfahren nach Anspruch 9, bei dem die Vorläufer der zweiten Phase unter Titan, Zirkonium, Hafnium, Bor, Silicium, Sauerstoff, Stickstoff und Kohlenstoff ausgewählt werden.

11. Verfahren nach Anspruch 10, bei dem die intermetallische Verbindung Titanaluminid ist.

12. Verfahren nach Anspruch 11, bei dem die Vorläufer der zweiten Phase Titan und Bor sind.

13. Verfahren nach Anspruch 11, bei dem die Vorläufer der zweiten Phase Titan und Kohlenstoff sind.

14. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem der Verbundwerkstoff ein intermetallisches Material mit einem in situ darin ausgefällten feinverteilten Material der zweiten Phase umfaßt, bei dem das Lösemittel-Matrixmaterials reaktive Vorläufer von intermetallischem Material umfaßt, worin die Vorläufer des Materials der zweiten Phase löslicher als das Material der zweiten Phase sind, bei dem die Temperatur der reaktiven Vorläufer auf eine Temperatur angehoben wird, bei welcher ausreichend Diffusion der Vorläufer der Materialien der zweiten Phase in wenigstens einen der reaktiven Vorläufer des intermetallischen Materials stattfindet, um die Einleitung der lösungsmittelunterstützten exothermen Reaktion der Vorläufer der zweiten Phase zu bewirken und dabei in situ Teilchen der zweiten Phase zu bilden, und bei dem das intermetallische Material aus dessen Vorläufern gebildet wird.

15. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem das Lösemittel-Matrixmaterials ein intermetallisches Material umfaßt, in welchem die Vorläufer der zweiten Phase löslicher als die zweite Phase sind, so daß die Teilchen der zweiten Phase in situ in dem intermetallischen Material ausgefällt werden.

16. Verfahren zur Herstellung von Verbundwerkstoffen von intermetallischer Verbindung und zweiter Phase, bei dem man ein Reaktionsgemisch, das aus zweite Phase bildenden Bestandteilen und einem ersten Vorläufer eines intermetallischen Materials besteht, wobei die zweite Phase bildenden Bestandteile löslicher in dem Vorläufer der intermetallischen Verbindung als die zweite Phase sind, miteinander in Berührung bringt, dieses Reaktionsgemisch auf eine Temperatur erhitzt, bei welcher genügend Diffusion der zweite Phase bildenden Bestandteile in den ersten Vorläufer für intermetallische Verbindung auftritt, um eine Reaktion dieser Bestandteile einzuleiten und in situ eine Ausfällung von zweiter Phase in dem ersten Vorläufer für intermetallische Verbindung zu bilden, die Ausfällung zweiter Phase in dem ersten Vorläufer für intermetallische Verbindung zu einer geschmolzenen Masse eines zweiten Vorläufers für intermetallische Verbindung zugibt, um dabei eine intermetallische Verbindung mit Teilchen zweiter Phase darin zu bilden, und ein Material gewinnt, das feinverteilte Teilchen zweiter Phase in einer intermetallische Verbindung enthaltenden Matrix umfaßt.

17. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem ein oder mehrere Vorläufer der zweiten Phase zu einem geschmolzenen Reaktionsgemisch zugegeben werden, das ein sich von intermetallischer Verbindung herleitendes Lösemittel-Matrixmaterials und wenigstens einen komplementären Vorläufer zweiter Phase umfaßt, so daß die zweite Phase in dem geschmolzenen Reaktionsgemisch gebildet wird.

18. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem ein oder mehrere Vorläufer der zweiten Phase und ein Vorläufer für intermetallische Verbindung zu einer Schmelze eines oder mehrerer Vorläufer intermetallischer Verbindung und wenigstens eines komplementären Vorläufers der zweiten Phase zugesetzt werden.