DE3784172T2

DE3784172T2 - Isothermes verfahren zur bildung poroeser verbindungen aus metall und zweiter phase sowie dadurch erhaltenes poroeses produkt.

Info

Publication number: DE3784172T2
Application number: DE8888900272T
Authority: DE
Inventors: John Michael Brupbacher; Leontios Christodoulou; William Christopher Moshier; Dennis Charles Nagle
Original assignee: Martin Marietta Corp
Current assignee: Martin Marietta Corp
Priority date: 1986-11-05
Filing date: 1987-10-19
Publication date: 1993-05-27
Anticipated expiration: 2007-10-20
Also published as: JPH02500919A; WO1988003573A3; KR890700171A; NO882965D0; EP0324799A1; AU1051788A; DE3784172D1; EP0324799B1; NO882965L; WO1988003573A2

Description

Hintergrund der Erfindung

Die vorliegende Erfindung liefert ein Verfahren zur Herstellung von porösem Verbundwerkstoff aus Metall und einer zweiten Phase unter Verwendung einer Ausfällungstechnik in situ mit einer voranschreitenden Reaktionswelle, die in der Ebene der Wellenfront im wesentlichen isotherm ist, und die porösen Produkte jenes Verfahrens. Bei einer Ausführungsform wird eine zweite Phase, wie ein keramisches Material oder ein intermetallisches Material, direkt in einem relativ großen Volumenanteil von metallischer oder intermetallischer Lösungsmittelmatrix gebildet, die die zweite Phase im wesentlichen einkapselt. Die zweite Phase kann ein keramisches Material umfassen, wie ein Borid, Carbid, Oxid, Nitrid, Silicid, Sulfid, Oxysulfid oder eine andere Verbindung eines oder mehrerer Metalle, die gleich wie das Lösungsmittelmatrixmetall oder hiervon verschieden sein können. Von besonderem Interesse sind die intermetallischen Materialien von Aluminium, wie die Aluminide von Titan, Zirkonium, Eisen, Kobalt und Nickel. Bei der vorliegenden Erfindung ist die zweite Phase in einem Lösungsmittelmatrixmetall oder intermetallischen Stoff, typischerweise in der Form eines porösen Verbundwerkstoffes, enthalten, der in ein geschmolzenes Wirtsmetallbad eingeführt werden kann, um die zweite Phase in dem gesamten Wirtsmetall zu dispergieren. Kühlen ergibt eine Endmetallmatrix mit verbesserten Eigenschaften beispielsweise infolge gleichmäßiger Dispergierung der zweiten Phase in der gesamten Endmetallmatrix und infolge feiner Korngröße. Entweder das Lösungsmittelmatrixmetall oder das Wirtsmetall oder beide können eine Legierung von zwei oder mehr Metallen bilden, und das Lösungsmittelmetall kann gleich wie das Wirtsmetall oder von diesem verschieden sein. Das Lösungsmittelmetall sollte in dem Wirtsmetall löslich sein oder mit ihm eine Legierung oder einen intermetallischen Stoff bilden können.
In den letzten Jahren wurde umfangreiche Forschung der Entwicklung von Verbundwerkstoffen aus Metall und einer zweiten Phase, wie mit Fasern, Whiskern oder Teilchen von Kohlenstoff, Bor, Siliciumcarbid, Kieselsäure oder Aluminiumoxid verstärktem Aluminium, gewidmet. Verbundwerkstofte aus Metall und einer zweiten Phase mit guten Hochtemperatur-Umformfestigkeiten und guter Kriechfestigkeit wurden durch Dispergieren sehr feiner (weniger als 0,1 um) Oxid- oder Carbidteilchen in der gesamten Metall oder Legierungsmatrix von gebildeten Verbundwerkstoffen unter Benutzung pulvermetallurgischer Verfahren hergestellt. Solche Verbundwerkstoffe leiden aber typischerweise an schlechter Duktilität und Bruchzähigkeit aus Gründen, die nachfolgend erklärt werden.
Bekannte Techniken für die Herstellung von Verbundwerkstoffen aus Metall und einer zweiten Phase können weit gefaßt als pulvermetallurgische Wege, Schmelzmetalltechniken und innere Oxidationsverfahren eingeteilt werden. Die pulvermetallurgische Herstellung von dispersionsverstärkten Verbundwerkstoffen würde idealerweise durch mechanisches Vermischen von Metallpulvern mit einem Durchmesser von etwa 5 um oder weniger mit einem Oxid- oder Carbidpulver (vorzugsweise 0,01 bis 0,1 um) bewerkstelligt werden. Hochgeschwindigkeitsmischtechniken oder übliche Verfahren, wie mit einer Kugelmühle, können verwendet werden, um die Pulver zu vermischen. Standardpulvermetallurgietechniken werden dann zur Bildung des fertigen Verbundmaterials verwendet. Herkömmlicherweise ist jedoch die keramische Komponente groß, d. h. größer als 1 um, infolge fehlender Verfügbarkeit und hoher Kosten sehr kleinteiliger Materialien, da ihre Herstellung energieintensiv, zeitraubend und kapitalintensiv ist. Außerdem führt die Herstellung sehr kleiner Teilchen unvermeidlich zur Verunreinigung auf der Teilchenoberfläche, was zu einer Verunreinigung an der Grenzfläche zwischen Teilchen und Metall im Verbundwerkstoff führt, was seinerseits einen Kompromiß der mechanischen Eigenschaften desselben ergibt. Wenn die feinteiligen Materialien in der erwünschten Größe verfügbar sind, sind sie auch in vielen Fällen infolge ihrer pyrophoren Natur gefährlich.
Alternativ wurde Schmelzmetallinfiltration eines zusammenhängenden Gerüstes des Materials der zweiten Phase verwendet, um Verbundwerkstoffe herzustellen. In einigen Fällen wurden ausgeklügelte Teilchenbeschichtungstechniken entwickelt, um keramische Teilchen gegen Schmelzmetall während der Schmelzmetallinfiltration zu schützen und um die Bindung zwischen Metall und keramischem Material zu verbessern. Techniken, wie diese wurden entwickelt, um Verbundmaterialien aus Siliciumcarbid und Aluminium herzustellen, die häufig als SiC/Al oder SiC- Aluminium bezeichnet werden. Dieser Weg ist geeignet für großteilige Keramikmaterialien (wie beispielsweise größer als 1 um) und Whisker. Das Keramikmaterial, wie Siliciumcarbid, wird unter Bildung eines Preßlings gepreßt, und flüssiges Metall wird in die gepackte Schicht gezwungen, um die Zwischenräume zu füllen. Eine solche Technik ist in der US-A-4 444 603 von Yamatsuta et al erläutert. Da diese Technik die Handhabung von geschmolzenem Metall und die Verwendung von hochdruckanlagen erfordert, war die Schmelzmetallinfiltration kein praktisches Verfahren zur Herstellung von Verbundwerkstoffen aus Metall und einer zweiten Phase, besonders zur Herstellung von Verbundwerkstoffen mit keramischen Teilchen von Untermikrongröße, wo Pressengröße und -druck übermäßig und unrealistisch wären. Die Anwesenheit von Sauerstoff in mit Kugelmühlen gemahlenen Pulvern, die bei Lekannten pulvermetallurgischen Techniken oder bei Schmelzmetallinfiltration verwendet wurden, können zu einer schädlichen Schicht, einem Überzug oder einer Verunreinigung, wie aus Oxid, an der Grenzfläche zwischen der zweiten Phase und dem Metall führen. Das Vorliegen solcher Schichten hemmt eine Grenzflächenbindung zwischen der zweiten Phase und der Metallmatrix und beeinträchtigt die Duktilität des Verbundmaterials. Solch ein geschwächter Grenzflächenkontakt kann auch zu verminderter Festigkeit, Dehnungsverlust und erleichterter Bruchfortpflanzung fühlen.
Innere Oxidation eines eine reaktivere Komponente enthaltenden Metalles wurde auch verwendet, um dispersionsverstärkte Metalle herzustellen, wie Kupfer, das im Inneren oxidiertes Aluminium enthält. Beispielsweise wenn eine Kupferlegierung mit einem Gehalt von etwa 3 % Aluminium in eine oxidierende Atmosphäre gegeben wird, kann Sauerstoff durch die Kupfermatrix diffundieren, um mit dem Aluminium zu reagieren, wobei Aluminiumoxid ausfällt. Obwohl diese Technik auf relativ wenige Systeme beschränkt ist, da die beiden Metalle einen großen Unterschied in der chemischen Reaktivität haben müssen, bot sie doch eine mögliche Methode für Dispersionshärtung. Die höchstmögliche Konzentration an gebildeten Dispersoiden in dem resultierenden dispersionsgehärteten Metall ist jedoch allgemein unzureichend, um wesentliche Veränderungen der Eigenschaften, wie des Moduls, der Härte und dergleichen, zu verleihen.
In der US-A-2 852 366 von Jenkins ist beschrieben, daß bis zu 10 Gew.-% eines Metallkomplexes in ein Basismetall oder eine Basislegierung eingearbeitet werden können. Die Patentschrift beschreibt ein Vermischen, Pressen und Sintern eines Gemisches eines Basismetalles, einer Verbindung des Basismetalles und eines nichtmetallischen komplexbildenden Elementes sowie einer Legierung des Basismetalles und des komplexbildenden Metalles. So lehrt beispielsweise die Literaturstelle ein Vermischen von Pulvern von Nickel, einer Nickel-Borlegierung und einer Nickel-Titanlegierung, Pressen und Sintern der gemischten Pulver unter Bildung eines zusammenhängenden Körpers, in welchem ein stabilisierender unausgefällter "Komplex" von Titan und Bor in einer Nickelmatrix dispergiert ist. Ausfällung der Komplexphase wird speziell vermieden.
In der US-A-3 194 656 beschreibt Vordahl die Bildung einer keramischen Phase, wie von TiB&sub2;- Kristalliten, durch Schmelzen eines Gemisches von eutektischen oder nahezu eutektischen Legierungen. Es ist wesentlich für das Verfahren von Vordahl, daß wenigstens ein Ausgangsbestandteil einen Schmelzpunkt wesentlich geringer als der des Matrixmetalles der erwünschten Endlegierung hat. Es gibt keine Beschreibung der Einleitung einer exothermen lokalisierten, zweite Phase bildenden Reaktion, die eine sich bewegende isotherme Wellenfront an oder nahe dem Schmelzpunkt des Matrixmetalles bildet.
Bredzs et al beschreiben in den US-A-3 415 697, US-A-3 547 673, US-A-3 666 436, US-A-3 672 849, UKS-A-3 690 849, US-A-3 690 875 und US-A-3 705 791 die Herstellung von Cermetüberzügen, beschichteten Substraten und Legierungsbarren, bei der ein exothermer Reaktionsmechanismus in situ einen in einer Metallmatrix dispergierten Niederschlag bildet. Bredzs et al vertrauen auf die Verwendung von Legierungen mit erniedrigter Schmelztemperatur, vorzugsweise von eutektischen Legierungen, und leiten nicht eine sich bewegende lokalisierte, zweite Phase bildende exotherme Reaktion bei oder nahe der Schmelztemperatur des Matrixmetalles ein.
DeAngelis beschreibt in den US-A-4 514 268 und US-A-4 605 634 reaktionsgesinterte Cermets mit sehr feiner Korngröße. Die Methode schließt die doppelte Wirkung einer Reaktion zwischen zugemischten feinteiligen Reaktionspartnern und deren Sinterung ein, die so geformt sind und auf Temperaturen erhitzt werden, die eine im wesentlichen vollständig ablaufende exotherme Reaktion bewirken. Die Reaktionsprodukte werden unter Bildung von Keramik- Keramikbindungen miteinander versintert, indem die Reaktionsmasse auf den erreichten hohen Temperaturen gehalten wird. So bezieht sich diese Druckschrift auf ein Produkt mit gesinterten Keramikbindungen, das zweckmäßig für die Verwendung in Berührung mit geschmolzenem Metall ist.
Backerud beschreibt in der US-A-3 785 807 das Konzept einer Herstellung einer Stammlegierung für Titandiborid enthaltendes Aluminium. Der Patentinhaber löst Titan und Bor in geschmolzenem Aluminium bei hoher Temperatur und setzt sie um, fordert aber, daß Titanaluminid bei einer niedrigeren Temperatur um das gebildete Titandiborid herum kristallisiert.
In den letzten Jahren wurden zahlreiche Keramikmaterialien unter Verwendung eines Verfahrens gebildet, das als "selbstvoranschreitende Hochtemperatursynthese" (SHS) bezeichnet wird und das eine exotherme, sich selbst unterstützende Reaktion einschließt, die durch ein Gemisch von verdichteten Pulvern, allgemein unter von außen angelegtem Druck, voranschreitet, um dichte Produkte zu bilden. Das SHS-Verfahren schließt ein Vermischen und Verdichten von Pulvern der Bestandteilselemente und örtliche Zündung eines Teils eines rohen Preßlings mit einer geeigneten Wärmequelle ein. Die Quelle kann ein elektrischer Impuls, ein Laser, Thermit, ein Funke usw. sein. Bei der Zündung wird genügend Wärme freigesetzt, um eine sich selbst unterhaltende Reaktion zu unterstützen, was die Verwendung von plötzlicher Einleitung hoher Temperaturen mit geringer Energie gestattet, denn man relativ geringe Konzentrationen an Bindemittel verwendet, statt die Masse über längere Zeitdauer auf niedrigere Temperaturen zu erhitzen. Beispiele dieser Techniken sind die Patentschriften von Merzhanov et al, unter anderem die US-A-3 726 643, US-A-4 151 512 und US-A-4 431 448.
In den meisten SHS-Verfahren ist das Produkt ein Keramikmaterial, das für die Verwendung als fertiger Körper relativ dicht sein kann oder für die Verwendung als Pulverrohmaterial zerstoßen werden kann. In einigen Fällen wurden Bindemittel, wie Metall, in die verdichteten Pulver eingeschlossen, machen aber typischerweise 10 Gew.-% oder weniger des Gernisches aus und höchstens unveränderlich weniger als 30 %. Bei diesen Gehalten wirkt das Bindemittel als eine duktile Verfestigungshilfe, um während der exothermen Keramikmaterial erzeugenden Reaktion Porosität einzufüllen und die Produktdichte zu erhöhen. Die dichten Produkte nach der Lehre der Patentschriften von Merzhanov et al sind auf Bindemittelkonzentrationen unterhalb etwa 30 Massen-% beschränkt, um Verschleißfestigkeit und Härte zu bewahren, und die Porositäten sind auf weniger als 1 % beschränkt um eine Beeinträchtigung des Betriebs zu vermeiden. Außerdem verläuft das SHS-Verfahren selbst in Gegenwart von Metall bei höheren Temperaturen als jene, die bei der vorliegenden Erfindung verwendet werden, und es ist nicht isotherm, wie die vorliegende Erfindung, da wesentlich niedrigere Metallkonzentration en verwendet werden. So ergibt das SHS-Verfahren gesinterte Keramikteilchen mit wesentlichen Veränderungen in der Größe.
In der US-A-3 726 643 wird ein Verfahren zur Herstellung hochschmelzender hitzebeständiger anorganischer Verbindungen durch Vermischen wenigstens eines Metalles aus den Gwppen IV, V und VI des Periodensystems mit einem Nichtmetall, wie Kohlenstoff, Bor, Silicium, Schwefel oder flüssigem Stickstoff, und Erhitzen der Oberfläche des Gemisches unter Erzeugung einer zur Einleitung eines Verbrennungsverfahrens geeigneten örtlichen Temperatur beschrieben. In der US-A-4 161 512 ist ein Verfahren zur Herstellung von Titancarbid durch Zünden eines aus 80 bis 88 % Titan und 20 bis 12 % Kohlenstoff bestehenden Gemisches beschrieben, was zu einer exothermen Reaktion des Gemisches unter Bedingungen einer Schicht-um-Schicht-Verbrennung führt. Diese Druckschriften befassen sich mit der Herstellung keramischer Materialien ohne Bindemittel.
Spezieller lehrt die US-A-4 431 448 die Herstellung einer dichten harten Legierung durch Vermischen von Pulvern von Titan, Bor, Kohlenstoff und eines Bindermetalls oder einer Legierung der Gruppe I-B, wie einer Legierung von Kupfer oder Silber, Verdichten des Gemisches, örtliche Zündung desselben, um die exotherme Reaktion von Titan mit Bor und Kohlenstoff einzuleiten, und voranschreitende Zündung, was zu einer Legierung führt, die Titandiborid, Titancarbid und bis zu etwa 30 % Bindermetall umfaßt. Bei Beendigung der exothermen Reaktion wird die resultierende fest-flüssige Reaktionsmasse einer Verdichtung unterzogen, bis eine Porosität unterhalb 1 % erhalten wird. Diese Druckschrift ist jedoch auf die Verwendung von Metallen und Legierungen der Gruppe I-B, wie Kupfer und Silber, als Bindemittel beschränkt. Wie erwähnt, sind nach dieser Methode hergestellte Produkte dicht, und die Konzentration des Bindemittels ist auf weniger als 30 % beschränkt, um Verschleißfestigkeit und Härte zu bewahren.
Einige intermetallische sich selbst unterhaltende Reaktionen wurden theoretisch untersucht, um Geschwindigkeiten des Voranschreitens zu bestimmen, wie in den folgenden beiden Artikeln berichet wird: A. P. Hardt und P. V. Phung, Voranschreiten gasfreier Reaktionen in Feststoffen - I. Analytische Studie exothermer intermetallischer Reaktionsgeschwindigkeiten, Combustion and Flame 21, 77 - 78 (1973) und A. P. Hardt und R. W. Halsinger, Voranschreiten gasfreier Reaktionen in Feststoffen - II. Experimentelle Studie exothermer intermetallischer Reaktionsgeschwindigkeiten, Combustion and Flame 21, 91 - 97 (1973). Verdichtete Formlinge wurden mit etwas Bindemittel, um den Formling zusammenzuhalten, untersucht. Die Experimente betrafen exotherme Reaktionen mit kondensierter Phase und schlugen vor, daß geringe Wärmeübertragung erwünscht ist, um eine Wärmeansammlung in der Reaktionszone zu gestatten und so ein Voranschreiten der Reaktion zu erlauben. Reaktionspartner mit kleiner Teilchengröße sollten auch erwünscht sein, um eine hohe Massenüberführung zu gestatten, die es erlaubt, daß die Reaktion spontan bis zur Vollständigkeit abläuft. So wurden die Wärmekapazität, die Reaktionswärme und die Teilchengröße als wichtige Faktoren berichtet. Ergebnisse zeigten, daß erhöhte Konzentrationen an Bindemittel unerwünscht waren, insbesondere Konzentrationen oberhalb 30 Gew.-%, die die Zündung verzögerten und das Voranschreiten verlängerten, im Gegensatz zur vorliegenden Erfindung.
Die US-A-4 540 546 von Giessen et al beschreibt ein Verfahren zur raschen Verfestigung einer mehrphasigen Legierung. In diesem Verfahren reagieren zwei Ausgangslegierungen in einer Mischdüse, in welcher eine "Schmelzmischreaktion" zwischen chemisch reaktionsfähigen Komponenten in den Ausgangslegierungen unter Bildung von Teilchen der resultierenden Verbindung mit Untermikrongröße in der Endlegierung stattfindet. Das Mischen und die chemische Reaktion werden bei einer Temperatur durchgeführt, die bei oder oberhalb der höchsten Liquidustemperatur der Ausgangslegierungen liegt die aber auch wesentlich unter der Liquidustemperatur der Endlegierung und so nahe wie möglich an der Solidustemperatur der Endlegierung liegt. Obwohl dispersionsverstärkte Legierungen nach dieser Technik produziert werden können, tritt eine Reihe inhärenter Schwierigkeiten auf. Erstens ist das Verfahren technisch komplex und erfordert Mehrfachöfen. Zweitens ist wirksames Mischen wichtig, wenn dauerhaft feine Dispersionen erzeugt werden sollen. Schließlich sind sehr hohe Überhitzungsgrade erforderlich, um die Legierungselemente der raschen Verfestigung vollständig aufzulösen und so eine hohe Beladung an Dispersoid zu erzeugen, die notwendigerweise Teilchenwachstum betont, wie beispielsweise in Verbundwerkstoffen, die 10 bis 20 % Dispersoid enthalten.
Die vorliegende Erfindung überwindet die Nachteile des Standes der Technik. Spezieller gestattet die vorliegende Erfindung eine Vereinfachung von Verfahren und Anlagen im Vergleich mit dem Stand der Technik. Beispielsweise vermeidet das vorliegende Verfahren die Notwendigkeit von Mehrfachöfen und von Misch- und Steuereinrichtungen, da die gesamten reaktiven Bestandteile der zweiten Phase in einer einzigen Reaktionsmasse in Gegenwart großer Konzentrationen von Lösungsmittelmetall vorliegen. Die vorliegende Erfindung beseitigt auch die Notwendigkeit zur Bildung mehrerer Schmelzen von Komponenten bei sehr hohen Schmelztemperaturen. Weiterhin können Verbundwerkstoffe mit hoher Beladung ohne Erfordnis hoher Überhitzungsgrade in den Halteöfen hergestellt werden. Die Erfindung der Anmelderin ergibt auch eine reinere Grenzfläche zwischen Teilchen und Metall im Vergleich mit herkömmlichen Metall- Keramik-Verbundwerkstoffen, die nach Techniken hergestellt wurden, welche beispielsweise getrennte Metall- und Keramikpulver einsetzen, da die Verstärkungsteilchen in situ gebildet und mit Lösungsmittelmetall eingekapselt werden. Außerdem können die gebildeten porösen Produkte aufgelöst werden, um gleichmäßige Dispersionen von im wesentlichen unagglomerierten Teilchen in einer Matrix mit gesteuerten Volumenanteilen von Materialien der zweiten Phase zu machen. Mit diesen Fakten im Sinn folgt nun eine detaillierte Beschreibung der Erfindung, welche Vorteile gegenüber bekannten Verfahren ergibt.

Zusammenfassung der Erfindung

Es ist ein Ziel der vorliegenden Erfindung, eine billige Methode zur Bildung poröser Verbundmaterialien zu bekommen, die fein dispergierte zweite Phase, wie feinteiliges Keramikmaterial, intermetallisches Material oder Gemische hiervon, in einer Metall-, Metallegierungs- oder intermetallischen Matrix enthalten.
Die vorliegende Erfindung erzeugt einen porösen Verbundwerkstoff mit einer relativ konzentrierten Dispersion der zweiten Phase in einer Lösungsmittelmetallmatrix, die gleich oder verschieden in Bezug auf die erwünschte Endmetallmatrix sein kann. Dieses konzentrierte Verbundmaterial kann benutzt werden, um verbesserte Endmetallmatrixverbundmaterialien niedrigerer Konzentration der zweiten Phase mit im wesentlichen gleichmäßiger Dispersion und gleichmäßiger Teilchengrößenverteilung durch Vermischen mit einem geschmolzenen Bad des erwünschten Wirtsmetalles, der erwünschten Wirtsmetallegierung oder des erwünschten intermetallischen Matrixmaterials oder durch Vermischen mit festem Wirtsmetall, fester Wirtsmetallegierung oder festem intermetallischem Wirtsmaterial unter anschließendem Erhitzen auf eine Temperatur oberhalb des Schmelzpunktes des Wirtsmetalles zu bilden.
Zum Zwecke einer Vereinfachung der weiteren Beschreibung soll die Matrix des porösen Verbundwerkstoffes, der direkt nach dem Verfahren der vorliegenden Erfindung erzeugt wird, als die "Lösungsmittelmetallmatrix" bezeichnet werden, während das Metall, mit welchem der poröse Verbundwerkstoff vermischt werden kann, als das "Wirtsmetall" bezeichnet werden soll. Das Metall der fertigen Verbundwerkstoffe, die aus einem solchen Gemisch resultieren, kann als "Endmetallmatrix" bezeichnet werden. In jedem Fall soll der Begriff "Metall" die Legierungen und intermetallischen Verbindungen derselben einschließen. Weiterhin kann das Lösungsmittelmetall nicht nur Metalle, in denen die zweite Phase bildenden Bestandteile löslich sind, sondern auch solche Metalle in Kombination mit anderen Metallen einschließen. Andere Metalle können jene enthalten, in welchen diese Bestandteile nicht löslich sind, in denen aber das Lösungsmittelmetall löslich ist oder die in dem Lösungsmittelmetall löslich sind. Somit kann sich "Lösungsmittelmetall" auf eine Kombination von Lösungsmittelmetallen und Nichtlösungsmittelmetallen beziehen.
Es ist ein weiteres Ziel dieser Erfindung, ein Verfahren zur Dispersionshärtung von Metallen und Legierungen zu bekommen. Die vorliegende Erfindung liefert ein Verfahren zur Herstellung eines porösen Verbundwerkstoffes von Metall und einer zweiten Phase, der in Anspruch 1 definiert ist. Bevorzugte Ausführungsformen sind in den Ansprüchen 2 bis 10 definiert. Die vorliegende Erfindung liefert ein Verfahren zur Herstellung eines porösen Verbundwerkstoffes, wobei dieser poröse Verbundwerkstoff einen Feinstoff einer zweiten Phase in einer Lösungsmittelmetallmatrix, wie Titandiborid oder Titancarbid in einer Aluminiummatrix, umtaßt, unter Verwendung einer sich bewegenden, im wesentlichen isothermen Wellenfront, die eine lokalisierte Ausfällung des Materials der zweiten Phase in situ in relativ großen Volumenanteilen des Lösungsmittelmetalles bewirkt um poröse Produkte zu machen, die zur Bildung von Materialien mit im wesentlichen gleichmäßiger Verteilung des Materials der zweiten Phase verwendet werden können. Der Ausdruck "relativ große Volumenanteile an Lösungsmittelmetall", wie er hier verwendet wird, soll das Vorhandensein von wenigstens 20 Vol.-% sind vorzugsweise von mehr als 30 Vol.-% Lösungsmittelmetall bedeuten. Wenn der Volumenprozentsatz des Materials der zweiten Phase 70 % überschreitet, werden die Teilchen der zweiten Phase allgemein bloß aufgrund geometrischer Betrachtungen in Berührung miteinander stehen, d. h. es gibt dann weniger als 30 Vol.-% freien Raum in einem dichtgepackten Bereich von Dispersoiden. Demnach wächst das Auftreten eines Versinterns von Teilchen untereinander wesentlich, wenn der Volumenanteil der zweiten Phase über 70 Vol.-% in einigen Systemen ansteigt. Es ist somit bevorzugt, daß die zweite Phase weniger als etwa 70 Vol.-% des Verundwerkstoffes ausmacht
Die vorliegende Erfindung liefert ein Verfahren zur lokalisierten Ausfällung von bis zu etwa 90 Vol.-% des Matenals einer zweiten Phase in situ in einer Lösungsmittelmetallmatrix wobei die zweite Phase ein keramisches Material, wie ein Borid, Carbid, Oxid, Nitrid, Silicid, Oxysulfid oder Sulfid, eines Metalles umfassen kann, welches gleich wie die Lösungsmittelmetallmatrix oder verschieden von dieser sein kann. Es wurde gefunden, daß durch Vermischen der Bestandteile oder Elemente des erwünschten Materials der zweiten Phase mit einem Lösungsmittelmetall und örtliches Erhitzen auf eine Temperatur, bei der wesentliche Diffusion und/oder Auflösung der reaktiven Elemente in dem Lösungsmittelmetall auftreten kann, typischerweise beim oder nahe beim Schmelzpunkt des Lösungsmittelmetalles, eine sich bewegende lokalisierte lösungsmittelunterstützte isotherme Reaktion eingeleitet werden kann, die immer exotherm ist. Diese lösungsmittelunterstützte Reaktion führt zur extrem raschen Bildung und Dispersion feinverteilter Teilchen des Materials der zweiten Phase in relativ hohen Konzentrationen des Lösungsmittelmetallmatrixmaterials.
Es ist ein Ziel der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zur Bildung von Verbundwerkstoffen aus Metall und einer zweiten Phase mit einer relativ gleichmäßigen Dispersion von feinteiligem Material der zweiten Phase in großen Volumina von Lösungsmittelmatrixmetall zu bekommen. Das Verfahren umfaßt eine lokalisierte Zündung um in situ eine Ausfällung wenigstens eines Materials der zweiten Phase in einer Lösungsmittelmetallmatrix zu bekommen, indem man reaktive, zweite Phase bildende Bestandteile in Gegenwart eines Lösungsmittelmetalles bei einer lokalisierten Temperatur, bei der ausreichend Diffusion der Bestandteile in das Lösungsmittelmetall örtlich stattfindet, behandelt, um eine sich bewegende isotherme Reaktion der Bestandteile einzuleiten und so ein poröses Verbundmaterial zu erzeugen.
Es ist auch ein Ziel der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung von porösem Verbundmaterial aus Metall und einer zweiten Phase zu bekommen, wobei das Verfahren darin besteht, daß man wenigstens ein Material der zweiten Phase in einem wesentlichen Volumenanteil von Lösungsmittelmetall durch örtliche Zündung reaktiver, zweite Phase bildender Bestandteile in Gegenwart eines im wesentllichen nichtreaktiven Lösungsmittelmetalles, worin die zweite Phase bildenden Bestandteile löslicher als das Material der zweiten Phase sind, bei einer Temperatur, bei der ausreichend Diffusion der reaktiven, zweite Phase bildenden Bestandteile in das im wesentlichen nichtreaktive Lösungsmittelmetall erfolgt um eine im wesentlichen isothermes Voranschreiten der zweite Phase bildenden Reaktion der Bestandteile zu bewirken und so Teilchen der zweiten Phase in dem Lösungsmittelmetall auszufällen und feinverteilte Teilchen der zweiten Phase in der Lösungsmittelmetallmatrix zu erzeugen, ausfällt.
Die Erfindung liefert weiterhin ein Verfahren zur Herstellung poröser Verbundmaterialien aus Metall und einer zweiten Phase, wobei das Verfahren darin besteht, daß man wenigstens ein Material einer zweiten Phase in einem wesentlichen Volumenanteil Lösungsmittelmetall ausfällt, indem man örtlich reaktive, zweite Phase bildende Bestandteile in Gegenwart eines im wesentlichen nichtreaktiven Lösungsmittelmetalles, worin die zweite Phase bildenden Bestandeile löslicher als die zweite Phase sind, bei einer örtlichen Temperatur, bei der ausreichend Diffusion der Bestandteile in das Lösungsmittelmetall eintritt, um eine im wesentlichen isotherme voranschreitende Reaktion der reaktiven, zweite Phase bildenden Bestandteile zu bewirken, um die Temperatur auf eine die Schmelztemperatur des Lösungsmittelmetalles übersteigende Temperatur zu steigern und die zweite Phase in der Lösungsmittelmetallmatrix auszufällen, zündet.
Die Erfindung liefert weiterhin ein Verfahren zum Dispergieren von Dispersoiden einer zweiten Phase in einer metallischen Matrix, und dieses Verfahren besteht darin, daß man ein Reaktionsgemisch von reaktiven, zweite Phase bildenden Bestandteilen in Gegenwart eines wesentlichen Volumenanteils von wenigstens zwei Metallen bildet, von denen wenigstens eines als ein Lösungsmittelmetall wirkt, in welchem die zweite Phase bildenden Bestandteile löslicher als die Disperoise der zweiten Phase sind, die Temperatur des Reaktionsgemisches örtlich auf eine Temperatur steigert, bei der ausreichend Diffusion der zweite Phase bildenden Bestandteile in das niedrigstschmelzende Lösungsmittelmetall eintritt, um eine im wesentlichen isotherme Reaktion der Bestandteile einzuleiten, wobei die exotherme Reaktionswärme der Bestandteile bewirkt, daß die Temperatur des Reaktionsgemisches den Schmelzpunkt des höchstschmelzenden Metalles überschreitet, was ein Fortschreiten der Reaktion und Dispersion des Disperoids der zweiten Phase in einer Metallmatrix erlaubt.
Die Erfindung liefert weiterhin ein Verfahren zur Dispersion von Dispersoiden einer zweiten Phase in einer Lösungsmittelmetallmatrix, wobei das Verfahren darin besteht daß man ein Reaktionsgemisch reaktiver, zweite Phase bildender Bestandteile in Gegenwart eines wesentlichen Volumenanteils wenigstens zweier Metalle bildet, von denen wenigstens eines als ein Lösungsmittelmetall wirkt in welchem zweite Phase bildende Bestandteile löslicher als die Dispersoide der zweiten Phase sind, die Temperatur des Reaktionsgemisches örtlich auf eine Temperatur steigert bei der ausreichend Diffusion der zweite Phase bildenden Bestandteile in das niedrigstschmelzende Lösungsmittelmetall erfolgt, um eine im wesentlichen isotherme Reaktion der Bestandteile einzuleiten, wobei die exotherme Reaktionswärme der Bestandteile bewirkt, daß die Temperatur des Reaktionsgemisches den Schmelzpunkt des Metalles mit dem niedrigsten Schmelzpunkt überschreitet, was ein Voranschreiten der Reaktion und Dispersion des Dispersoids der zweiten Phase in einer gemischten Metallmatrix gestattet.
Die Erfindung liefert weiterhin ein Verfahren zur Dispersion wenigstens eines intermetallischen Materials in einer metallischen Matrix.
Weiterhin liefert die Erfindung ein Verfahren zur Dispersion wenigstens eines keramischen Materials in einer metallischen Matrix.
Weiterhin liefert die Erfindung ein Verfahren zum Dispergieren von Dispersoidteilchen eines intermetallischen Materials und eines keramischen Materials in einer Metall-, Metallegierungs- oder intermetallischen Matrix.
Weiterhin liefert die Erfindung eine poröse Masse, die eine Dispersion von in situ ausgefällten unlöslichen Teilchen einer zweiten Phase in einer Lösungsmittelmetallmatrix umfaßt, erzeugt durch Voranschreiten einer örtlich gezündeten, im wesentlichen isothermen exothermen Reaktion von zweite Phase bildenden Bestandteilen in Gegenwart eines wesentlichen Volumenanteils von Lösungsmittelmetall, worin die Bestandteile löslicher als die zweite Phase sind.

Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen

Die vorliegende Erfindung liefert ein neues Verfahren zur Herstellung brauchbarer Verbundwerkstoffe von Metall und einer zweiten Phase. Die Neuheit besteht im Verfahren zur Herstellung eines Stammkonzentrats aus poröser Lösungsmittelmetallmatrix und einer zweiten Phase zur Verwendung als ein Zwischenprodukt bei der Bildung eines dichten Verbundmaterialproduktes. Da das Verfahren auf der Herstellung von Teilchen der zweiten Phase beruht, die in Bezug auf das Lösungsmittelmatrixmetall dispergiert und im wesentlichen unlöslich sind, kann die poröse Verbundwerkstoffmatrix in einem anderer Metall gelöst werden, um dichte Verbundmaterialprodukte mit einer gleichmäßigen Dispersion der zweiten Phase zu ergeben. Resultierende Verbundwerkstoffe können wieder aufgeschmolzen werden, was die anschließende Verarbeitung erleichtert. Die Methode umfaßt die Herstellung eines porösen Stammverbundwerkstoffes, der vereinzelte Dispersoidteilchen jeweils von dem Lösungsmittelmatrixmetall im wesentlichen eingekapselt oder eingehüllt enthält. So sind in dem Konzentrat die vereinzelten Dispersoidteilchen nicht miteinander verbunden. Diese neue Technik beruht auf wesentlichen Konzentrationen von Lösungsmittelmatrixmetall mit hoher Wärmeleitfähigkeit, um eine isotherme Wellenfront zu erzeugen, die von einer Stelle örtlicher Zündung reaktiver Komponenten aus voranschreitet. Spezieller wird ein roher Preßling von verdichteten reaktiven Komponenten, typischerweise in der Form eines Stabes, an einem Ende gezündet, und die im wesentlichen isotherme Wellenfront bewegt sich entlang dem Stab, um das im wesentlichen unlösliche Material der zweiten Phase in situ in dem relativ hochkonzentrierten Lösungsmittelmetall auszufällen und so das oben erwähnte poröse Verbundmaterial zu bilden.
Ein Vorteil der vorliegenden Erfindung besteht darin, daß derartige poröse Verbundwerkstoffe ihrerseits über ein Mischverfahren benutzt werden können, um die zweite Phase in gesteuerter Weise in ein Wirtsmetall einzuführen. So kann ein Konzentrat in der Form eines porösen Verbundwerkstoffes beispielsweise mit einem hohen Prozentsatz an zweiter Phase, wie eines keramischen Materials, z. B. Titandiborid, in einem Lösungsmittelmatrixmetall, wie Aluminium, hergestellt werden. Dieser poröse Verbundwerkstoff kann dann zu einem geschmolzenen Wirtsmetall, einer geschmolzenen Wirtsmetallegierung oder einem intermetallischen Bad zugegeben werden (wobei das geschmolzene Metall das gleiche wie das Matrixmetall des porösen Konzentrates oder von diesem verschieden sein kann), um einen fertigen Verbundwerkstoff mit der erwünschten Beladung an zweiter Phase zu erhalten. Alternativ kann der poröse Verbundwerkstoff mit festem Wirtsmetall, fester Wirtsmetallegierung oder festem intermetallischem Material vermischt und dann auf eine Temperatur oberhalb des Schmelzpunktes des Wirtsmetalles erhitzt werden. In der folgenden Diskussion sollte ein Gemisch mit einem "Wirtsmetall" oder "Wirtsmetallbad" so verstanden werden, daß es jeweils auch auf die verschiedenen oben aufgezeigten Ausführungsformen anwendbar ist.
Der Schmelzpunkt des Lösungsmittelmetalles muß unter der Temperatur des Wirtsmetalles sein, und es muß genügend Mischbarkeit der beiden Metalle geben, um ein Legieren, Auflösen oder Vereinigen zu gewährleisten. Beispielsweise kann Titan verstärkt werden, indem man Titandiborid in Aluminium ausfällt und anschließend das Verbundmaterial aus Titandiborid und Aluminium in geschmolzenes Titan einführt, um die Aluminiummatrix des porösen Verbundmaterials aufzulösen und so eine Aluminium-Titanmatrix mit darin dispergiertem Titandiborid zu bilden. Ähnlich kann Blei durch Ausfällung von Titandiborid in Aluminium und Vermischen des Verbundmaterials mit geschmolzenem Blei verstärkt werden.
In bestimmten Fällen kann das "Wirtsmetall" ein anderes Material als herkömmliche Metalle, Metallegierungen oder intermetallische Stoffe umfassen. Beispielsweise kann das Wirtsmetall ein dispersionsverstärktes Metall, wie ein Metall, das feindispergiertes Erbiumoxid, Thoriumoxid, Aluminiumoxid usw. enthält, oder ein Verbundwerkstoff aus Metall und zweiter Phase sein. Es ist in diesen Fällen wichtig, daß die vorher existierende Dispersion in dem geschmolzenen Metall bei der erforderlichen Zeit/Temperatur für die Einführung des erwünschten porösen Verbundwerkstoffes nach der vorliegenden Erfindung beständig ist. Der Vorteil einer Benutzung eines eine Dispersion der zweiten Phase enthaltenden Materials als Wirtsmetall ist der, daß eine zweigipfelige Verteilung von Typen der zweiten Phase, Formen, Mengen usw. erhalten werden kann. Ein Beispiel wäre die Verwendung einer Aluminiummatrix mit einem Gehalt einer Dispersion von im wesentlichen gleichachsigen TiB&sub2;-Teilchen, zu welcher ein poröser Verbundwerkstoff nach der vorliegenden Erfindung zugesetzt wird, der darin dispergiert nadelförmige TiN-Teilchen hat. Eine Kombination von Dispersionsverstärkung und Hochtemperatur-Kriechbeständigkeit wird erhalten. Gemäß der obigen Diskussion ist zu verstehen, daß geeignetes "Wirtsmetall" oder geeignete "Wirtsmetall-, Wirtsmetallegierungs- oder intermetallische" Matrix die Materialtypen einschließt, die oben mit einem Gehalt vorher existierender Dispersionen zweiter Phase diskutiert wurden.
Die vorliegende Erfindung schließt verschiedene Merkmale ein, die dem bekannten Fachwissen in der Materialkunde und insbesondere auf dem Gebiet der Verbundwerkstoffe von Metall und einer zweiten Phase entgegengerichtet sind. Diese Merkmale können klarer verstanden werden, wenn sie im Kontext der bekannten SHS-Verfahren betrachtet werden, besonders im Kontext jener SHS-Verfahren, die kleinere Menge an Bindermetall verwenden. Erstens ist dieser Stand der Technik auf die Bildung dichter Produkte gerichtet. Poröse Produkte werden nicht als erwünscht angesehen und wurden nicht untersucht. Der Ausblick des Standes der Technik ist der, fertige dichte Produkte zu entwickeln, d. h. Produkte, die fertig für maschinelle Bearbeitung oder andere Metallbearbeitung oder fertig für die Verwendung in Fabrikationsbetrieben sind.
Zweitens betrachtet der Stand der Technik die Verwendung einer Metallmatrix als Bindemittel. Im Gegensatz zum Stand der Technik betrachtet die vorliegende Erfindung die Metallmatrix als ein Lösungsmittel, in welchem Dispersoidteilchen dispergiert werden, die bezüglich der Lösungsmittelmetallmatrix im wesentlichen unlöslich sind. Spezieller benutzt der Stand der Technik relativ niedrige Konzentrationen an Bindemittel, während die vorliegende Erfindung relativ hohe Konzentrationen an Metallmatrix verwendet. Bekannte Materialien benutzen Metallmengen, die Hohlräume zwischen typischerweise gesinterten Keramikteilchen ausfüllen, um den Verbundwerkstoff zu verdichten.
Weiterhin schließen bekannte Konzentrationen eine Einkapselung des Dispersoidteilchens mit Bindemittel aus. Die in der vorliegenden Erfindung benutzten Konzentrationen sind jedoch ausreichend, um eine wesentliche Einhüllung oder Einkapselung der im wesentlichen unlöslichen Dispersoidteilchen in der Lösungsmittelmetallmatrix zu bekommen. Dieses Merkmal ist vorteilhaft gegenüber dem Stand der Technik, gemäß dem vorgeformte keramische Pulver mit Metallen vereinigt werden, da es die Bildung schädlicher Überzüge oder Schichten auf den Teilchen hemmt. Diese Überzüge oder Schichten, wie Oxidschichten, sind bei bekannten Metallmatrixverbundwerkstoffen häufig vorhanden und dürften physikalische Materialeigenschaften negativ beeinflussen und eine weitere Verarbeitung daraus geformter Produkte hemmen.
Weiterhin sucht der Stand der Technik dichte Produkte mit Selbstbindung keramischer Teilchen. Beispielsweise wollen bekannte Techniken ein Sintern von Teilchen statt deren Einkapselung, um eine Bindung der Teilchen zu hemmen. Diese Arten irreversibler Techniken stehen in direktem Gegensatz zu der vorliegenden Erfindung, die eine reversible Technik benutzt, d. h. eine Einkapselungstechnik, die eine Bindung von Dispersoidteilchen hemmt und weitere Verarbeitung erleichtert.
Außerdem verbessern die höheren Konzentrationen an Metallmatrix, typischerweise größer als etwa 30 Vol.-%, die in der vorliegenden Erfindung benutzt werden, die Wärmeüberführungseigenschaften von Reaktionspartnerkombinationen und bewirken eine gleichmäßigere lineare Reaktionsgeschwindigkeit. Außerdem gibt es eine Verminderung der Teilchengröße, da die erreichte Maximaltemperatur wegen der zusätzlichen Wärmekapazität des enthaltenen Metalles und wegen der rascheren Abschreckgeschwindigkeit, die aus der höheren Wärmleitfähigkeit des Metalles stammt, geringer ist als die nach dem Stand der Technik erreicht wird. Ein anderer Vorteil liegt in der räumlichen Temperaturgleichmäßigkeit und damit der Gleichmäßigkeit der Größenverteilung der Dispersoidteilchen in dem Matrixmaterial. Bekannte Techniken führen zu größeren Teilchen, die agglomeriert und/oder versintert sind. Die nach der vorliegenden Erfindung erzielte kleinere Teilchengröße und Gleichmäßigkeit der Teilchenverteilung führt zu verbesserten Eigenschaften der Endverbundwerkstoffe.
Ein anderes Merkmal der vorliegenden Erfindung, das sie von dem Stand der Technik unterscheidet, ist die Bildung einer isothermen Wärmefront, die die Gleichmäßigkeit der Teilchengröße von Dispersoidteilchen in einem Querschnitt des erzeugten Produktes fördert. Der isotherme Charakter stammt aus der Auswahl einer Lösungsmittelmetallmatrix mit hoher Wärmeleitfähigkeit in Verbindung mit ausreichenden Konzentrationen des Lösungsmittelmetalles, um in dem umzusetzenden Material den isothermen Charakter zu erzielen.
Die Kombination dieser Merkmale gestattet eine Herstellung von Verbundmaterialien, die für eine Verarbeitung über das Zumischverfahren geeignet sind, um Materialien zu gewinnen, deren Eigenschaften so zugeschnitten werden können, daß sie den Anforderungen spezieller Verwendungen genügen. Dieses Zumischverfahren macht sich die Tatsache zunutze, daß Zwischenverbundmaterialien mit "mäßiger Qualität" gewonnen werden. Solche Verbundmaterialien wären bisher als unbrauchbar angesehen worden. Beispielsweise bei der Herstellung von Keramikkörpern nach dem SHS-Verfahren war ein beschränkendes Merkmal in dem Verfahren als Mittel zur Herstellung brauchbarer Keramikformlinge oder -teile die inhärent schlechte physikalische Qualität des Körpers, der typischerweise mit der selbstvoranschreitenden Synthese gebildet wurde. Demnach wurden Versuche unternommen, die Qualität solcher Körper durch Techniken, wie erhöhte Drücke bei einer Temperatur, um eine Diffusion, ein Sintern oder eine Verdichtung zu bewirken, zu verbessern. Im Gegensatz dazu erwiesen sich Eigenschaften, wie Brüchigkeit, geringe Festigkeit und Porosität überraschenderweise als vorteilhaft in dem hier beschriebenen Verfahren.
Ein Merkmal des Zumischverfahrens ist jenes, daß geschmolzenes Metall vorteilhaft bei der Herstellung von Verbundwerkstoffen verwendet werden kann, obwohl in der Technik bekannt ist, daß geschmolzenes Metall bei der Herstellung und Benutzung von Metallen, keramischen Stoffe und Verbundwerkstoffen speziell vermieden werden sollte. So führt beispielsweise die Infiltration von geschmolzenen Metallen in herkömmliche polykristalline Metalle zu einer Korngrenzendehäsion, erleichtert die Bruchausbreitung und bewirkt somit Brüchigkeit. Als Folge hiervon gab es üblicherweise Probleme beispielsweise mit dem Halten von geschmolzenem Metall in Metallbehältern (von höherem Schmelzpunkt) wegen des voranschreitenden Festigkeits- und Integritätsverlustes (des Phänomens einer Flüssigmetallversprödung). Ähnlich war bei der Verwendung keramischer Stoffe in Schmelzmetallbehandlungen die Lebensdauer immer ein Problem infolge des Angriffes des Schmelzmetalles selbst bei den meisten chemisch inerten oder widerstandsfähigen Materialien. So war beispielsweise das Halten von geschmolzenem Aluminium durch Titandiborid ein lang existierendes und gewerblich noch immer ungelöstes Problem infolge einer Eindringung des geschmolzenen Metalles entlang der Keramikkorngrenzen, wo mit Verunreinigungen eine Reaktion stattfindet. Voranschreitende Eindringung und Reaktion führt schließlich zum Verlust der Kohäsion zwischen den Körnern, zu mechanischer Schwäche und Zerfall.
Das Vorhandensein von geschmolzenem Metall ist auch nachteilig bei der Herstellung und Verwendung von Verbundwerkstoffen aus Metall und zweiter Phase, wo es als äußerst wichtig angesehen wurde, die Einführung von geschmolzenem Metall zu vermeiden. Mehrere Beispiele sind bekannt, um die Art von Problemen zu erläutern, die auftreten können. Bei der Herstellung von Verbundwerkstoffen von SiC in Al müssen Vorkehrungen getroffen werden, wie eigene Überzugstechniken, um längeren direkten Kontakt des geschmolzenen Metalles und des Feinstoffes (oder des keramischen Grundgerüslet im Falle einer Schmelzmetallinfiltration) zu vermeiden. Ohne solche Vorkehrungen reagieren das Metall und das Keramikmaterial miteinander, ein Verfahren, das offensichtlich die Menge an Feinstoffverstärkung vermindert, aber auch Reaktionsprodukte erzeugt die das Verbundmaterial extrem empfänglich für anschließende Korrosion machen kann. Analoge Probleme treten auf wenn Versuche unternommen werden, das SiC/Al zu schweißen, da die Schmelztemperatur des Matrixmetalles überschnitten wird, so daß die gleichen schädlichen Reaktionen auftreten. In dem Falle von Nickel mit einer Thoriumoxiddispersion (TD) wird der Verbundwerkstoff über festpulvermetallurgische Techniken im Gegensatz zu Flüssigmetallmetallurgie (Gießblockmetallurgie) erzeugt, da die Thoriumoxidkeramik zur Absonderung neigt und wegen der Oberflächenspannungseffekte sogar zur Oberfläche der Schmelze aufsteigt. Wie bei SiC/Al ist das Schweißen wiederum ein Problem wegen der Anwesenheit von flüssigem Metall, was zum Auftreten der obengenannten Abscheidung führt.
Somit wäre zu erwarten, daß die Vereinigung von Vorformlingen aus Metall und einer zweiten Phase mit schlechter Qualität mit geschmolzenem Metall nicht zur Gewinnung eines brauchbaren Produktes führen würde. Es wurde jedoch überraschenderweise gefunden, daß eine Verwendung dieser Merkmale im Zumischungsverfahren nach der Erfindung unerwartete und nicht auf der Hand liegende Vorteile ergibt und zu Produkten führt, die bisher nach bekannten Techniken nicht erhältlich waren.
Außer den neuen und vorteilhaften Verarbeitungsmerkmalen, die oben aufgeführt wurden, stammen andere Vorteile aus dem isothermen, in situ voranschreitenden Ausfällungsverfahren der zweiten Phase nach der vorliegenden Erfindung, wie reine kohärente Grenzflächen zwischen dem Metall und der zweiten Phase. Außerdem gestattet das Zumischungsverfahren das Erlangen dieser Vorteile, während die nachfolgenden Nachteile vermieden werden, die einer Ausfällung von zweiter Phase in Metall in situ eigen sind. So muß für die Erzeugung von feinen Niederschlägen das Verfahren notwendigerweise längeres Erhitzen auf erhöhte Temperaturen vermeiden, da dies zu Teilchenwachstum führen würde. Aus diesem Grund sind relativ hohe Konzentrationen an Dispersoidvorläufern bevorzugt, damit die kurze Dauer an exothermer Wärme ausreicht, um die Bildung in situ zu vervollständigen. Im Falle höherer Konzentrationen wurde übermäßige Wärme festgestellt, so daß ein Versintern und Agglomerieren von Teilchen resultierte. Im Falle niedrigerer Dispersoidkonzentrationen sind die Menge und Zeit äußerer Erwärmung, die angewendet werden muß, um die Reaktion zu vervollständigen, derart, daß Teilchenwachstum ein Problem sein kann. So ist der Bereich der Beladungen mit zweiter Phase, die in einem Produkt erhalten werden können, durch diese Kriterien beschränkt. Wenn jedoch das Zumischverfahren verwendet wird, verschwindet diese Beschränkung, da das Teilchenbildungsverfahren unter den Umständen durchgeführt werden kann, daß es am wirksamsten zur Erzeugung von zweiter Phase der erwünschten Morphologie, Größe, Type und anderer Eigenschaften ungeachtet des Beladungswertes führt. Beispielsweise kann der optimale Beladungsbereich für die zweite Phase in der anfänglichen voranschreitenden isothermen Bildung der zweiten Phase verwendet werden. Dieser vorgeformte poröse Verbundwerkstoff kann dann mit geschmolzenem Wirtsmetall in variierenden Mengen vereinigt werden, um die volle Höhe der Dispersoidkonzentration in der gewonnenen Endmetallmatrix zu bekommen.
Die vorliegende Erfindung ist auf ein neues Verfahren zur Ausfällung feinteiliger Materialien der zweiten Phase in situ, wie von keramischen Materialien oder intermetallischen Stoffen gerichtet, für die hitzebeständige harte Metallboride oder Aluminide in Metall-, Legierungs- und intermetallischen Systemen typisch sind, um einen Verbundwerkstoff von Lösungsmittelmetall und einer zweiten Phase zu erzeugen, der für die Verwendung als Stammkonzentrat in dem Zumischverfahren geeignet ist. Das beschriebene Verfahren kann aber auch zur Einführung größerer Teilchen eines Materials der zweiten Phase in geschmolzenes Wirtsmetall bis zu dem Punkt, an dem solche größeren Teilchen zu einer Komponentenversprödung oder einem Duktilitätsverlust usw. führen, verwendet werden. Die verbesserten Eigenschaften der neuen Endverbundstoffe bieten Gewichtseinsparungen bei durch Steifigkeit begrenzter Anwendung, höhere Betriebstemperaturen und Verbesserungen der Energieausbeute sowie verminderten Verschleiß bei Teilen, die Erosion ausgesetzt sind. Eine spezielle Verwendung eines solchen Materials ist der Bau von Turbinenmotorteilen, wie Blättern.
In diesem Kontext sei festgestellt, daß Endprodukte aus Metall und zweiter Phase nach der vorliegenden Erfindung auch für die Verwendung als Matrixmaterialien, beispielsweise in mit langen Fasern verstärkten Verbundwerkstoffen, geeignet sind. So kann beispielsweise ein feinstoffverstärkter Aluminumverbundwerkstoff nach der vorliegenden Erfindung in Verbindung mit langen SiC- oder Kohlenstoffasern benutzt werden, um speziell gerichtete Eigenschaften zu verbessern, während ein hoher Quermodul behalten wird. Typische Fabrikationswege für solche Materialien sind Diffusionsbindung dünner aufgelegter Bögen und Schmelzmetallverarbeitung.
Eine Methode ist beschrieben, bei der die zweite Phase bildenden Elemente dazu gebracht werden, in einem Lösungsmittelmetall unter Bildung einer feinverteilten Dispersion des Materials der zweiten Phase in der Lösungsmittelmetallmatrix zu reagieren. Gemäß der vorliegenden Erfindung vereinigen sich die zweite Phase bildenden Bestandteile am leichtesten bei oder nahe der Schmelztemperatur des Lösungsmittelmetalles und bewirkt die exotherme Natur dieser Reaktion einen sehr raschen Temperaturanstieg oder eine Spitze, die den Effekt eines Schmelzens von weiterem Metall haben kann, wobei gleichzeitig die weitere Reaktion der zweite Phase bildenden Bestandteile gefördert wird.
In Systemen, wo die reaktiven Elemente wesentliches Diffusionsvermögen in dem festen Matrixmetall haben, kann die Reaktion bei Temperaturen wesentlich unterhalb des Schmelzpunktes des Matrixmetalles eingeleitet werden. So ist eine Einleitung in festem Zustand möglich, wo ein flüssiger Zustand erreicht werden kann oder nicht.
Beispiele geeigneter keramischer Niederschläge der zweiten Phase sind die Boride, Carbide, Oxide, Nitride, Silicide, Sulfide und Oxysulfide der Elemente, die unter Bildung von Keramikmaterialien reagieren können, einschließlich aber nicht ausschließlich dar Übergangselemente der dritten bis sechsten Gruppe des Periodensystems. Besonders brauchbare kerarnische Materialien bildende oder intermetallische Verbindung bildende Bestandteile sind etwa Aluminium, Titan, Silicium, Bor, Molybdän, Wolfram, Niob, Vanadin, Zirkonium, Chrom, Hafnium, Yttrium, Kobalt, Nickel, Eisen, Magnesium, Tantal, Thorium, Scandium, Lanthan und die Elemente der Seltenen Erden. Besonders brauchbare zusätzliche intermetallische Materialien bildende Elemente sind Kupfer, Silber, Gold, Zink, Zinn, Platin, Magnesium, Lithium und Beryllium. Bevorzugte Materialien der zweiten Phase enthalten Titandiborid, Titancarbid, Zirkondiborid, Zirkoncarbid, Zirkondisilicid und Titannitrid.
Als das Lösungsmittelmetall kann irgendein Metall verwendet werden, das die Bestandteile der zweiten Phase auflösen oder anlösen kann und geringere Fähigkeit zum Auflösen des Niederschlages der zweiten Phase hat. So muß die Lösungsmittelmetallkomponente als ein Lösungsmittel für die speziellen Reaktionspartner dienen, darf aber nicht ein Lösungsmittel für den erwünschten Niederschlag der zweiten Phase sein. Das Lösungsmittelmetall wirkt primär als ein Lösungsmittel in dem Verfahren der vorliegenden Erfindung, und die Bestandteile des Niederschlags der zweiten Phase haben eine größere Affinität zueinander als jeder zu dem Lösungsmittelmetall. Außerdem ist es wichtig, daß die zweite Phase bildende Reaktion genügend Energie freisetzt, damit die Reaktion im wesentlichen vollständig abläuft. Obwohl eine große Anzahl von Kombinationen von Matrizes und Dispersoiden ins Auge gefaßt werden kann, ist die Auswahl der in situ ausgefällten Phase (keramisch oder intermetallisch) in jeder bestimmten Matrix durch diese Kriterien beschränkt.
Geeignete Lösungsmittelmatrixmetalle sind beispielsweise Aluminium, Nickel, Titan, Kupfer, Vanadin, Chrom, Mangan, Kobalt, Eisen, Silicium, Molybdän, Beryllium, Silber, Gold, Wolfram, Antimon, Wismut, Platin, Magnesium, Blei, Zink, Zinn, Niob, Tantal, Hafnium, Zirkonium und Legierungen solcher Metalle.
Das Wirtsmetall kann irgendein Metall sein, in welchem der Niederschlag der zweiten Phase nicht löslich ist und mit welchem die zweite Phase während des Zeit/Temperaturbereiches, der in dem Zumischungsverfahren, der anschließenden Herstellung und/oder dem Wiedergießen angewendet wird, nicht reagiert. Das Wirtsmetall muß in der Lage sein, sich in dem Lösungsmittelmetall aufzulösen oder mit ihm zu legieren, und es muß den porösen Verbundwerkstoff benetzen. So kann das Wirtsmetall das gleiche wie das Lösungsmittell, eine Legierung des Lösungsmittelmetalles oder ein Metall, in welchem das Lösungsmittelmetall löslich ist, sein. Wenn Legierungen benutzt werden, kann man die vorteilhaften Eigenschaften der Legierungen im wesentlichen beibehalten und beispielsweise den Elastitzitätsmodul, hohe Temperaturbestandigkeit und Verschleißbeständigkeit steigern, obwohl etwas Verlust an Duktilität bei bestimmten weichen Legierungen auftreten kann. Weiterhin können aus den Lösungsmittelmetallmatrixmaterialien des vorliegenden Verfahrens hergestellte Endmetallmatrixverbundwerkstoffe in herkömmlicher Weise durch Gießen, Schmieden, Strangpressen, Walzen, maschinelle Behandlung usw. hergestellt werden, und sie können auch wieder aufgeschmolzen und wieder gegossen werden, während sie im wesentlichen Gleichmäßigkeit der Teilchenverteilung der zweiten Phase und feine Teilchengröße der zweiten Phase, feine Korngröße usw. behalten und dabei verbundene Verbesserungen der physikalischen Eigenschaften behalten.
Der Porositätsgrad des porösen Verbundwerkstoffes kann nach Verfahren, wie durch Vakuumentgasung oder Komprimieren vor, während oder nach der Einleitung der zweite Phase bildenden Reaktion variiert werden. Der angewendete Vakuumgrad und die Temperatur der Entgasungsstufe wird rein nach der Kinetik der Verdampfung und Diffusion von absorbierter Feuchtigkeit oder anderer Gase bestimmt. Hochvakuum und erhöhte Temperaturen unterstützen die Entgasung. Im Falle von Titan-, Aluminium- und Borgemischen jedoch darf der vorher hergestellte Preßling keinen Temperaturen oberhalb 300 ºC während längerer Zeitdauer ausgesetzt werden, da dies die Verflüchtigung einiger Komponenten einleitet und die Bildung von Titanaluminid durch Diffusion im festen Zustand induziert. Dies ist unerwünscht, da es so große Platten bildet, die für mechanische Eigenschaften schädlich sind, und auch die chemische Antriebskraft für die Bildung des Titandiborids reduziert. Nichtsdestoweniger kann eine Umwandlung von Titanaluminid in Titandiborid in Gegenwart von Bor und Aluminium langsam erfolgen, wenn die Komponenten bei Temperaturen oberhalb des Schmelzpunktes von Aluminium gehalten werden.
Wenn Vakuumentgasung vor der Reaktion angewendet wird, bekommt man niedrigere Porosität. Wenn Vakuum während der Reaktion angewendet wird, dehnt sich der Preßling typischerweise aus, was zu einer wesentlichen Steigerung der Porosität führt.
Ohne die Entgasungsstufe kann der gebildete Verbundwerkstoff relativ porös sein und geringere Dichte als das Matrixmetall haben. In einem solchen Zustand kann dieses Material eine hohe Konzentration der zweiten Phase haben und zu einem abgemessenen Volumen an Matrixmetall (entweder das gleiche wie die Matrix, in welcher das Dispersoid zunächst gebildet wurde, oder verschieden hiervon) zugesetzt werden, um einen speziell erwünschten Volumenanteil der zweiten Phase zu bekommen. Eine relativ hohe Konzentration der zweiten Phase in der Lösungsmittelmetallmatrix kann erzielt werden, während eine im wesentlichen gleichmäßige Dispersion vereinzelter Teilchen der zweiten Phase in der Lösungsmittelmetallmatrix beibehalten wird.
Bei der Herstellung der porösen Verbundwerkstoffe braucht ein Entgasen der Pulver des Reaktionspartnergemisches nicht erforderlich zu sein, und in der Tat kann es vorteilhaft sein, die Pulver nicht zu entgasen, da ein poröses Produkt dazu neigt, bei der nachfolgenden Zugabe zu einem Wirtsmetall vorteilhaft zu sein. Es kann sogar in einigen Fällen erwünscht sein, einen Porositätsverstärker, wie ein Metall mit niedrigem Siedepunkt, wie beispielsweise Magnesium, dem Anfangsreaktionspartnergemisch zuzusetzen, wobei sich der Porositätsverstärker während der Reaktion in situ verflüchigt und dabei die Porosität des resultierenden Verbundwerkstoffes erhöht.
Nach ihrer Bildung sind die Teilchen der zweiten Phase des porösen Verbundwerkstoffes gegen Oxid- oder andere schädliche Überzugsschichten, die sich auf bekannten Keramikpulvern bilden, geschützt. Die in situ gebildete zweite Phase, wie ein keramisches Material, nach der vorliegenden Erfindung, die gleichmäßig in einem Lösungsmittelmatrixmetall dispergiert ist, kann in ein geschmolzenes Wirtsmetallbad eingeführt werden, um die Teilchen der zweiten Phase des porösen Verbundwerkstoffes in dem gesamten Wirtsmetall wieder zu dispergieren. Das geschmolzene Wirtsmetall des Bades kann solche Zusammensetzung haben, daß Ausfällung der erwünschten zweiten Phase in situ in dem Bad nicht oder nur mit Schwierigkeit erfolgen könnte. So können andere Metalle als das Lösungsmittelmatrixmetall mit einer gleichmäßigen Dispersion von Teilchen der zweiten Phase im Untermikronbereich und größerer Größe vorgesehen werden. Das geschmolzene Wirtsmetall kann auch das gleiche wie die Lösungsmittelmetallmatrix des porösen Verbundwerkstoffes, aber mit so großem Volumen im Vergleich mit dem porösen Verbundwerkstoff sein, daß Ausfällung von zweiter Phase in situ schwierig zu bewirken oder zu steuern wäre. Die Konzentration der zweiten Phase braucht jedoch in dem porösen Verbundwerkstoff nicht groß zu sein.
Es wird angenommen, daß die bekannten Vorschläge zur Einführung von feinen Teilchen der zweiten Phase direkt in ein geschmolzenes Metallbad technisch schwierig sind und Metallprodukte mit weniger erwünschten Eigenschaften bei der Verfestigung infolge einer schädlichen Schicht, wie einer Oxidschicht, erzeugen, welche sich auf der Oberfläche eines jeden Teilchens der zweiten Phase während oder vor der Einführung in das geschmolzene Metallbad bildet. Die Teilchen der zweiten Phase nach der vorliegenden Erfindung, die in situ gebildet werden, besitzen nicht diesen schädlichen Überzug oder diese schädliche Schicht. So kann die vorliegende Erfindung zu Metallprodukten mit überraschend überlegenen Eigenschaften führen.
Drei Grundreakionstypen zur Herstellung von porösem Verbundwerkstoff wurden innerhalb der vorliegenden Erfindung identifiziert. Bei der ersten Type bilden die Ausgangsmaterialien einzelne Pulver des Lösungsmittelmetalles und der einzelnen Bestandteile der zu bildenden zweiten Phase. Beispielsweise kann ein Gemisch von Aluminium, Titan und Bor zu einem Stab verdichtet und örtlich gezündet werden, um eine isotherme, voranschreitende Reaktionswellenfront zu bewirken, die die Elemente verbraucht und eine Dispersion von Titandiborid in einer Aluminiummatrix bildet.
Bei der zweiten Art und Weise der Erfindung können einzelne Legierungen umgesetzt werden, wobei eine solche Legierung eine Legierung des Lösungsmittelmetalles mit einem der Bestandteile der zweiten Phase und die andere eine Legierung des gleichen Lösungsmittelmetalles oder eines anderen Metalles, mit welchem das Lösungsmittel leicht legiert werden kann, mit dem anderen Bestandteil der zweiten Phase umfaßt. Als ein Beispiel einer Verwendung von zwei Legierungen eines gemeinsamen Metalles kann ein Gemisch von Aluminium-Titanlegierung mit Aluminium- Borlegierung zu einem Stab verdichtet und örtlich gezündet werden, um eine isotherme, fortschreitende Reaktionswellenfront zu erzeugen, die die Elemente verbraucht und eine Dispersion von Titandiborid in Aluminium bildet. Dieser Legierungs-Legierungsreaktionsweg kann in einigen Fällen relativ langsamer als der Elementenweg sein, kann aber dennoch wirtschaftliche Vorteile bieten, da die benutzten Legierungen billiger als die Elementenpulver sein können.
Die dritte Reaktionsweise besteht in einer Kombination oder einem Zwischenweg der beiden ersten oben diskutierten Arbeitsweisen. So kann man eine vorgemischte Legierung, die einen reaktiven Stoff und das Lösungsmittelmatrixmetall enthält, mit einem Elementenpulver des zweiten reaktiven Stoffes umsetzen, beispielsweise eine Aluminium-Titanlegierung mit elementarem Borpulver vereinigen, zu einem Stab verdichten und örtlich zünden, um eine isotherme, voranschreitende Reaktionswellenfront zu bewirken, die die Elemente verbraucht und eine Dispersion von Titandiborid in einer Aluminiummatrix bildet. Diese Reaktionsweise kann relativ teurer als die Legierungs-Legierungsreaktionsweise sein, bietet aber eine schnellere Reaktion, die ihrerseits die Bildung feinerer Teilchenausfällungen gestattet, als sie auf dem Legierungs- Legierungsweg erhältlich sind. Die Legierungs- Elementenpulverreaktion könnte relativ billiger sein, obwohl in den meisten Fällen langsamer als der Elementenpulverweg.
Es sei bemerkt, daß bei der Durchführung des Verfahrens nach der vorliegenden Erfindung bestimmte Kriterien beachtet werden müssen, um den erwünschten porösen Verbundwerkstoff herzustellen. Erstens muß die durch die anfängliche örtliche Reaktion der zweite Phase bildenden Bestandteile erzeugte Wärme ausreichen, um ein Voranschreiten der Reaktionswellenfront durch die Reaktionsmasse zu gestatten. Außerdem sollte die Wärmequelle, wie induktiv erhitzter Graphit, genügend örtliche Wärme zuführen, um die zweite Phase bildende Reaktion beispielsweise durch örtliches Schmelzen von Lösungsmittelmetall einzuleiten.
Beide obigen Kriterien haben eine wesentliche Bedeutung für die Durchführbarkeit verschiedener Verbundwerkstoff bildender Reaktionen nach der vorliegenden Erfindung, da die relativ hohen Volumenanteile an Lösungsmittelmetall in der Reaktionsmasse Wärme absorbieren und daher dazu neigen, die Reaktion abzukühlen. Aus diesem Grund kann es wichtig sein, die Reaktionspartnermasse vor der örtlichen Einleitung der Reaktion vorzuerwärmen. Das Vorerwärmen kann somit erlauben, daß bestimmte nichtvoranschreitende Reaktionen voranschreiten, oder stattdessen erlauben, daß Reaktionen mit höheren Lösungsmittemetallkonzentrationen voranschreiten. Andere Vorteile für das Vorerwärmen sind die Möglichkeit, adsorbierte Gase vor der Einleitung aus der Reaktionsmasse zu entfernen, und die Erzielung höherer maximaler Reaktionstemperaturen, die es erlauben, daß die zweite Phase bildende Reaktion im wesentlichen vollständig abläuft.
Der resultierende Zwischenverbundwerkstoff von einem der oben erwähnten Reaktionswege, typischenweise ein poröses Konzentrat, kann anschließend mit weiterem Metall in dem Zumischungsverfahren vereinigt werden. Wie oben beschrieben, führt dieses Verfahren zu dichten Verbundwerkstoffen mit überlegenen Eigenschaften, die die günstiger Effekte in situ ausgefällter Dispersoide und Schmelzmetallverarbeitung vereinigen um die erwünschte Beladung an zweiten Phase zu erreichen. Bei einer Ausführungstorm der vorliegenden Erfindung werden die Bildung von zweiter Phase in situ und das Zumischverfahren nacheinander ohne eine Unterbrechung durchgeführt, oder stattdessen können sie fast gleichzeitig ablaufen. Ein solches Verfahren hat offensichtliche Vorteile, da eine Handhabung von Zwischenmaterialien ausgeschaltet wird und für beide Verfahren nur eine Apparatur verwendet werden kann. Typisch für eine solche kombinierte Bildung der zweiten Phase und das Zumischverfahren wäre die Herstellung eines verdichteten Stabes von elementarem Bor-, Titan- und Aluminiumpulver unter nachfolgendem Aufhängen des Stabes in solcher Weise, daß das Ende des Stabes in ein Bad von geschmolzenem Aluminium eintaucht. Die selbstvoranschreitende, im wesentlichen isotherme Reaktion könnte dann die zweite Phase bildenden Bestandteile verbrauchen lassen, bevor der umgesetzte Preßling mit dem geschmolzenen Metall durch Freigabe der Aufhängungseinrichtung vermischt wird. Stattdessen könnte der Stab in das geschmolzene Metall im wesentlichen gleichzeitig mit der zweiten Phase bildenden Reaktion durch schnellere Aufhebung der Aufhängeinrichtung eingetaucht werden. Im Extremfall könnte der Stab beispielsweise durch verdichtete Briketts ersetzt werden, die einfach in das geschmolzene Metall fallengelassen werden. Demnach könnte die selbstvoranschreitende, im wesentlichen isotherme Reaktion in dem Brikett stattfinden, während dieses in der Schmelze untergetaucht ist, wodurch im wesentlichen gleichzeitige Bildung und Dispergierung von Dispersoiden der zweiten Phase bewirkt würden.
Es ist besonders zu bemerken, daß der Stand der Technik lehrt, daß die Vereinigung von elementaren Metallpulvern oder Legierungspulvern, besonders mit grober Teilchengröße, typischerweise intermetallische Verbindungen ergeben würde. In der Tat schließen herkömmliche Methoden zur Bildung von intermetallischen Stoffen beiespielsweise die Umsetzung eines Gemisches von Titan und Aluminium unter Bildung von Titanaluminid und eines Gemisches von Bor und Aluminium unter Bildung von Aluminiumdiborid ein. So würde man erwarten, daß ein Pulver von Titan, Aluminium und Bor umfassendes Gemisch eine Aggregatagglomerierung von Titanaluminid, Aluminiumdiborid und gegebenenfalls Titandiborid ergeben würde. Im Gegensatz dazu ergibt die vorliegende Erfindung die Bildung von im wesentlichen nur einem fein dispergierten Niederschlag aus den beiden reaktiven Komponenten in einer Matrix der dritten Komponente. Es ist wichtig, daß das Niederschlagmaterial der zweiten Phase nicht in dem Lösungsmittelmetall löslich ist, während die Bestandteile der zweiten Phase einzeln in dem Lösungsmittelmetall wenigstens anlösbar sind. So hängt der exotherme Dispersionsreaktionsmechanismus von einer bestimmten Menge eines jeden zweite Phase bildenden Bestandteiles ab, der sich in dem Lösungsmittelmetall löst oder in ihm diffundiert und noch in Lösung (entweder in flüssigem oder in festem Zustand) exotherm unter Bildung des unlöslichen keramischen Materials reagiert, welches rasch als feine Teilchen ausfällt. Das Lösungsmittelmetall liefert ein Medium, in welchem die reaktiven Elemente diffundieren und sich vereinigen können. Wenn die Anfangsreaktion einmal eingetreten ist, kann die aurch die exotherme Reaktion freigesetzte Wärme bewirken, daß weiteres Lösungsmittelmetall schmilzt, wodurch die Diffusion reaktiver Komponenten in dem Lösungsmittelmetall und eine Vervollständigung der Reaktion verbessert werden.
Die Abkühlperiode, die auf die Einleitung der Reaktion und den Verbrauch der reaktiven Bestandteile folgt, dürfte wichtig für das Erzielen sehr kleiner Teilchengröße und eine Begrenzung des Teilchenwachstums sein. Es ist bekannt, daß es bei hohen Temperaturen möglich ist, daß die Teilchen der zweiten Phase wachsen oder zusammensintern. Dies sollte in den meisten Fällen auch wegen der negativen Wirkung großer Teilchengrößen auf die Duktilität vermieden werden. Das Abkühlen oder Abschrecken der Reaktion ist in einem Sinne automatisch, da dann, wenn die zweite Phase bildenden Bestandteile vollständig umgesetzt sind, keine weitere Energie freigesetzt wird, um die erreichten hohen Temperaturen beizubehalten. Man kann jedoch die Abkühlgeschwindigkeit in bestimmtem Umfang steuern, indem man die Größe und/oder Zusammensetzung der umgesetzten Materialmasse kontrolliert. Das heißt, große thermische Massen absorbieren mehr Energie und kühlen sich langsamer ab, was ein Wachstum großer Teilchen gestattet, wie es für größere Verschleißbeständigkeit, beispielsweise in Schneidwerkzeugen, erwünscht sein kann Schnelles Kühlen kann beispielsweise dadurch erreicht werden, daß man die Reaktionsmasse auf ein wassergekühltes Kuptersubstrat aufgibt. Dies vermeidet die typischerweise mit hitzebeständigen Substraten, wie Aluminiumoxid, erhaltene Verunreinigung.
Einleitung der Reaktion erreicht man durch örtliches Erwärmen eines Teils der Reaktionsmasse statt Erhitzen der gesamten Masse. Lokalisiertes Erwärmen kann durch elektrischen Impuls, durch Thermit, Funken, Laser usw. erreicht werden. Die bevorzugte Methode ist Induktionsheizung eines Graphitsuszeptors.
Obwoh es unnötig ist, tatsächlich die Schmelztemperatur zu erreichen, um die Reaktion einzuleiten, muß eine Temperatur erreicht werden, wo örtliches Schmelzen eintritt oder wo eine wesentliche Diffusion von reaktivem Stoff in dem Lösungsmittelmetall auftritt. In einigen Fällen ist es, wenn die Temperatur ansteigt möglich, daß die Ausgangsbestandteile in das Lösungsmittelmatrixmetall diffundieren und mit ihm eine Legierung mit einer niedngeren Schmelztemperatur als das Matrixmetall bilden. So wird die Reaktionseinleitungstemperatur gesenkt.
Bezüglich Verunreinigungen kann das Lösungsmittelmetall in herkömmlicher Weise legiert werden, obwohl in den reaktiven Bestandteilen große Mengen an Legierungselementen oder Verunreinigungen in bestimmen Fällen Probleme verursachen können. Beispielsweise kann das Vorhandensein großer Mengen an Magnesium in Bor die Bildung von Titandiborid in einer Aluminiummatrix hemmen, indem sich ein Magnesium-Borkomplex auf der Oberfläche der Borteilchen bildet und so die Diffusion des Bors in der Matrix begrenzt. Das Vorhandensein von Magnesitium in dem Aluminium hat aber nicht diese Wirkung. Das heißt, boridbildende Materialien in dem vor selbst können die erwünschte Auflösung oder Diffusion des Bors und seine anschließende Umsetzung unter Bildung von Titandiborid hemmen. Gleichermaßen können auch dicke Oxidfilme um die Pulver der Ausgangsbestandteile als Barrieren für die Diffusion und Reaktion wirken. Verunreinigungen von außen, wie absorbierter Wasserdampf, können auch unerwünschte Phasen, wie Oxide oder Hydride, bilden, oder die Pulver können so stark oxidiert werden. daß die Reaktionen beeinflußt werden,
Es wird festgestellt, daß unerwünschte Verbindungen, die sich bei der Reaktion eines Bestandteiles und des Lösungsmittelmetalls während der Bildung von porösem Verbundwerkstoff bilden können, in einigen Fällen im wesentlichen durch die Zugabe von mehr des anderen Bestandteils ausgeschaltet werden können. Beispielsweise kann die Titanaluminidbildung in dem porösen Verbundwerkstoff aus Titandiborid und Aluminium im wesentlichen ausgeschaltet werden, indem man Bor über den stöchiometrischen Mengenanteil vor der Einleitung der zweite Phase bildenden Reaktion zusetzt. Das Bor kann in der Form von elementarem Bor, Borlegierung oder Borhalogenid vorliegen. Es sei auch bemerkt, daß in dem Zumischungsverfahren, in welchem Verbundmaterial nach der vorliegenden Erfindung einem geschmolzenem Wirtsmetall zugesetzt wird, in dem Verbundmaterial durch die Umsetzung eines der Bestandteile und des Lösungsmittelmetalles gebildete unerwünschte Verbindungen in die Schmelze eingeführt werden können. Diese unerwünschten Verbindungen können durch Zugabe einer zusätzlichen Menge eines anderen Bestandteiles zu dem geschmolzenen Wirtsmetall im wesentlichen ausgeschaltet werden. Beispielsweise kann in einem Verbundmaterial aus Titandiborid und Aluminium gebildetes Titanaluminid aus einer Wirtsaluminiumschmelze durch Zugabe von weiterem Bor zu der Schmelze im wesentlichen entfernt werden. Eine solche Bor zugabe ergibt auch den Vorteil, daß freies Titan, welches die Viskosität der Schmelze für das Gießen beeinträchtigen kann, in Titandiborid umgewandelt wird.
Es sei auch festgestellt, daß gemäß der vorliegenden Erfindung die komplexe Ausfällung mehrerer Systeme bewirkt werden kann. So ist es möglich, komplexe Phasen, wie Ti(B0,5C0,5) auszufällen oder stattdessen mehrere einzelne Phasen, wie ein Gemisch von Titandiborid und Zirkondiborid in einer Aluminiummatrix gemäß der Reaktion
Ti + Zr +4B + T TiB&sub2; + ZrB&sub2; + Al
auzufällen. Ersatz von Titan durch Zirkonium oder umgekehrt ist auch möglich und ergibt komplexe Boride des Typs (Ti, Zr)B&sub2;.
Es ist auch möglich, eine lösungsmittelunterstützte Reaktion niedriger Temperatur in einer Metallmatrix zu erreichen, die eine hohe Schmelztemperatur hat, indem man das hochschmelzende Metall mit einem niedrigerschmelzenden Lösungsmittelmetall legiertoder vermischt. Dies kann ein leichteres Einleiten und Voranschreiten erlauben.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wurde gefunden, daß die Pulver vor dem lokalisierten Zünden nicht verdichtet werden müssen, doch gestattet dieses eine leichtere Diffusion und somit eine leichtere Einleitung. Dies ist eine Folge von lokalisiertem Schmelzen und gesteigerter Diffusion, die möglich sind, wenn sich die Pulver in naher Nachbarschaft befinden.
Die Ausgangspulver müssen gegen intensive Oxidation, wenn sie der Atmosphäre ausgesetzt sind, geschützt werden, da diese die Diffusion der Komponenten in die Lösungsmittelmetallmatrix beschränkt, und die Reaktion sollte vorzugsweise unter einem Inertgas durchgeführt werden, um Oxidation bei hohen Temperaturen zu minimieren.
Gemäß dem vorliegenden Verfahren kann Teilchenwachstum der zweiten Phase gesteuert werden. Wie in der Technik bekannt ist, bleiben die beispielsweise durch exotherme Reaktion erzeugten erhöhten Temperaturen höher und senken sich langsamer bei einer großen Materialmasse als bei einer kleinen Masse. Diese Bedingungen hoher Temperatur während langer Zeitdauer begünstigen ein Teilchenwachstum von keramischen Stoffen. So erleichtert die Bildung von porösen Verbundwerkstoffen mit relativ kleinem Volumen von in situ gebildeten keramischen Materialien ein schnelleres Abkühlen und begrenzt die Teilchengröße der keramischen Phase.
Die Teilchengröße des Reaktionsproduktes der zweiten Phase hängt von der Aufwärmungsgeschwindigkeit, der Reaktionstemperatur, der Abkühlgeschwindigkeit, der Krisiallinität und der Zusammensetzung der Augangsmaterialien ab. Geeignete Ausgangspulvergrößen können im Bereich von weniger als 5 um bis mehr als 200 um liegen. Aus wirtschaftlichen Gründen kann man normalerweise Pulver mit größerer Teilchengröße benutzen. Es wurde gefunden, daß die Teilchengröße der ausgefällten zweiten Phase in der Matrix von weniger als etwa 0,01 um bis etwa 5 um oder größer variieren kann, je nach Faktoren, wie jenen, die oben diskutiert wurden.
Es wurde gefunden, daß einige spezielle Reaktionspartnereigenschaften eine größere Bedeutung als die Pulverteilchengröße auf die Teilchengröße der erzeugten zweiten Phase naben. Beispielsweise kann die Verwendung von amorphem Bor zur Ausfällung von Titandiborid feinerer Teilchengröße als die Verwendung von kritallinem Bor in einem anderen vergleichbaren Gemisch führen. Die Auställung von zweiter Phase mit spezieller Teilchengröße kann durch geeignete Steuerung der Ausgangszusammensetzung, Reaktionstemperatur und Abkühlgeschwindigkeit selektiv gesteuert werden.
Bei der Auswahl der Bestandteile und des Lösungsmittelmatrixmetalles iür die Verbundwerkstoffe, die nach dem oben beschriebenen Verfahren hergestellt werden, ist es wichtig, daß das gebildete Material der zweiten Phase eine geringe Löslichkeit in der geschmolzenen Masse hat, beispielsweise eine maximale Löslichkeit von 5 Gew.-% und vorzugsweise von 1 Gew.-% oder weniger bei der Temperatur des geschmolzenen Wirtsmetalles. Sonst kann ein wesentliches Teilchenwachstum in dem Material der zweiten Phase während längerer Zeitdauer beobachtet werden. Für die meisten Verwendungen von Verbundwerkstoffen sollte die Größe der Teilchen der zweiten Phase so klein wie möglich sein, und somit ist Teilchenwachstum unerwünscht. Wenn die Löslichkeit des Materials der gebildeten zweiten Phase in der geschmolzenen Masse gering ist, kann die geschmolzene Masse mit darin dispergierten Teilchen der zweiten Phase während einer beachtlichen Zeitdauer ohne Wachstum der Teilchen der zweiten Phase im geschmolzenen Zustard gehalten werden. Beispielsweise kann eine geschmolzene Aluminiummasse mit darin dispergierten Titandiboridteilchen 3 bis 4 h ohne merklich es Teilchenwachstum in dem geschmolzenen Zustand gehalten werden.
Ein Vorteil des Zumischverfahrens ist der, daß die Verwendung von porösem Verbundwerkstoff, besonders desjenigen mit einer hohen Beladung an Material der zweiten Phase, es gestattet. einen einfachen Ansatz von porösem Verbundmaterial zu machen. Man kann dann eine große Vielzahl fertiger Verbundmaterialien mit unterschiedlichen Beladungen der zweiten Phase erzeugen. Außerdem ist es mit dem Zumischverfahren möglich, das Material der zweiten Phase in einem Matrixmetall zu bilden, welches anfällig für die Bildung von Teilchen einer erwünschten Type, Größe und Morphologie ist, und danach die Teilchen in ein Wirtsmetall einzuarbeiten, in welchem solche Teilchen sonst nicht produziert werden können.
Ein weiterer Vorteil der Verwendung des Zumischkonzeptes ist die Tatsache, daß bei der Ausfallung von Material der zweiten Phase in situ in einer Lösungsmittelmetallmatrix die Teilchengröße des Materials der zweiten Phase offensichtlich in Relation zu der Beladung mit dem Material der zweiten Phase steht. Beispielsweise nimmt in Verbundwerkstoffen aus Titandiborid und Aluminium die Teilchengröße mit höherer Konzentration bis zu etwa 40 bis 60 % Material der zweiten Phase ab, und dann nimmt die Teilchengröße zu, wenn sich die Konzentration 100 % nähert. Wenn beispielsweise die kleinstmögliche Teilchengröße in einem fertigen Verbundwerkstoff mit einer niedrigen Konzentration der zweiten Phase erwünscht war, konnte man somit ein Konzentrat mit einem Gehalt der zweiten Phase im Konzentrationsbereich von 40 bis 60 % Titandiborid herstellen, um die kleinstmöglichen Teilchen zu ergeben, und danach den porösen Verbundwerkstoff zu der erwünschten Konzentration an zweiter Phase zu mischen.
Somit ist nach der Erfindung die Gewichtskonzentration des Lösungsmittelmetalles wenigstens 20 Vol.-% und vorzugsweise wenigstens 30 %. Die Porosität des Produktes ist auch wenigstens 10% und vorzugsweise wenigstens 25 %. Die Teilchengröße der Dispersoidteilchen kann von etwa 0,01 um bis etwa 5 um, vorzugsweise von 0,1 um bis etwa 3 um variieren.
Die Reaktionspartner können in irgendeine erwünschte übliche Form gebracht werden. Typischerweise wird ein Stab oder zylindrischer Rohpreßling verwendet. Der Formling kann in bekannter Weise verdichtet werden. Jede Form ist brauchbar, die eine örtliche Zündung erleichtert. In herkömmlicher Weise wird ein Ende eine Stabes gezündet, und die isotherme Wellenfront bewegt sich entlang dem Stab zu seinem Ende. Irgendein herkömmliches Mittel für die Zündung kann verwendet werden.
Die Beispiele 1 bis 6 erläutern die Herstellung von Titandiboridteilchen als zweite Phase in einer Aluminiummatrix und die Wirkungen der Atmosphäre, des Verdichtungsdruckes und des Vorheizens auf die Geschwindigkeit des Voranschreitens der Raktion.

Beispiel 1

Titan, Bor- und Aluminiumpulver werden in einer Kugelmühle in den geeigneten stöchiometrischen Verhältnissen gemahlen, um 60 Gew.-% Titandiborid als zweite Phase in einer Aluminiumlösungsmittelmatrix zu bekommen. Das Gemisch wird dann in ein Gooch-Rohr gepackt und isostatisch mit 40 ksi (257,8 x 10&sup6; Pa) gepreßt, wobei sich ein Preßling mit einem Durchmesser von etwa 1 cm und einer Länge von 5 cm und mit einer Dichte von 2,39 g/cm³ bildet. Der Preßling wird dann Ende an Ende mit einem Graphitstab unter strömendem Argon in ein Quarzrohr gegeben. Der Graphitstab wird in einem Hochfrequenzfeld erhitzt das eine Reaktion an der Grenzfläche des Preßlings und des Stabes einleitet. Die Reaktion schreitet entlang der Länge des Preßlings mit einer Geschwindigkeit von 0,77 cm/sec voran. Analyse des resultierenden Preßlingmaterials zeigt eine Dispersion von im wesentlichen unagglomerierten Titandiboridteilchen mit einem mittleren Durchmesser von ewa 1 um in einer Aluminiummatrix.

Beispiel 2

Ein Titan, Bor und Aluminium enthaltender Preßling wird wie in Beispiel 1 umgesetzt, jedoch mit einer weiteren Stufe eines Vorwärmens des Preßlings auf 500 ºC vor der Einleitung der Reaktion. Es wird beobachtet, daß die Reaktion schneller als in dem unvorerhitzten Preßling mit einer Geschwindigkeit von 1,38 cm/sec voranschreitet.

Beispiel 3

Ein Titan, Bor und Aluminium enthaltender Preßling wird wie in Beispiel 2 hergestellt und umgesetzt, jedoch mit der Ausnahme, daß die Umsetzung statt unter strömendem Argon in einem Vakuum erfolgt. Die Umsetzung schreitet mit 1,33 cm/sec voran.

Beispiel 4

Ein Titan, Bor und Aluminium enthaltender Preßling wird wie in Beispiel 1 hergestellt und umgesetzt, jedoch mit der Ausnahme, daß die Umsetzung statt in Argon in einer Atmosphäre von strömendem Helium erfolgt. Es wird beobachtet, daß die Umsetzung mit einer Geschwindigkeit von 0,47 cm/sec voranschreitet.

Beispiel 5

Ein Preßling wird wie in Beispiel 1 hergestellt und umgesetzt mit der Ausnahme, daß das Gemisch von Titan-, Bor- und Aluminiumpulvern mit 13 ksi statt mit 40 ksi (257,8 x 10&sup6; Pa) verdichtet wird und einen Preßling mit einer geringeren Dichte von 2,06 g/cm³ ergibt. Die Umsetzung schreitet mit 0,66 cm/sec voran.

Beispiel 6

Ein Titan, Bor und Aluminium enthaltender Preßling wird wie in Beispiel 5 hergestellt und umgesetzt, jedoch mit der Ausnahme, daß die Umsetzung statt unter strömendem Argon in einem Vakuum erfolgt. Es wird beobachtet, daß die Umsetzung mit einer Geschwindigkeit von 0,44 cm/sec voranschreitet.
Das folgende Beispiel erläutert die Möglichkeit, ein Titancarbidteilchen als zweite Phase in einer Aluminiummatrix umfassendes Verbundmaterial nach dem Verfahren der vorliegenden Erfindung und mit anschließender Zugabe des Verbundmaterials zu geschmolzenem Aluminium unter Bildung eines Verbundwerkstoffes geringerer Beladung an zweiter Phase herzustellen.

Beispiel 7

239,5 g Titanpulver, 60,3 g Ruß und 200,2 g Aluminiumpulver werden 30 min in einer Kugelmühle gemahlen, in ein Gooch-Rohr gepackt und bei 40 ksi (257,8 x 10&sup6; Pa) isostatisch gepreßt, wobei sich ein roher Preßling von 1 Inch (2,54 cm) Durchmesser mal 12 Inch (30,48 cm) Länge bildet. Der Preßling wird in einem Quarzrohr mit einem Durchmesser von 4 Inch (10,16 cm) auf zwei wassergekühlten Kupferschienen unter strömendem Argon angeordnet. Ein Stück Kohlenstoff von 1 Inch (2,54 cm) mal 1 Inch (2,54 cm), das in unmittelbarer Nähe eines Endes des Preßlings angeordnet wird, wird mit einer Induktionsheizung erhitzt, bis eine exotherme Reaktion an dem Ende des Preßlings eingeleitet wird. Der Strom zu der Induktionsheizung für die Kohle wird abgestellt, und die Reaktion läßt man entlang der Länge des Preßlings voranschreiten. Nach dem Kühlen wird das umgesetzte Konzentrat, das 60 Gew.-% Titancarbidteilchen als zweite Phase in einer Aluminiummatrix umfaßt, zerstoßen und langsam zu geschmolzenem Aluminium von 770 ºC unter mechanischem Rühren zugesetzt. Die Schmelze wird einige Minuten auf 770 ºC gehalten und heftig gewahrt. Die Schmelze wird dann mit Chlorgas 15 min gespült, abgeschäumt und gegossen. Das resultierende Material enthält etwa 7,5 Vol.-% Titancarbidteilchen als zweite Phase in einer Aluminiummatrix.
Das folgende Beispiel erläutert die Herstellung eines Verbundwerkstoffes mit Titandiboridteilchen als zweite Phase in einer Aluminiummatrix nach dem Verfahren der vorliegenden Erfindung unter Verwendung von Bor oberhalb der stöchiometrischen Menge. Das Beispiel demonstriert auch die anschließende Einführung dieses Verbundwerkstoffes in weiteres Aluminium zur Erzeugung eines Verbundwerkstoffes mit niedrigerer Beladung an zweiter Phase.

Beispiel 8

207 g Titanpulver, 106 g Borpulver (15 Gew.-% über der stöchiometrischen Menge) und 200,2 g Aluminiumpulver werden 30 min in einer Kugelmühle gemahlen, in eine Gooch-Röhre gepackt und bei 40 ksi (257,8 x 10&sup6; Pa) isostatisch gepreßt, wobei sich ein Rohpreßling mit einem Durchmesser von etwa 1/2 Inch (1,27 cm und einer Länge von 12 Inch (30,48 cm) bildet. Der Preßling wird in einem Quarzrohr mit einem Durchmesser von 2 Inch (5,08 cm) auf einen gekühlten Kupfertrog gelegt. Ein Kohlestück von 1 Inch (2,54 cm) mal 1 Inch (2,54 cm) wird in unmittelbarer Nähe des einen Endes des Preßlings angeordnet und durch eine Induktionsheizung erhitzt bis eine exotherme Reaktion an dem Ende des Preßlings eingeleitet wird. Der Strom zu der Induktionsheizung für die Kohle wird abgestellt, und man läßt die Reaktion entlang der Länge des Preßlings voranschreiten. Nach dem Abkühlen wird das umgesetzt Konzentrat zerstoßen und langsam unter mechanischem Rühren geschmolzenem Aluminium von 770 ºC zugesetzt. Die Schmelze wird mehrere Minuten auf 770 ºC gehalten und heftig gerührt. Dann wird die Schmelze mit Chlorgas 15 min gespült, abgeschäumt und gegossen. Das resultierende Material enthält etwa 10 Vol.-% Titandiboridteilchen als zweite Phase mit einer mittleren Größe von 0,9 um in einer Aluminiummatrix, die im wesentlichen frei von Titanaluminid ist.
Es ist festzustellen, daß die vorliegende Erfindung eine Reihe von Vorteilen gegenüber Verfahren hat, die der Stand der Technik lehrt. Beispielsweise umgeht die Erfindung die Notwendigkeit, unagglomerierte hitzebeständige Metallboridausgangsmaterialien im Untermikronbereich zu erfordern, die nicht im Handels erhältlich und oft pyrophor sind. Weiterhin ergibt die vorliegende Erfindung ein poröses Verbundmaterial mit darin ausgefällter zweiter Phase, das zum Vermischen mit einem Wirtsmetall geeignet ist, um ein Endverbundmaterial mit überlegener Härte und überlegenen Moduleigenschaften gegenüber derzeit verwendeten Verbundmaterialien, wie SiC/Aluminium, zu ergeben. Dieses Zumischverfahren beseitigt auch die technischen Probleme eines gleichmäßigen Dispergierens einer zweiten Phase in einem geschmolzenen Metall und vermeidet das Problem einer Oxidschichtbildung oder anderen schädlichen Schichtbildung an der Grenzfläche zwischen zweiter Phase und Metall während der Verarbeitung. Aus den porösen Verbundwerkstoffen nach der vorliegenden Erfindung hergestellte Endmetallmatrixverbundwerkstoffe haben auch verbesserte Hochtemperaturbeständigkeit, da die zweite Phase mit der Metallmatrix nicht reagiert. Weiterhin kann ein solcher Endmetallmatrixverbundwerkstoff wieder aufgeschmolzen und wieder gegossen werden, während er seine feine Korngröße, feine Teilchengröße und die resultierenden überlegenen physikalischen Eigenschaften behält

Claims

1. Verfahren zur Herstellung von porösem Verbundwerkstoff aus Metall und einer zweiten Phase, bei dem man wenigstens ein Material der zweiten Phase in einem Lösungsmittelmetall durch örtliche Zündung eines Gemisches, welches exotherm reaktive, zweite Phase bildende Bestandteile und wenigstens etwa 20 Vol.-% eines im wesentlichen nicht reaktiven Lösungsmittelmetalles, in welchem die zweite Phase bildenden Bestandteile löslicher als das Material der zweiten Phase sind, umfaßt, ohne Anwendung von erhöhtem Druck und bei einer Temperatur, bei der ausreichende Diffusion der reaktiven, zweite Phase bildenden Bestandteile in das im wesentlichen nicht reaktive Lösungsmittelmetall erfolgt, um eine im wesentlichen isotherme voranschreitende, zweite Phase bildende Reaktion der Bestandteile zu bewirken, ausfällt, um dabei Teichen der zweiten Phase in dem Lösungsmittelmetall auszufällen und so einen Verbundwerkstoff mit einer Porositat von wenigstens 10 % mit feinverteilten Teilchen der zweiten Phase in der Metallmatrix zu erzeugen.

2. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die feinteilige zweite Phase Titandiborid, Zirkondiborid, Zirkondisilicid, Zirkoncarbid, Titancarbid oder Titannitrid ist.

3. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem wenigstens ein zweite Phase bildender Bestandteil Aluminium, Titan, Silicium, Bor, Kohlenstoff, Schwefel, Tantal, Thorium, Yttrium, Kobalt, Nickel, Molybdän, Wolfram, Vanadin, Zirkonium, Niob, Hafnium, Magnesium, Scandium, Lanthan, Chrom, Sauerstoff, Stickstoff, Lithium, Beryllium, Eisen, Mangan, Zink, Zinn, Kupfer, Silber, Gold, Platin oder ein Element der Seltenen Erden ist.

4. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem das Lösungsmittelmetall Aluminium, Nickel, Titan, Kupfer, Vanadin, Chrom, Mangan, Kobalt, Eisen, Silicium, Molybdän, Beryllium, Silber, Gold, Platin, Niob, Tantal, Hafnium, Zirkonium, Magnesium, Blei, Zink, Zinn, Wolfram, Antimon, Wismut oder eine Legierung solcher Metalle ist.

5. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem das Lösungsmittelmetall ein Gemisch von wenigstens zwei Metallen ist, von deneri wenigstens eines als ein Lösungsmittelmetall wirkt, in welchem die zweite Phase bildenden Bestandteile löslicher als die Teilchen der zweiten Phase sind, wobei die Temperatur des Reaktionsgemisches örtlich auf eine Temperatur gesteigert wird, bei welcher ausreichend Diffusion der zweite Phase bildenden Bestandteile in das niedrigstsiedende Lösungsmittelmetall erfolgt, um die im wesentlichen isotherme Reaktion der Bestandteile einzuleiten, wobei die exotherme Reaktionswärme der Bestandteile bewirkt daß die Temperatur des Reaktionsgemisches örtlich den Schmelzpunkt des höchstschmelzenden Metalles überschreitet.

6. Verfahren nach Anspwch 1, bei dem das Lösungsmittelmetall ein Gemisch von wenigstens zwei Metallen ist, von denen wenigstens eines als ein Lösungsmittelmetall wirkt in welchem die zweite Phase bildenden Bestandteile löslicher als die Teilchen der zweiten Phase sind, wobei die Temperatur des Reaktionsgemisches örtlich auf eine Temperatur gesteigert wird, bei welcher genügend Diffusion der zweite Phase bildenden Bestandteile in das niedrigstschmelzende Lösungsmittelmetall stattfindet, um die im wesentlichen isotherme Reaktion der Bestandteile einzuleiten, wobei die exotherme Reaktionswärme der Bestandteile bewirkt, daß die Temperatur des Reaktionsgemisches den Schmelzpunkt des Lösungsmittelmetalles mit dem niedrigsten Schmelzpunkt überschreitet.

7. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem das Material der zweiten Phase wenigstens ein intermetallisches Material umfaßt.

8. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem das Material der zweiten Phase wenigstens ein keramisches Matrial umfaßt.

9. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem das Material der zweiten Phase ein intermetallisches Material und ein keramisches Material umfaßt.

10. Verfahren nach einem der vorausgehenden Ansprüche, das ein Vermischen des so gebildeten Verbundwerkstoffes mit einem Wirtsmetall unter Bildung eines fertigen Verbundwerkstoffes mit niedrigerer Konzentration der zweiter Phase umfaßt.