DE68911559T2

DE68911559T2 - Verbundkörper mit Metallmatrix und Verfahren zu ihrer Herstellung.

Info

Publication number: DE68911559T2
Application number: DE89630051T
Authority: DE
Inventors: Michael Kevork Aghajanian; Marc Stevens Newkirk
Original assignee: Lanxide Technology Co LP
Current assignee: Lanxide Technology Co LP
Priority date: 1988-03-15
Filing date: 1989-03-13
Publication date: 1994-05-11
Anticipated expiration: 2009-03-14
Also published as: EP0333629A3; ATE98947T1; DE68911559D1; EP0333629B1; EP0333629A2; JP3247364B2; CA1341200C; JPH01273659A

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft neue, mit keramischem Material gefüllte Metallmatrix-Verbundkörper und Verfahren zu ihrer Herstellung. Insbesondere wird eine permeable Masse von keramischem Füllstoff spontan durch eine schmelzflüssige Metallegierung wie eine Aluminiumlegierung in Anwesenheit einer stickstoffenthaltenden Atmosphäre infiltriert (d. h. ohne die Anwendung von irgendwelchem angewandten Druck oder Vakuum) Außerdem können Metallmatrix-Verbundkörper unter Verwendung eines Reservoirzuführungsverfahrens hergestellt werden. Insbesondere ist das Metall anfänglich als erste Quelle und als Reservoir vorhanden, wobei die erste Quelle und das Reservoir miteinander so in Verbindung stehen, daß eine ausreichende Menge an Metall vorhanden ist, um den keramischen Füllstoff vollständig zu permeieren. Weiterhin kann, falls gewünscht, das Reservoir eine überschüssige Menge Metall enthalten (d.h. mehr Metall kann vorhanden sein als die Menge, die für die vollständige Infiltrierung benötigt wird), und ein solches überschüssiges Metall kann direkt mit dem mit keramischem Material gefüllten Metallmatrix-Verbundkörper verbunden werden, wodurch ein neuer, komplexer Verbundkörper gebildet wird, der ein Metall umfaßt, das an einen Metallmatrix-Verbundkörper gebunden ist.

Beschreibung der sich im gemeinsamen Besitz befindenden Patentanmeldungen

Der Gegenstand dieser Anmeldung ist verwandt mit dem der sich im gemeinsamen Besitz befindenden EP-A-291 441 (nicht vorveröffentlicht) im Namen von White et al. und mit dem Titel "Metallmatrix-Verbundkörper", deren Gegenstand hier durch Bezugnahme aufgenommen wird. Gemäß dem Verfahren der White et al. Erfindung wird ein Metallmatrix-Verbundkörper durch die Infiltrierung einer permeablen Masse von keramischem Füllstoff oder mit keramischem Material überzogenen Füllstoff mit schmelzflüssigem Aluminium hergestellt, das mindestens etwa 1 Gew.-% Magnesium, vorzugsweise mindestens etwa 3 Gew.-% Magnesium enthält. Die Infiltrierung tritt spontan ohne die Anwendung von äußerem Druck oder Vakuum auf. Ein Vorrat der schmelzflüssigen Metallegierung wird mit der Masse des Füllstoffmaterials bei einer Temperatur von mindestens etwa 675ºC in Anwesenheit eines Gases, das etwa 10 bis 100 Vol.-% und vorzugsweise mindestens etwa 50 Vol.-%, Stickstoff enthält und ein Rest des Gases ein nichtoxidierendes Gas, beispielsweise Argon, ist, kontaktiert. Unter diesen Bedingungen infiltriert die schmelzflüssige Aluminiumlegierung die keramische Masse unter normalen atmosphärischen Drücken zur Bildung eines Aluminiummatrix-Verbundkörpers. Wenn die gewünschte Menge des keramischen Materials mit der schmelzflüssigen Legierung infiltriert worden ist, wird die Temperatur gesenkt, um die Legierung zu verfestigen, wodurch eine feste Metallmatrixstruktur gebildet wird, in der das verstärkende keramische Material eingebettet ist. Üblicherweise und vorzugsweise ist der Vorrat der zugeführten schmelzflüssigen Legierung ausreichend, um es zu gestatten, daß die Infiltrierung im wesentlichen zu den Grenzen der keramischen Masse fortschreitet. Die Menge an keramischem Füllstoff in den gemäß der White et al. Erfindung hergestellten Aluminiummatrix-Verbundkörpern kann äußerst hoch sein. In dieser Hinsicht können Volumenverhältnisse von Füllstoff zu Legierung von mehr als 1:1 erzielt werden.
Unter den Verfahrensbedingungen der vorstehenden White et al. Erfindung kann sich Aluminiumnitrid als eine diskontinuierliche Phase, die in der gesamten Aluminiummatrix dispergiert ist, bilden. Die Menge an Nitrid in der Aluminiummatrix kann in Abhängigkeit von solchen Faktoren wie der Temperatur, der Legierungszusammensetzung, der Gaszusammensetzung und des keramischen Füllstoffs, variieren. So ist es durch Steuerung von einem oder mehrerer solcher Faktoren in dem System möglich, bestimmte Eigenschaften des Verbundkörpers maßzuschneidern. Für einige Endverwendungsanwendungen ist es jedoch wünschenswert, daß der Verbundkörper wenig oder im wesentlichen kein Aluminiumnitrid enthält.
Es wurde beobachtet, daß höhere Temperaturen die Infiltrierung begünstigen, aber das verfahren der Nitridbildung gegenüber empfänglicher machen. Die White et al. Erfindung erreicht ein gutes Gleichgewicht zwischen der Infiltrierungskinetik und der minimalen Nitridbildung.
Die Reservoirzuführung eines schmelzflüssigen Metalls ist erfolgreich zur Herstellung einer keramikverbundkörperstruktur verwendet worden. Insbesondere ist, wie in der sich im gemeinsamen Besitz befindenden EP-A-262 075 (nicht vorveröffentlicht) im Namen von Newkirk et al. offenbart, das Reservoirzuführungsverfahren bei Keramikmatrixstrukturen erfolgreich angewandt worden. Der Gegenstand der EP-A-262 075 wird hier durch Bezugnahme aufgenommen.
Gemäß dem Verfahren der Newkirk et al. Erfindung umfaßt der hergestellte Verbundkörper eine selbsttragende keramische Verbundkörperstruktur, die eine keramische Matrix umfaßt, die durch die Oxidationsreaktion eines Grundmetalls mit einem Oxidationsmittel zur Bildung eines polykristallinen Materials erhalten wurde. Bei der Durchführung des Verfahrens werden ein Körper des Grundmetalls und ein permeabler Füllstoff relativ zueinander so orientiert, daß die Bildung des Oxidationsreaktionsprodukts in einer Richtung auf und in den Füllstoff auftritt. Das Grundmetall wird beschrieben, daß es als erste Quelle und als Reservoir vorhanden ist, wobei das Metallreservoir mit der ersten Quelle aufgrund von beispielsweise Schwerkraftfluß in Verbindung steht. Die erste Quelle des schmelzflüssigen Grundmetalls reagiert mit dem Oxidationsmittel, um mit der Bildung des Oxidationsreaktionsprodukts zu beginnen. Wenn die erste Quelle des schmelzflüssigen Grundmetalls verbraucht ist, wird sie wieder aus dem Reservoir des Grundmetalls vorzugsweise durch ein kontinuierliches Mittel, aufgefüllt, wenn das Oxidationsreaktionsprodukt weiter hergestellt wird und den Füllstoff infiltriert. So stellt das Reservoir sicher, daß reichlich Grundmetall verfügbar ist, um das Verfahren fortzusetzen, bis das Oxidationsreaktionsprodukt in einem gewünschten Ausmaß gewachsen ist.
So kann analog in der vorliegenden Erfindung das sich ergebende Verbundkörperprodukt eine Matrixverbundkörperoberfläche auf einem Metallsubstrat sein. Die Metallmatrix bettet einen Füllstoff an einer Oberfläche der ersten Quelle des Metalls ein, und der sich ergebende Metallmatrix-Verbundkörper kann entweder als Außen- oder Innenoberfläche oder beides auf dem Substrat des Metalls gebildet sein. Die Metallmatrix-Verbundkörperoberfläche kann eine ausgewählte oder vorbestimmte Dicke mit Bezug auf das Metallsubstrat aufweisen. So können die in der Newkirk et al. Erfindung offenbarten Techniken des Auffüllens von Grundmetall durch die Verwendung eines Reservoirs für die Herstellung von dickwandigen oder dünnwandigen Metallmatrix-Verbundkörperstrukturen geeignet sein, bei denen die relativen Volumina der Metallmatrix, die diese Metallmatrix-Verbundkörperoberflächen liefern, im wesentlichen größer oder kleiner sind als das Volumen des Vorläufermetallsubstrats. Außerdem kann, falls gewünscht, bei dem fertiggestellten Produkt das Metallsubstrat vollständig oder teilweise entfernt sein oder das Metallsubstrat kann intakt gelassen werden.

Hintergrund der Erfindung

Verbundkörperprodukte, die eine Metallmatrix und eine Verstärkungsphase, wie keramische Teilchen, Einkristallfäden, Fasern oder dergleichen, aufweisen, sind für eine Reihe von Anwendungen sehr vielversprechend, da sie etwas von der Steifigkeit und Verschleißbeständigkeit der Verstärkungsphase mit der Verformbarkeit und Zähigkeit der Metallmatrix kombinieren. Im allgemeinen zeigt ein Metallmatrix-Verbundkörper eine Verbesserung solcher Eigenschaften, wie Festigkeit, Steifigkeit, Kontaktverschleißbeständigkeit und Festigkeitsbeibehaltung bei hohen Temperaturen mit Bezug auf das Matrixmetall in monolithischer Form, jedoch der Grad, zu dem irgendeine gegebene Eigenschaft verbessert werden kann, hängt großenteils ab von den spezifischen Bestandteilen, ihrem Volumen- oder Gewichtsanteil und wie sie zur Bildung des Verbundkörpers verarbeitet werden. In einigen Fällen kann der Verbundkörper auch ein leichteres Gewicht als das Matrixmetall als solches haben. Aluminiummatrix-Verbundkörper, die mit Keramik verstärkt sind, wie Siliciumcarbid in Teilchen-, Blättchen- oder Einkristallfadenform, sind beispielsweise aufgrund ihrer höheren Steifigkeit, Verschleißbeständigkeit und hohen Temperaturbeständigkeit mit Bezug auf Aluminium von Interesse.
Verschiedene metallurgische Verfahren wurden für die Herstellung von Aluminiummatrix-Verbundkörpern, einschließlich Verfahren auf der Grundlage von Pulvermetallurgietechniken und Flüssigmetallinfiltrierungstechniken, beschrieben, die Druckguß-, Vakuumguß-, Rühr- und Benetzungmittel verwenden. Bei Pulvermetallurgietechniken wird das Metall in der Form eines Pulvers und das Verstärkungsmaterial in der Form eines Pulvers, von Einkristallfäden, zerhackten Fasern usw. gemischt und dann entweder kalt gepreßt und gesintert oder beigemischt und dann entweder kalt gepreßt und gesintert oder heiß gepreßt. Der maximale keramische Volumenanteil bei Aluminiummatrix-Verbundkörpern, die mit Siliciumcarbid verstärkt sind und durch dieses Verfahren hergestellt wurden, beträgt etwa 25 Vol.-% im Fall von Einkristallfäden und etwa 40 Vol.- % im Fall von Teilchen.
Die Herstellung von Metallmatrix-Verbundkörpern durch Pulvermetallurgietechniken unter Verwendung von herkömmlichen Verfahren legt den Charakteristiken der erzielbaren Produkte bestimmte Beschränkungen auf. Der Volumenanteil der keramischen Phase in dem Verbundkörper ist typischerweise auf etwa 40% beschränkt. Der Preßvorgang setzt der erzielbaren praktischen Größe auch eine Grenze. Nur relativ einfache Produkt formen sind ohne nachträgliches Bearbeiten (d.h. Formen oder spanendes Bearbeiten) oder ohne auf komplexe Pressen zurückzugreifen möglich. Auch kann ein nicht gleichförmiges Schrumpfen während des Sinterns auftreten sowie auch eine Ungleichmäßigkeit der Mikrostruktur aufgrund von Segregation in den Preßlingen und dem Kornwachstum.
Das US Patent 3 970 136 von J. C. Cannell et al., erteilt am 20. Juli 1976, beschreibt ein Verfahren zur Herstellung eines Metallmatrix-Verbundkörpers, in dem eine faserförmige Verstärkung enthalten ist, beispielsweise Siliciumcarbid- oder Aluminiumoxideinkristallfäden mit einem vorbestimmten Muster der Faserorientierung. Der Verbundkörper wird hergestellt, indem parallele Matten oder Filze coplanarer Fasern in eine Form mit einem Reservoir von schmelzflüssigem Matrixmetall, beispielsweise Aluminium, zwischen mindestens einige der Matten verbracht werden, und Druck angewandt wird, um das schmelzflüssige Metall zu zwingen, die Matten zu durchdringen und die orientierten Fasern zu umgeben. Schmelzflüssiges Metall kann auf den Stapel der Matten gegossen werden, während es unter Druck gezwungen wird, zwischen die Matten zu fliessen. Es wurde über Beschickungen von bis zu etwa 50 Vol.-% der Verstärkungsfasern in dem Verbundkörper berichtet.
Das vorstehend beschriebene Infiltrierungsverfahren unterliegt in Anbetracht seiner Abhängigkeit von äußerem Druck, um das schmelzflüssige Matrixmetall durch den Stapel der faserförmigen Matten zu zwingen, den Launen von druckinduzierten Fließverfahren, das heißt, einer möglichen Nichtgleichförmigkeit der Matrixbildung, Porosität usw.. Die Nichtgleichförmigkeit der Eigenschaften ist möglich, selbst wenn schmelzflüssiges Metall an einer Vielzahl von Stellen innerhalb der faserförmigen Anordnung eingeführt werden kann. Folglich müssen komplizierte Matten-/Reservoiranordnungen und Fließwege vorgesehen sein, um eine adäquate und gleichförmige Durchdringung des Stapels von Fasermatten zu erzielen. Das vorstehend erwähnte Druckinfiltrierungsverfahren gestattet auch nur eine relativ geringe Verstärkung mit Bezug auf den zu erzielenden Matrixvolumenanteil, aufgrund der der Infiltrierung eines großen Mattenvolumens innewohnenden Schwierigkeit. Weiterhin sind Formen erforderlich, um das schmelzflüssige Metall unter Druck zu enthalten, was das Verfahren verteuert. Außerdem ist das vorstehende Verfahren, das auf die Infiltrierung ausgerichteter Teilchen oder Fasern beschränkt ist, nicht auf die Bildung von Aluminiummetall-Matrixverbundkörpern gerichtet, die mit Materialien in der Form von zufällig orientierten Teilchen, Einkristallfäden oder Fasern verstärkt sind.
Bei der Herstellung von mit Aluminiumoxid gefüllten Aluminiummatrix-Verbundkörpern benetzt Aluminium das Aluminiumoxid nicht leicht, wodurch es schwierig gemacht wird, ein zusammenhängendes Produkt zu bilden. Verschiedene Lösungen dieses Problems wurden vorgeschlagen. Ein solcher Ansatz ist die Beschichtung des Aluminiumoxids mit einem Metall (beispielsweise Nickel oder Wolfram), das dann zusammen mit dem Aluminium heiß gepreßt wird. Bei einer anderen Technik wird das Aluminium mit Lithium legiert, und das Aluminiumoxid kann mit Siliciumoxid beschichtet werden. Diese Verbundkörper weisen jedoch Schwankungen in den Eigenschaften auf oder die Überzüge können den Füllstoff verschlechtern oder die Matrix enthält Lithium, welches die Matrixeigenschaften beeinträchtigen kann.
Das US Patent 4 232 091 von R. W. Grimshaw et al. überwindet bestimmte Schwierigkeiten des Stands der Technik, die bei der Herstellung von Aluminiummatrix-Aluminiumoxidverbundkörpern angetroffen werden. Dieses Patent beschreibt die Anwendung von Drücken von 7,4 to 36.8 MPa (75 bis 375 kg/cm²), um schmelzflüssiges Aluminium (oder schmelzflüssige Aluminiumlegierung) in eine faserförmige oder Einkristallfadenmatte von Aluminiumoxid zu zwingen, die auf 700 bis 1050ºC vorerhitzt wurde. Das maximale Volumenverhältnis des Aluminiumoxids zum Metall in dem sich ergebenden massiven Gußteil betrug 0,25/1. Aufgrund seiner Abhängigkeit von einer äußeren Kraft zur Bewirkung der Infiltrierung, unterliegt dieses Verfahren vielen der gleichen Nachteile wie das von Cannell et al.
Die EP-A-115 742 beschreibt die Herstellung von Aluminium- Aluminiumoxidverbundkörpern, die insbesondere brauchbar als elektrolytische Zellbestandteile sind, durch Füllen der Leerräume einer vorgeformten Aluminiumoxidmatrix mit schmelzflüssigem Aluminium. Die Anmeldung betont die Nichtbenetzbarkeit von Aluminiumoxid durch Aluminium, und deshalb werden verschiedene Techniken verwendet, um das Aluminiumoxid in der gesamten Vorform zu benetzen. Das Aluminiumoxid wird beispielsweise mit einem Benetzungsmittel eines Diborids von Titan, Zirconium, Hafnium oder Niobium, oder mit einem Metall, d.h. Lithium, Magnesium, Calcium, Titan, Chrom, Eisen, Kobalt, Nickel, Zirconium oder Hafnium überzogen. Inerte Atmosphären wie Argon werden verwendet, um die Benetzung zu erleichtern. Diese Druckschrift zeigt auch die Anwendung von Druck, um zu bewirken, daß schmelzflüssiges Aluminium in eine nicht überzogene Matrix eindringt. Bei diesem Aspekt wird die Infiltrierung bewirkt, indem die Poren evakuiert werden und dann Druck auf das schmelzflüssige Aluminium in einer inerten Atmosphäre, beispielsweise Argon, angewandt wird. Alternativ kann die Vorform durch Dampfphasen-Aluminiumabscheidung infiltriert werden, um die Oberfläche zu benetzen vor dem Füllen der Leerräume durch Infiltrierung mit schmelzflüssigem Aluminium. Um die Beibehaltung des Aluminiums in den Poren der Vorform sicherzustellen, ist eine Wärmebehandlung, beispielsweise bei 1400 bis 1800ºC entweder in einem Vakuum oder in Argon erforderlich. Sonst würde entweder die Aussetzung des druckinfiltrierten Materials an Gas oder das Entfernen des Infiltrierungdrucks den Verlust von Aluminium aus dem Körper verursachen.
Die Verwendung von Benetzungsmitteln zur Bewirkung der Infiltrierung einer Aluminiumoxidkomponente in einer elektrolytischen Zelle mit schmelzflüssigem Metall wird auch in der EP-A-94 353 gezeigt. Diese Veröffentlichung beschreibt die Herstellung von Aluminium durch elektrolytische Extraktion mit einer Zelle mit einem Kathodenstromzuführer als Zellauskleidung oder -substrat. Um dieses Substrat vor schmelzflüssigem Kryolith zu schützen, wird ein dünner Überzug einer Mischung eines Benetzungsmittels und eines Löslichkeitssuppressors auf das Aluminiumoxidsubstrat vor der Anlaufperiode der Zelle aufgetragen oder während sie in dem durch das elektrolytische Verfahren hergestellten, schmelzflüssigen Aluminium eingetaucht ist. Die offenbarten Benetzungsmittel sind Titan, Zirconium, Hafnium, Silicium, Magnesium, Vanadium, Chrom, Niobium oder Calcium, und Titan wird als bevorzugtes Mittel genannt. Verbindungen von Bor, Kohlenstoff und Stickstoff werden als nützlich bei der Unterdrückung der Löslichkeit der Benetzungsmittel in schmelzflüssigem Aluminium beschrieben. Die Druckschrift schlägt jedoch die Herstellung von Matrixmetall-Verbundkörpern nicht vor und schlägt auch nicht die Bildung eines solchen Verbundkörpers in beispielsweise einer Stickstoffatmosphäre vor.
Zusätzlich zu der Anwendung von Druck und der Verwendung von Benetzungsmitteln wurde offenbart, daß ein angewandtes Vakuum bei dem Eindringen des schmelzflüssigen Aluminiums in einen porösen, keramischen Preßling hilft. Das US Patent 3 718 441 von R. L. Landingham, erteilt am 27. Februar 1973, berichtet beispielsweise über die Infiltrierung eines keramischen Preßlings (beispielsweise Borcarbid, Aluminiumoxid und Berylliumoxid) mit entweder schmelzflüssigem Aluminium, Beryllium, Magnesium, Titan, Vanadium, Nickel oder Chrom unter einem Vakuum von weniger als 1,3 x 10&supmin;&sup4; Pa (10&supmin;&sup6; Torr). Ein Vakuum von 1,3 bis 1,3 x 10&supmin;&sup4; Pa (10&supmin;² bis 10&supmin;&sup6; Torr) führte zu einer schlechten Benetzung der Keramik durch das schmelzflüssige Metall in dem Ausmaß, daß das Metall nicht frei in die Keramikleerräume floß. Es wurde jedoch gesagt, daß die Benetzung verbessert war, wenn das Vakuum auf weniger als 1,3 x 10&supmin;&sup4; Pa (10&supmin;&sup6; Torr) verringert wurde.
Das US Patent 3 864 154 von G.E. Gazza et al., erteilt am 4. Februar 1975, zeigt auch die Verwendung von Vakuum, um die Infiltrierung zu erzielen. Dieses Patent beschreibt das Beschicken eines kaltgepreßten Preßlings aus AlB&sub1;&sub2;-Pulver auf ein Bett von kaltgepreßtem Aluminiumpulver. Zusätzliches Aluminium wurde dann auf den AlB&sub1;&sub2;-Pulverpreßling gelegt. Der Schmelztiegel, der mit dem AlB&sub1;&sub2;-Preßling, sandwichartig zwischen den Schichten von Aluminiumpulver angeordnet, beschickt war, wurde in einen Vakuumofen verbracht. Der Ofen wurde auf etwa 1,3 x 10&supmin;³ Pa (10&supmin;&sup5; Torr) evakuiert, um das Ausgasen zu gestatten. Die Temperatur wurde anschließend auf 1100ºC erhöht und während eines Zeitraums von 3 Stunden beibehalten. Unter diesen Bedingungen drang das schmelzflüssige Aluminium in den porösen AlB&sub1;&sub2;-Preßling ein.
Das US Patent 3 364 976 von John N. Reding et al., erteilt am 23. Januar 1968, offenbart das Konzept der Schaffung eines selbsterzeugten Vakuums in einem Körper zur Verbesserung des Eindringens eines schmelzflussigen Metalls in den Körper. Spezifisch wird offenbart, daß ein Körper, beispielsweise eine Graphitform, eine Stahlform oder ein poröses, feuerfestes Material, vollständig in einem schmelzflüssigen Metall eingetaucht wird. In dem Fall einer Form steht der Formhohlraum, der mit einem mit dem Metall reaktionsfähigen Gas gefüllt ist, mit dem sich außen befindenden, schmelzflüssigen Metall durch mindestens eine Öffnung in der Form in Verbindung. Wenn die Form in die Schmelze eingetaucht wird, tritt ein Füllen des Hohlraums auf, während das selbsterzeugte Vakuum aus der Reaktion zwischen dem Gas in dem Hohlraum und dem schmelzflüssigen Metall erzeugt wird. Insbesondere ist das Vakuum ein Ergebnis der Bildung einer festen, oxidierten Form des Metalls. So offenbaren Reding et al., daß es wesentlich ist, eine Reaktion zwischen dem Gas in dem Hohlraum und dem schmelzflüssigen Metall herbeizuführen. Die Verwendung einer Form zur Schaffung eines Vakuums kann jedoch aufgrund der inhärenten Beschränkungen unerwünscht sein, die mit der Verwendung einer Gestalt verbunden sind. Formen müssen zuerst spanend zu einer bestimmten Form bearbeitet werden, dann müssen sie endbearbeitet werden, spanend bearbeitet werden, um eine annehmbare Gußoberfläche auf der Form herzustellen, dann müssen sie vor ihrer Verwendung zusammengebaut werden, dann müssen sie nach ihrer Verwendung auseinandergebaut werden, um das gegossene Stück daraus zu entfernen und dann muß die Form zurückgewonnen werden, was höchstwahrscheinlich ein Nachbearbeiten der Oberflächen der Form umfaßt. Die spanende Bearbeitung einer Form zu einer komplexen Gestalt kann sehr kostspielig und zeitraubend sein. Außerdem kann das Entfernen eines geformten Stücks aus einer komplex geformten Form auch schwierig sein (d.h. gegossene Stücke mit einer komplexen Gestalt können brechen, wenn sie aus der Form entfernt werden). Während es einen Vorschlag gibt, daß ein poröses, feuerfestes Material direkt in einem schmelzflüssigen Metall ohne die Notwendigkeit einer Form eingetaucht werden kann, müßte das feuerfeste Material ein einstückiges Stück sein, weil es keine Vorkehrung zur Infiltrierung eines losen oder getrennten porösen Materials gibt, falls keine Behälterform verwendet wird (d.h. das teilchenförmige Material dissoziiert sich typischerweise oder schwimmt voneinander weg, wenn es in ein schmelzflüssiges Metall verbracht wird). Falls es erwünscht ist, ein teilchenförmiges Material oder eine locker geformte Vorform zu infiltrieren, würde das infiltrierende Metall wahrscheinlich mindestens Teile des teilchenförmigen Materials oder der Vorform verdrängen, was zu einer nicht homogenen Mikrostruktur führt.
Entsprechend bestand seit langem ein Bedarf nach einem einfachen und zuverlässigen Verfahren zur Herstellung geformter Metallmatrix-Verbundkörper, welches sich nicht auf die Verwendung von angewandtem Druck (gleichgültig, ob von außen aufgebracht oder innen geschaffen) oder beschädigende Benetzungsmittel zur Schaffung einer Metallmatrix verläßt, in der ein keramisches Material eingebettet ist. So befriedigt die vorliegende Erfindung dieses Bedürfnis, indem sie einen spontanen Infiltrierungsmechanismus zur Infiltrierung eines keramischen Materials mit schmelzflüssigen Aluminiumlegierungen unter Atmosphärendruck schafft, solange bestimmte Verarbeitungskriterien erfüllt werden. Außerdem schafft die vorliegenden Erfindung auch eine einfache und wirtschaftliche Lösung des ständigen Problems des Bindens eines Metalls an einen Metallmatrix-Verbundkörper, wodurch ein komplexer Verbundkörper gebildet wird.

Zusammenfassung der Erfindung

Das vorliegende Verfahren kann zur Herstellung eines Metallmatrix-Verbundkörpers durch Infiltrieren einer permeablen Masse von keramischem Füllstoff oder mit keramischem Material überzogenem Füllstoff mit schmelzflüssigem Aluminium verwendet werden, das mindestens etwa 1 Gew.-% Magnesium, und vorzugsweise mindestens etwa 3 Gew.-% Magnesium enthält. Die Infiltrierung tritt spontan auf (d.h. ohne die Notwendigkeit der Anwendung eines äußeren Drucks oder eines hohen Vakuums). Ein Vorrat von schmelzflüssigem Aluminium wird mit der Masse von Füllstoffmaterial bei einer Temperatur von mindestens etwa 700ºC in Anwesenheit eines Gases kontaktiert, das etwa 10 bis 100 Vol.-%, und vorzugsweise mindestens etwa 50 Vol.-%, Stickstoff enthält, wobei der Rest ein nichtoxidierendes Gas wie Argon ist. Die Matrixmetallegierung ist als erste Quelle von Metall und als Reservoir von Matrixmetallegierung vorhanden, die mit der ersten Quelle des schmelzflüssigen Metalls aufgrund von beispielsweise Schwerkraftsfluß in Verbindung steht. Insbesondere unter den vorstehend beschriebenen Bedingungen beginnt die erste Quelle der schmelzflüssigen Aluminiumlegierung die keramische Masse unter normalen Atmosphärendrücken zu infiltrieren, um mit der Bildung eines Aluminiummatrix-Verbundkörpers zu beginnen. Die erste Quelle der schmelzflüssigen Materiallegierung wird während seiner Infiltrierung in die keramische Masse verbraucht und kann, falls gewünscht, aufgefüllt werden, vorzugsweise durch ein kontinuierliches Mittel aus dem Reservoir von schmelzflüssigem Metall, während die spontane Infiltrierung fortschreitet. Wenn eine gewünschte Menge des permeablen Füllstoffs spontan durch die schmelzflüssige Legierung infiltriert worden ist, wird die Temperatur gesenkt, um die Legierung zu verfestigen, wodurch eine feste Metallmatrixstruktur gebildet wird, in der das verstärkende keramische Material eingebettet ist. (Es ist zu beachten, daß die Verwendung eines Reservoir von Matrixmetall einfach eine Ausführungsform der Erfindung ist und es nicht notwendig ist, die Ausführungsform mit dem Reservoir mit jeder der alternativen Ausführungsformen der Erfindung, die hier offenbart sind, zu kombinieren.)
Das Reservoir von Metall kann in einer solchen Menge vorhanden sein, daß es für eine ausreichende Menge an Metall sorgt, um die permeable keramische Masse in einem vorherbestimmten Ausmaß zu infiltrieren. Alternativ kann eine wahlweise Sperrschicht die permeable keramische Masse auf mindestens einer Seite davon kontaktieren, um eine Oberflächengrenze zu definieren. Die Sperrschicht wird verwendet, um die Infiltrierung der schmelzflüssigen Legierung zu hemmen, zu verhindern oder zu beenden, wodurch Netto- oder fast Nettoformen in dem sich ergebenden Metallmatrix-Verbundkörper geschaffen werden. Während der Vorrat von zugeführter schmelzflüssiger Legierung mindestens ausreichend sein sollte, um es der spontanen Infiltrierung zu gestatten, im wesentlichen zu den Grenzen (d.h. Sperrschichten) der permeablen keramischen Masse fortzuschreiten, könnte außerdem die Menge an in dem Reservoir vorhandener Legierung eine solche ausreichende Menge übersteigen, so daß es nicht nur eine ausreichende Menge der Legierung für die vollständige Infiltrierung gibt, sondern überschüssige, schmelzflüssige Metallegierung verbleiben könnte. Wenn überschüssige schmelzflüssige Legierung vorhanden ist, ist der sich ergebende Körper so ein komplexer Verbundkörper, bei dem ein infiltrierter keramischer Körper mit einer Aluminiummatrix darin direkt an überschüssiges Matrixmetall, das in dem Reservoir verbleibt, verbunden ist.
Im allgemeinen schafft die vorliegenden Erfindung nicht nur beträchtliche Verarbeitungsvorteile bei der Herstellung selbsttragender Metallmatrix-Verbundkörperstrukturen, sondern ermöglicht die Herstellung von neuen, komplexen Verbundkörpern, nämlich Metallstrukturen mit Metallmatrix-Verbundkörperoberflächen, bei denen die die Metallmatrix-Verbundkörperoberfläche aus der von Metall infiltrierten keramischen Masse gebildet ist. Das heißt, das Matrixmetall infiltriert die keramische Masse, und weil die infiltrierte Matrix einstückig mit dem Metall ist, umfaßt das sich ergebende Verbundkörperprodukt eine Metallmatrix-Verbundkörperoberfläche auf einem Metallsubstrat. Die Metallmatrix-Verbundkörperoberfläche umfaßt einen Füllstoff, und die Metallmatrixoberfläche kann entweder als eine Außen- oder eine Innenoberfläche oder beides auf einem Substrat des Metalls gebildet sein und die Metallmatrix-Verbundkörperoberfläche kann von einer ausgewählten oder vorherbestimmten Dicke mit Bezug auf das Metallsubstrat sein. Diese Techniken der vorliegenden Erfindung des Auffüllens des Matrixmetalls ermöglichen die Herstellung von dickwandigen oder dünnwandigen Metallmatrix-Verbundkörperstrukturen, bei denen das relative Volumen der Metallmatrix, die die Metallmatrix-Verbundkörperoberfläche liefert, wesentlich größer oder kleiner ist als das Volumen des Metallsubstrats. Falls bei dem Endprodukt gewünscht, kann das Metallsubstrat vollständig oder teilweise entfernt oder intakt belassen werden.
Die Techniken der vorliegenden Erfindung ermöglichen auch die Herstellung einer Reihe von Metallmatrix-Verbundkörperstrukturen aus einer gemeinsamen Quelle von Matrixmetall, wodurch die Leistungsfähigkeit des Betriebs beträchtlich erhöht wird.
Unter einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Metallsubstratteil mit einer Metallmatrix-Verbundkörperoberfläche geschaffen, wobei das Substrat an dem Metallmatrix-Verbundkörper an der Oberfläche verbunden ist.
Unter einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Metallsubstratteil mit einer Metallmatrix-Verbundkörperoberfläche geschaffen, wobei die Metallmatrix-Verbundkörperoberfläche zusammengedrückt und das Metallsubstrat an der Grenzfläche zwischen den beiden gespannt ist.
Unter einem noch weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung kann eine wahlweise Nitridhaut auf einer Außenoberfläche der infiltrierten Metallmatrix wachsen gelassen werden. Eine solche Haut kann aufgrund der verlängerten Aussetzung der schmelzflüssigen Metallegierung an die Stickstoffatmosphäre wachsen gelassen werden. Es kann wünschenswert sein, eine solche Haut zu bilden, um die Abnutzungsbeständigkeit des Verbundkörpers zu verbessern.

Kurze Beschreibung der Zeichnungen

Die nachfolgenden Zeichnungen sind dazu gedacht, bei dem Verständnis der Erfindung zu helfen, aber sie sollen deren Umfang nicht beschränken. Gleiche Bezugszeichen wurden, wo immer möglich, in jeder der Fig. verwendet, um gleiche Bauteile zu bezeichnen, in denen zeigen:
Fig. 1 einen Querschnitt durch eine Anordnung gemäß der Erfindung, bei der eine weggeschnittene Schmelztiegelvorform in ein Bettmaterial eingebettet ist, und bei der die Vorform in Berührung mit einem Reservoir von Matrixmetall steht,
Fig. 2 einen Querschnitt durch eine Anordnung gemäß der Erfindung, bei der ein Teil einer Nockenwelle in ein Bettmaterial eingebettet ist, und ein Teil der Nockenwelle in inniger Berührung mit einem Reservoir von Matrixmetall steht,
Fig. 3 einen Querschnitt durch eine Anordnung gemäß der Erfindung, bei der ein Schmelztiegel mit einem weggeschnittenen Bodenteil in ein Bettmetall eingebettet ist, und die Vorform in innigem Kontakt mit einem Reservoir von Matrixmetall steht,
Fig. 4 einen Querschnitt durch eine Anordnung gemäß der Erfindung, bei der eine zahnradähnliche Vorform in ein Bettmaterial eingebettet ist, und die zahnradähnliche Vorform in innigem Kontakt mit einem Reservoir von Matrixmetall steht.

Detaillierte Erörterung der bevorzugten Ausführungsformen

In Übereinstimmung mit dem erfindungsgemäßen Verfahren wird eine erste Quelle einer Aluminium-Magnesium-Matrixmetallegierung so angeordnet, daß sie in Verbindung mit einer Oberfläche einer permeablen Masse eines keramischen Materials (beispielsweise keramischen Teilchen, Einkristallfäden oder Fasern) steht, so daß, wenn die Aluminium-Magnesium-Legierung sich in schmelzflüssigem Zustand befindet, sie spontan die permeable Masse des keramischen Materials infiltrieren kann. Außerdem steht ein Reservoir von Matrixmetall mit der ersten Quelle der Matrixmetallegierung in Verbindung, so daß das Reservoir-Matrixmetall fließt, um den Teil, das Segment oder die Quelle des Matrixmetalls aufzufüllen und in einigen Fällen anfänglich vorzusehen, und anschließend aufzufüllen, welches die permeable Masse des keramischen Materials infiltriert hat, wobei eine solche Infiltrierung in Anwesenheit eines stickstoffenthaltenden Gases spontan und fortschreitend stattfindet. Eine Sperrschicht, wie Titandiborid oder ein Graphitbandprodukt von Union Carbide und unter dem Namen Grafoil bekannt, kann wahlweise vorgesehen werden, um mindestens eine Oberfläche der permeablen Masse des keramischen Materials zu begrenzen oder damit zusammenzufallen, wodurch eine Außenoberfläche des zu bildenden Verbundkörpers begrenzt wird.
Unter den bei dem erfindungsgemäßen Verfahren verwendeten Bedingungen ist die keramische Masse oder der keramische Körper ausreichend permeabel, um es einem stickstoffenthaltenden Gas zu gestatten, in den Körper einzudringen und das schmelzflüssige Metall zu kontaktieren. Außerdem kann die permeable keramische Masse oder der permeable keramische Körper die Infiltrierung des schmelzflüssigen Metalls aufnehmen, wodurch bewirkt wird, daß die mit Stickstoff permeierte, keramische Masse spontan von der schmelzflüssigen Metallegierung zur Bildung eines Metallmatrix-Verbundkörpers infiltriert wird. Das Ausmaß der spontanen Infiltrierung und der Bildung der Metallmatrix variiert mit einem gegebenen Satz von Verfahrensbedingungen, einschließlich dem Magnesiumgehalt der Aluminiumlegierung, der Anwesenheit von zusätzlichen Legierungselementen (beispielsweise Silicium, Eisen, Kupfer, Mangan, Chrom, Zink und dergleichen), der Größe der Füllstoffmaterials, der Oberflächenbedingung und Art des Füllstoffmaterialteilchen, der Stickstoffkonzentration des Gases, der für die Infiltrierung gestatteten Zeit und der Temperatur, bei der die Infiltrierung auftritt. Damit die Infiltrierung des schmelzflüssigen Aluminiumlegierung spontan auftritt, wird das Aluminium mit mindestens etwa 1 Gew.-%, und vorzugsweise mindestens etwa 3 Gew.-% Magnesium mit Bezug auf das Legierungsgewicht legiert. Legierungshilfselemente, wie vorstehend erörtert, können auch in dem Matrixmetall enthalten sein, um die Eigenschaften spezifischen Bedürfnissen anzupassen. (Zusätzlich können die Legierungshilfselemente die Mindestmenge von Magnesium beeinflussen, die erforderlich ist, um zur spontanen Infiltrierung der permeablen Masse zu führen.)
Die Verflüchtigung von Magnesium usw. kann ein Problem sein. So ist es wünschenswert, eine ausreichende Menge der anfänglichen Legierungselemente zu verwenden, um sicherzustellen, daß die spontane Infiltrierung nicht durch die Verflüchtigung beeinträchtigt wird. Außerdem beeinträchtigt der Volumenprozentsatz des Stickstoffs in der Stickstoffatmosphäre auch die Bildungsgeschwindigkeiten des Metallmatrix-Verbundkörpers. Insbesondere, wenn weniger als 10 Vol.-% Stickstoff in der Atmosphäre vorhanden sind, tritt eine sehr langsame oder geringe spontane Infiltrierung auf. Es ist festgestellt worden, daß vorzugsweise mindestens etwa 50 Vol.-% Stickstoff in der Atmosphäre vorhanden sind, was beispielsweise zu kürzeren Infiltrierungszeiten aufgrund der viel schnelleren Infiltrierungsrate führt.
In Übereinstimmung mit der Erfindung könnte das Matrixmetall in dem Reservoir von einer Zusammensetzung sein, die genau die gleiche ist wie die erste Quelle des Matrixmetalls oder sie könnte in der Zusammensetzung unterschiedlich sein. Solange das Metall in dem Reservoir mit der ersten Quelle des Matrixmetalls mischbar oder in dieser löslich ist, könnte das unterschiedliche Metall bei diesem Verfahren verwendet werden. Ein solches unterschiedliches Metall könnte, wenn es als Restmetall in einem komplexen Verbundkörper vorhanden ist, verwendet werden, um die physikalischen und/oder chemischen Eigenschaften der ersten Quelle des Matrixmetalls zu modifizieren, um beispielsweise den Schmelzpunkt der ersten Quelle zu erhöhen, die Korrosionsbeständigkeit der ersten Quelle zu erhöhen usw.
Während die Anwesenheit eines Reservoirs von Metall die vollständige Infiltrierung sicherstellt, kann es in einigen Fällen wünschenswert sein, jegliches Metall, das über die Menge hinaus vorhanden ist, die gebraucht wird, um zu einer vollständigen Infiltrierung der permeablen keramischen Masse zu führen, zu entfernen. In anderen Fällen kann es jedoch wünschenswert sein, eine überschüssige Menge Reservoirmetall zu haben, welches in dem sich ergebenden Produkt verbleibt. Bei einem Körper, der ein überschüssiges Reservoir von Metall enthält, würde beispielsweise eine sehr wünschenswerte und starke physikalische Bindung zwischen dem Reservoirmetall und dem gebildeten Metallmatrix-Verbundkörper bestehen. So würde sich ein komplexer Verbundkörper ergeben, der ein Metall enthält, das an einen Metallmatrix-Verbundkörper gebunden ist.
Der Mindestmagnesiumgehalt der Aluminiumlegierung, der nützlich bei der Herstellung eines mit keramischem Material gefüllten Metallmatrixverbundkörpers ist, hängt von einer oder mehreren Variablen ab, wie der Verfahrenstemperatur, der Zeit, der Anwesenheit von Legierungshilfselementen, wie Silicium oder Zink, der Natur des Füllstoffmaterials und dem Stickstoffgehalt des Gasstroms. Niedrigere Temperaturen oder kürzere Heizungszeiten können verwendet werden, um eine vollständige Infiltrierung zu erhalten, während der Magnesiumgehalt der Legierung und/oder der Vorform erhöht wird. Bei einem gegebenen Magnesiumgehalt gestattet die Zugabe von bestimmten Legierungshilfselementen, wie Zink, auch die Verwendung von niedrigeren Temperaturen. Ein Magnesiumgehalt am unteren Ende des funktionsfähigen Bereichs, beispielsweise etwa 1-3 Gew.-%, kann beispielsweise in Verbindung mit mindestens einem der folgenden Parameter verwendet werden: einer Verarbeitungstemperatur, die oberhalb des Minimums liegt, einer hohen Stickstoffkonzentration oder einem oder mehreren Legierungshilfselementen. Legierungen, die etwa 3 bis 5 Gew.- % Magnesium enthalten, werden auf der Grundlage ihrer allgemeinen Brauchbarkeit über eine große Vielfalt von Verfahrensbedingungen bevorzugt, wobei mindestens etwa 5% bevorzugt sind, wenn niedrigere Temperaturen und kürzere Zeiten verwendet werden. Magnesiumgehalte, die über etwa 10 Gew.-% der Aluminiumlegierung liegen, können verwendet werden, um die für die Infiltrierung erforderlichen Temperaturbedingungen zu mäßigen. Der Magnesiumgehalt kann verringert werden, wenn er in Verbindung mit einem Legierungshilfselement verwendet wird, aber diese Elemente haben nur eine Hilfsfunktion und werden zusammen mit der vorstehend angegebenen Menge Magnesium verwendet. Beispielsweise gab es im wesentlichen keine Infiltrierung von nominell reinem Aluminium, legiert nur mit 10% Silicium bei 1000ºC in ein Bett von 25 um (500 mesh) 39 Crystolon (99% reines Siliciumcarbid von der Norton Co.).
Es wird auch festgestellt, daß es möglich sein kann, das (die) Hilfslegierungselement(e) auf einer Oberfläche der Legierung vor der Infiltrierung der Legierung in die permeable Masse oder in die permeable Masse selbst aufzubringen. Insbesondere könnte das Legierungselement Magnesium äußerlich als Dotierungsmittel von beispielsweise Mg, Mg&sub3;N&sub4; usw. auf der Oberfläche der ersten Matrixmetallquelle aufgebracht sein, die der permeablen Masse des keramischen Materials am nächsten liegt oder vorzugsweise in Berührung mit dieser ist. Oder solche Dotierungsmittel könnten in mindestens einen Teil der permeablen Masse des keramischen Materials gemischt sein. Weiterhin ist es möglich, daß eine Kombination der äußerlichen Dotierung und der Verbringung der Dotierungsmittel in mindestens einen Teil der permeablen Masse des keramischen Materials verwendet werden könnte. Eine solche äußerliche Aufbringung eines Magnesiumquellenmaterials als Dotierungsmittel könnte zu einer Verringerung des Gesamtgewichtsprozentsatzes des Magnesiums führen, der benötigt wird, um die Infiltrierung der Grundmetallaluminiumlegierung in die permeable, keramische Masse zu fördern wie auch zur Erzielung niedriger Temperaturen, bei welchen die Infiltrierung auftreten kann. Die Verwendung von einem oder mehreren Hilfslegierungselementen und die Konzentration von Stickstoff in dem Umgebungsgas beeinflussen auch das Ausmaß der Nitridierung der Legierungsmatrix bei einer gegebenen Temperatur. Beispielsweise kann die Erhöhung der Konzentration eines Hilfslegierungselements wie Zink oder Eisen in der Legierung oder auf eine Oberfläche der Legierung verbracht verwendet werden, um die Infiltrierungstemperatur zu verringern und dadurch die Nitridbildung zu verringern, während die Erhöhung der Konzentration von Stickstoff in dem Gas verwendet werden kann, um die Nitridbildung zu fördern.
Die Konzentration von Magnesium, die sich in der Legierung befindet und/oder auf eine Oberfläche der Legierung dotiert wurde, neigt auch dazu, das Ausmaß der Infiltrierung bei einer gegebenen Temperatur zu beeinträchtigen. Folglich wird es bevorzugt werden, daß mindestens etwa 3 Gew.-% Magnesium in der Legierung enthalten sind. Legierungsgehalte von weniger als dieser Menge, beispielsweise 1 Gew.-% Magnesium, können höhere Verfahrenstemperaturen oder ein Legierungshilfselement für die Infiltrierung erforderlich machen. Die für die Bewirkung des spontanen Infiltrierungsverfahrens dieser Erfindung erforderliche Temperatur kann niedriger sein: (1) wenn der Magnesiumgehalt der Legierung erhöht wird, beispielsweise auf mindestens etwa 5 Gew.-%, (2) wenn die Legierungsbestandteile mit der permeablen Masse des Füllstoffmaterials oder der Vorform gemischt werden und/oder (3) wenn ein weiteres Element wie Zink oder Eisen in der Aluminiumlegierung vorhanden ist. Die Temperatur kann auch mit unterschiedlichen keramischen Materialien variieren. Im allgemeinen tritt eine spontane und fortschreitende Infiltrierung bei einer Verfahrenstemperatur von mindestens etwa 675ºC, und vorzugsweise bei einer Verfahrenstemperatur von mindestens etwa 800ºC, auf. Temperaturen, die im allgemeinen über 1200ºC liegen, scheinen das Verfahren nicht zu begünstigen, und es wurde gefunden, daß ein besonders brauchbarer Temperaturbereich zwischen etwa 675ºC und etwa 1200ºC liegt.
Bei dem vorliegenden Verfahren wird schmelzflüssige Aluminiumlegierung zu einer Masse von permeablem keramischen Material in Anwesenheit eines stickstoffenthaltenden Gases geliefert, welches für die gesamte Zeit, die erforderlich ist, um die Infiltrierung zu erzielen, aufrechterhalten wird. Dies wird erreicht, indem ein kontinuierlicher Strom von Gas in Berührung mit der Anordnung des keramischen Materials und der schmelzflüssigen Aluminiumlegierung gehalten wird. Obgleich die Fließgeschwindigkeit des Stickstoff enthaltenden Gases nicht kritisch ist, wird bevorzugt, daß die Fließgeschwindigkeit ausreichend ist, um jeglichen aus der Atmosphäre aufgrund von Nitridbildung in der Legierungsmatrix verlorengegangenen Stickstoff auszugleichen und um auch den Einfall von Luft, die eine oxidierende Wirkung auf das schmelzflüssige Metall haben kann, zu verhindern oder zu hemmen.
Das Verfahren dieser Erfindung ist auf eine große Vielfalt von keramischen Materialien anwendbar, und die Wahl des Füllstoffmaterials hängt von solchen Faktoren, wie der Aluminiumlegierung, den Verfahrensbedingungen, der Reaktivität des schmelzflüssigen Aluminiums mit dem Füllstoffmaterial und den für das Endverbundkörperprodukt gewünschten Eigenschaften ab. Diese Materialien umfassen (a) Oxide, beispielsweise Aluminiumoxid, Magnesiumoxid, Titanoxid, Zirconiumoxid und Hafniumoxid, (b) Carbide, beispielsweise Siliciumcarbid und Titancarbid, (c) Boride, beispielsweise Titandiborid, Aluminiumdodecaborid und (d) Nitride, beispielsweise Aluminiumnitrid, Siliciumnitrid und Zirconiumnitrid. Falls das Füllstoffmaterial dazu neigt, mit der schmelzflüssigen Aluminiumlegierung zu reagieren, kann dem Rechnung getragen werden, indem die Infiltrationszeit und -temperatur auf ein Minimum herabgesetzt werden, oder indem eine nichtreaktionsfähige Beschichtung auf dem Füllstoff vorgesehen wird. Das Füllstoffmaterial kann ein Substrat umfassen, beispielsweise Kohlenstoff oder ein anderes nichtkeramisches Material, das eine keramische Beschichtung trägt, um das Substrat vor Angriff oder Degradation zu schützen. Geeignete Keramikbeschichtungen umfassen Oxide, Carbide, Boride und Nitride. Keramische Materialien, die bei dem vorliegenden Verfahren bevorzugt verwendet werden können, umfassen Aluminiumoxid und Siliciumcarbid in der Form von Teilchen, Blättchen, Einkristallfäden und Fasern. Die Fasern können diskontinuierlich (in zerkleinerter Form) oder in der diskontinuierlich (in zerkleinerter Form) oder in der Form eines kontinuierlichen Fadens wie Mehrfädenseile vorliegen. Weiterhin kann das keramische Masse oder Vorform homogen oder heterogen sein.
Siliciumcarbid reagiert mit schmelzflüssigem Aluminium zur Bildung von Aluminiumcarbid, und falls Siliciumcarbid als Füllstoffmaterial verwendet wird, ist es wünschenswert, diese Reaktion zu verhindern oder auf ein Minimum herabzusetzen. Aluminiumcarbid ist gegenüber dem Angriff durch Feuchtigkeit empfindlich, welche den Verbundkörper potentiell schwächt. Folglich wird, um diese Reaktion auf ein Minimum herabzusetzen oder zu verhindern, das Siliciumcarbid in Luft vorgebrannt, um darauf einen reaktiven Siliciumoxidüberzug zu bilden oder die Aluminiumlegierung wird weiter mit Silicium legiert oder beides. In beiden Fällen ist die Wirkung, den Siliciumgehalt in der Legierung zu erhöhen, um die Bildung von Aluminiumcarbid zu eliminieren. Ähnliche Verfahren können verwendet werden, um unerwünschte Reaktionen mit anderen Füllstoffmaterialien zu verhindern.
Es wurde außerdem festgestellt, daß bestimmte Füllstoffmaterialien einen verbesserte Infiltrierung mit Bezug auf Füllstoffmaterialien aufweisen, die eine ähnliche chemische Zusammensetzung haben. Beispielsweise weisen zerkleinerte Aluminiumoxidkörper, die durch das in der EP-A-0 155 831 offenbarte Verfahren hergestellt wurden, deren Gegenstand hiermit ausdrücklich durch Bezugnahme aufgenommen wird, wünschenswerte Infiltrierungseigenschaften mit Bezug auf ein im Handel erhältliches Aluminiumoxidprodukt auf. Es wurde insbesondere festgestellt, daß eine vollständige Infiltrierung einer permeablen Masse von keramischem Material bei niedrigeren Infiltrierungstemperaturen und/oder kürzeren Infiltrierungszeiten auftreten kann, indem ein zerkleinerter Körper verwendet wird, der durch das Verfahren der vorstehend erwähnten EP-A-0 155 831 hergestellt wurde.
Die Größe und Form des Füllstoffmaterials kann irgendeine sein, die benötigt wird, um die in dem Verbundkörper gewünschten Eigenschaften zu erzielen. So kann das Material in der Form von Teilchen, Einkristallfäden, Blättchen, Fasern oder Mischungen vorliegen, da die Infiltrierung nicht durch die Form des Füllstoffmaterials beschränkt ist. Andere Formen wie Kugeln, Röhrchen, Kügelchen, feuerfestes Fasergewebe und dergleichen können verwendet werden. Außerdem beschränkt die Größe des Materials die Infiltrierung nicht, obgleich eine höhere Temperatur oder ein längerer Zeitraum für die vollständige Infiltrierung einer Masse von kleineren Teilchen als für größere Teilchen benötigt wird. Außerdem sollte die zu infiltrierende Masse des keramischen Materials permeabel, das heißt, den schmelzflüssigen Aluminiumlegierungen und den stickstoffenthaltenden Gasen gegenüber permeabel sein. Das keramische Material kann entweder seine Fließdichte aufweisen oder zu einer größeren Dichte komprimiert sein.
Das Verfahren der vorliegenden Erfindung, das nicht auf die Verwendung von Druck angewiesen ist, um schmelzflüssiges Matrixmetall in eine Vorform oder in eine Masse von Füllstoffmaterial zu zwingen oder zu drücken, gestattet die Herstellung von im wesentlichen gleichförmigen Aluminiumlegierungsmatrix-Verbundkörpern mit einem hohen Volumenanteil von Füllstoffmaterial und niedriger Porosität. Höhere Volumenanteile von keramischem Material können erzielt werden, indem eine Ausgangsmasse von keramischem Material verwendet wird. Höhere Volumenanteile können auch erzielt werden, wenn die keramische Masse unter Druck verdichtet wird, vorausgesetzt, daß die Masse nicht entweder in einen Preßling mit enger Zellporosität oder in eine vollständig dichte Struktur umgewandelt wird, was die Infiltrierung durch die schmelzflüssige Legierung verhindern würde.
Es wurde beobachtet, daß das Benetzen des keramischen Materials durch das Aluminiumlegierung der wichtigste Infiltrierungsmechanismus für die Aluminiuminfiltrierung und Matrixbildung mit einem gegebenen Aluminiumlegierungs- /Keramiksystem sein kann. Außerdem tritt bei niedrigen Verarbeitungstemperaturen eine vernachlässigbare oder minimale Menge an Metallnitridierung auf, was zu einer minimalen diskontinuierlichen Phase von in der Metallmatrix dispergiertem Aluminiumnitrid führt. Wenn man sich jedoch dem oberen Ende des Temperaturbereichs nähert, tritt die Nitridierung des Metalls mit größerer Wahrscheinlichkeit auf. Die Menge der Nitridphase in der Metallmatrix kann so durch Änderung der Verarbeitungstemperatur, bei der die Infiltrierung auftritt, gesteuert werden. Die spezifische Verfahrenstemperatur, bei der die Nitridbildung ausgeprägter wird, variiert auch mit solchen Faktoren, wie der verwendeten Aluminiumlegierung und ihrer Menge relativ zu dem Volumen des Füllstoffmaterials, dem zu infiltrierenden keramischen Material und der Stickstoffkonzentration des verwendeten Gases. Es wird beispielsweise angenommen, daß das Ausmaß der Aluminiumnitridbildung bei einer gegebenen Verfahrenstemperatur erhöht wird, während die Fähigkeit der Legierung, den keramischen Füllstoff zu benetzen, abnimmt, und während die Stickstoffkonzentration des Gases zunimmt.
Deswegen ist es möglich, die Zusammensetzung der Metallmatrix während der Bildung des Verbundkörpers besonderen Bedürfnissen anzupassen, um dem sich ergebenden Produkt bestimmte Eigenschaften zu verleihen. Bei einem gegebenen System kann die Verfahrenstemperatur zur Steuerung der Nitridbildung ausgewählt werden. Ein Verbundkörperprodukt, das eine Aluminiumnitridphase enthält, weist bestimmte Eigenschaften auf, die für die Leistung des Produkts günstig sein oder diese verbessern können. Weiterhin kann der Temperaturbereich für die spontane Infiltrierung mit einer Aluminiumlegierung mit dem verwendeten, keramischen Material variieren. Im Fall von Aluminiumoxid als Füllstoffmaterial, sollte die Temperatur für die Infiltrierung vorzugsweise etwa 1000ºC nicht übersteigen, um sicherzustellen, daß die Verformbarkeit der Matrix durch die beträchtliche Bildung von Nitrid nicht verringert wird. Temperaturen von mehr als 1000ºC können jedoch angewandt werden, falls es gewünscht wird, einen Verbundkörper mit einer weniger verformbaren und steiferen Matrix herzustellen. Um andere keramische Materialien wie Siliciumcarbid zu infiltrieren, können höhere Temperaturen von etwa 1200ºC angewandt werden, da die Aluminiumlegierung zu einem geringeren Ausmaß nitriert mit Bezug auf die Verwendung von Aluminiumoxid als Füllstoff, wenn Siliciumcarbid als Füllstoffmaterial verwendet wird.
Außerdem ist es möglich, ein Matrixmetall in dem Reservoir zu verwenden, daß sich in der Zusammensetzung von der ersten Quelle des Matrixmetalls unterscheidet. Falls beispielsweise eine Aluminiumlegierung als die erste Quelle des Matrixmetalls verwendet wird, dann könnte praktisch jedes andere Metall oder jede andere Metallegierung, die bei der Verfahrenstemperatur schmelzflüssig ist, als Reservoirmetall verwendet werden. Schmelzflüssige Metalle sind oft sehr mischbar miteinander, was dazu führen würde, daß sich das Reservoirmetall mit der ersten Quelle des Matrixmetalls mischt, solange eine ausreichende Zeit für das Auftreten des Mischens gegeben wird. So ist es durch die Verwendung eines Reservoirmetalls, das sich in der Zusammensetzung von der ersten Quelle des Matrixmetalls unterscheidet, möglich, die Eigenschaften der Metallmatrix anzupassen, um verschiedene Betriebserfordernisse zu erfüllen und so die Eigenschaften des Metallmatrix-Verbundkörpers anzupassen.
In Übereinstimmung mit einer anderen Ausführungsform der Erfindung wird der Verbundkörper mit einer Aluminiumnitridhaut oder -oberfläche versehen. Im allgemeinen reicht die Menge der Legierung aus, um im wesentlichen das gesamte Bett des keramischen Materials zu infiltrieren, das heißt, bis zu den definierten Grenzen. Falls jedoch die Zufuhr der schmelzflüssigen Legierung vor der Infiltrierung des gesamten Betts oder der gesamten Vorform erschöpft ist, und die Temperatur noch nicht verringert wurde, um die Legierung zu verfestigen, kann sich eine Aluminiumnitridschicht oder -zone auf oder entlang der Außenoberfläche des Verbundkörpers aufgrund der Nitridierung der Oberflächenbereiche der Infiltrierungsfront der Aluminiumlegierung bilden. Dieser Teil des Bettes, der nicht durch die Matrix eingebettet ist, ist leicht, falls gewünscht, beispielsweise durch Sandstrahlen, zu entfernen. Eine Nitridhaut kann auf der Oberfläche des Betts oder Vorform gebildet werden, die bis zu ihren Grenzen infiltriert ist, indem die Verfahrensbedingungen verlängert werden. Beispielsweise wird ein offenes Gefäß, das durch die schmelzflüssige Aluminiumlegierung nicht benetzbar ist, mit dem permeablen keramischen Füllstoff gefüllt und die obere Oberfläche des keramischen Betts wird dem Stickstoffgas ausgesetzt. Bei Metallinfiltrierung des Betts zu den Gefäßwänden und der oberen Oberfläche, falls die Temperatur und der Strom des Stickstoffgases fortgesetzt werden, nitriert das schmelzflüssige Aluminium an der freiliegenden Oberfläche. Der Grad der Nitridierung kann gesteuert werden, und kann entweder als kontinuierliche Phase oder diskontinuierliche Phase in der Hautschicht gebildet werden. Es ist deshalb möglich, den Verbundkörper spezifischen Anwendungen anzupassen, indem das Ausmaß der Nitridbildung auf der Oberfläche des Verbundkörpers gesteuert wird. Aluminiummatrix-Verbundkörper mit einer Oberflächenschicht aus Aluminiumnitrid können beispielsweise hergestellt werden, die eine verbesserte Abnutzungsbeständigkeit mit Bezug auf die Metallmatrix aufweisen.
Wie bei den nachfolgenden Beispielen gezeigt, infiltrieren schmelzflüssige Aluminium-Magnesium-Legierungen spontan eine permeable Masse von keramischem Material aufgrund ihrer Neigung, ein keramisches Material zu benetzen, das mit Stickstoffgas permeiert ist. Hilfslegierungselemente wie Silicium und Zink können in den Aluminiumlegierungen enthalten sein, um die Verwendung von niedrigeren Temperaturen und niedrigeren Magnesiumkonzentrationen zu gestatten. Aluminium-Magnesium-Legierungen, die 10 bis 20% oder mehr Silicium enthalten, werden für das Infiltrieren von nicht gebranntem Siliciumcarbid bevorzugt, da Silicium dazu neigt, die Reaktion der schmelzflüssigen Legierung mit Siliciumcarbid zur Bildung von Aluminiumcarbid auf ein Minimum herabzusenken. Außerdem können die erfindungsgemäß verwendeten Aluminiumlegierungen verschiedene andere Legierungselemente umfassen, um spezifisch gewünschte mechanische und physikalische Eigenschaften in der Legierungsmatrix vorzusehen. Kupferzusätze können beispielsweise in der Legierung enthalten sein, um eine Matrix zu liefern, die zur Erhöhung der Härte und Festigkeit wärmebehandelt werden kann.
Mit Bezug auf die Zeichnungen wurden in jeder der Fig. 1 bis 4 gleiche Bezugszeichen zur Bezeichnung gleicher Gegenstände verwendet. Insbesondere bezeichnet das Bezugszeichen 1 einen feuerfesten Behälter, das Bezugszeichen 2 bezeichnet ein inertes Bett oder eine Sperrschicht aus Grade HTC Titandiborid, das Bezugszeichen 3 bezeichnet eine erste Quelle von Matrixmetall, das Bezugszeichen 4 bezeichnet ein Reservoir von Matrixmetall und das Bezugszeichen 5 bezeichnet eine permeable Masse von keramischem Material (beispielsweise eine keramische Vorform), in die ein schmelzflüssiges Metall spontan infiltriert.
Fig. 1 zeigt eine typische Anordnung, bei der eine permeable Masse aus keramischem Material 5 (in diesem Fall zu einer Vorform geformt) in Berührung mit einer ersten Quelle Matrixmetall 3 steht. Es ist aus Fig. 1 ersichtlich, obgleich nicht maßstabsgetreu gezeichnet, daß die Menge des Matrixmetalls, welches in der ersten Quelle des Matrixmetalls vorhanden ist, nicht ausreicht, um die Vorform 5 vollständig zu infiltrieren. So steht eine Reservoirquelle von Matrixmetall 4 mit der ersten Quelle von Matrixmetall 3 in Kontakt, um eine Verbindung dazwischen zu schaffen. Bei den Infiltrierungstemperaturen wird insbesondere die erste Quelle von Matrixmetall durch das Reservoir von Matrixmetall 4 aufgefüllt, um die vollständige Infiltrierung der Vorform 5 zu gestatten. Außerdem ist es möglich, überschüssiges Matrixmetall von dem Reservoir zuzuführen, was zu einem komplexem Verbundkörper führt. Wie vorstehend erörtert umfaßt der komplexe Verbundkörper insbesondere ein Matrixmetallsubstrat, das von einem Metallmatrix- Verbundkörper umgeben ist.
Fig. 2 zeigt im allgemeinen eine Ausführungsform mit Reservoirzuführungs-Metallmatrixverbundkörper, bei der eine Aluminiumlegierung 3, 4 spontan eine keramische Vorform 5 infiltriert. Die Zusammensetzung der Aluminiumlegierung betrug etwa 83 Gew.-% Aluminium, 5 Gew.-% Silicium, 5 Gew.-% Zink und 7 Gew.-% Magnesium. Die keramische Vorform wurde durch Schlickergießen einer Nockenwelle hergestellt. Die Zusammensetzung des Schlickers war etwa 70% A-17 Al&sub2;O&sub3; und etwa 30 Gew.-% EPK (Edgars Plastic Kaolin). Das Schlickergießteil wurde hergestellt durch Kombinieren von Pulverbestandteilen mit einer vorbestimmten Menge Wasser, das Veegum CER enthielt. Der Kaolinton wurde zuerst dem Wasser zugegeben, gefolgt von dem Aluminiumoxidpulver. Die Aufschlämmung wurde mit einer hohen Schergeschwindigkeit etwa eine Stunde lang gemischt und dann in einem Gefäß auf einem Paar Rollen über Nacht (beispielsweise etwa 10 Stunden) gerollt, um sie zu altern. Das Gießen wurde in Gipshalbhydratformen durchgeführt, die entsprechend geformt waren. Nachdem die Vorformen gegossen und entformt worden waren, wurden sie etwa zwei Stunden in einem Ofen bei etwa 90ºC getrocknet. Es war notwendig, diese Stücke bei einer Temperatur von etwa 700-1300ºC vorzubrennen, um ihnen eine ausreichende Festigkeit für Handhabungszwecke zu verleihen. Die sich ergebende Porosität in den Stücken betrug etwa 35 Vol.-%.
Das schlickergegossene und gebrannte Teil wurde dann in ein Bettmaterial der Qualität HTC TiB&sub2; gelegt, das von der Union Carbide erworben wurde. Das TiB&sub2; wirkte als Sperrschicht, in welche die Aluminiumlegierung nach Auftreten der vollständigen Infiltrierung in die keramische Vorform 5 nicht wachsen würde. Die Kombination eines Bettmetalls 2, einer keramischen Vorform 5 und einer Aluminiumlegierung 3, 4 wurde in einem Aluminiumoxidschmelztiegel 1 mit einer Reinheit von 99,9% gehalten. Die gesamte Anordnung wurde dann in einen elektrischen Ofen mit geschlossener Atmosphäre verbracht, und auf eine Temperatur erhitzt, bei der die Aluminiumlegierung schmelzflüssig wurde. Die Tabelle 1 zeigt spezifische Bedingungen, die herrschten, wenn die Proben 1 bis 4, die der in Fig. 2 gezeigten Anordnung entsprachen, hergestellt wurden. Es ist aus Tabelle 1 ersichtlich, daß bei einer üblichen Hochfahrtemperatur von etwa 150ºC pro Stunde und einer endgültigen Verweiltemperatur innerhalb des Bereichs von 825 bis 875ºC während eines Zeitraums von 10 Stunden bis 30 Stunden in Anwesenheit einer gemischten Atmosphäre von Wasserstoff und Stickstoff, welche mit einer Geschwindigkeit von 500 cm³/min. floß, die Infiltrierung in die Vorform 5 erfolgreich auftrat. Tabelle I Probe Nr. Legierung Sperrschicht Hochfahren Verweiltemperatur/Zeit Atmosphäre H&sub2;/N&sub2; Infiltrierung TiB&sub2; Qualität HTC
Das Ergebnis bei jeder der Proben 1 bis 4 war, daß eine permeable keramische Masse spontan durch die schmelzflüssige Aluminiumlegierung infiltriert wurde, und die Menge an vorhandener Legierung größer war als die, die zur vollständigen Infiltrierung der permeablen keramischen Vorform notwendig war, so daß eine restliche Menge Metall vorhanden war. So umfaßte der Verbundkörper einen komplexen Verbundkörper, der ein Metall umfaßte, das an einem Metallmatrix-Verbundkörper gebunden war, wobei der Metallanteil des Metallkörpers im wesentlichen in der Zusammensetzung äquivalent zu der Zusammensetzung der Ausgangslegierung war. Es ist natürlich möglich, den Legierungsanteil des sich ergebenden Verbundkörpers durch nachfolgende Behandlungen zu entfernen. In einigen Fällen kann es jedoch wünschenswert sein, einen komplexen Verbundkörper zu bilden, bei dem überflüssiges Metall einstückig mit dem Metallmatrix-Verbundkörper vorliegt.
Fig. 3 zeigt ein weiteres Beispiel einer Reservoirzuführtechnik gemäß der vorliegenden Erfindung. Bei diesem Beispiel unterschied sich die verwendete Legierung geringfügig von der in den Proben 1 bis 4 verwendeten Legierung. Die Legierung 3, 4 bestand insbesondere aus 92 Gew.-% Aluminium, 3 Gew.-% Silicium und etwa 5 Gew.-% Magnesium. Die besonderen Herstellungsbedingungen sind detailliert in Tabelle 1 unter Beispiel Nr. 5 gezeigt. Bei diesem Fall wurde die keramische Vorform (Schmelztiegel 5) aus einer Aufschlämmung sedimentationsgegossen, die etwa 70 Gew.-% 65 um (22 mesh) 38-Alundum, etwa 30 Gew.-% 25 um (500 mesh) 38-Alundum mit etwa 3 Gew.-% 44 um (325 mesh) zugegebenem Siliciummetall enthielt. Der Schmelztiegel 5 wurde durch Standardtechniken sedimentationsgegossen und dann bei etwa 1300ºC während 3 Stunden vorgebrannt. Die Wand des Schmelztiegels 5 hatte eine Dicke von etwa 2 mm und einen Außendurchmesser von etwa 4 cm. Außerdem betrug die Höhe des Schmelztiegels 5 etwa 4 cm. So war wie im Beispiel 1 gezeigt die Infiltrierung der Aluminiumlegierung in den keramischen Schmelztiegel 5 wiederum erfolgreich.
Die Tabelle 1 zeigt auch das Ergebnis der Probe Nr. 6, bei der eine Legierung ähnlich der in Probe Nr. 5 verwendeten Legierung verwendet wurde. Außerdem war wie in Fig. 4 gezeigt die keramische Vorform 5 unterschiedlich geformt und aus einer unterschiedlichen Zusammensetzung hergestellt, die anders war als die der vorhergehenden keramischen Vorformen. In diesem Fall wurde die keramische Vorform 5 insbesondere zu einer zahnradähnlichen Struktur geformt, und wurde aus C-75 Aluminiumoxid mit 10 Gew.-% Elmer's Kleber als Bindemittel hergestellt, wobei die gesamte Anordnung durch eine Standardtechnik sedimentationsgegossen und bei einer ausreichenden Temperatur vorgebrannt wurde, um ihr ausreichende Festigkeit für Handhabungszwecke zu verleihen. Wiederum trat wie in Tabelle 1 gezeigt der Infiltrierung der Aluminiumlegierung 3, 4 in die Vorform 5 erfolgreich auf.
Während die vorstehenden Beispiele mit Besonderheit beschrieben worden sind, fallen einem Fachmann mit normalen Fähigkeiten unterschiedliche Abänderungen dieser Beispiele ein. Und all diese Abänderungen werden als unter den Umfang der beiliegenden Ansprüche fallend erachtet.

Claims

1. Verfahren zur Bildung eines Metallmatrix-Verbundkörpers, das umfaßt:

(a) Auswählen einer permeablen Masse eines Füllstoffmaterials; Anordnen einer ersten Quelle eines Matrixmetalls angrenzend an die genannte permeable Masse eines Füllstoffmaterials;

(b) Erhitzen der genannten ersten Quelle eines Matrixmetalls auf einen Temperaturbereich oberhalb seines Schmelzpunkts sowie in Gegenwart einer stickstoffenthaltenden Atmosphäre, um zu bewirken, daß das genannte Matrixmetall spontan die genannte permeable Masse eines Füllstoffmaterials infiltriert; und

(c) Bereitstellen von zusätzlichem schmelzflüssigem Matrixmetall aus einem Reservoir einer Matrixmetallquelle, so daß zusätzliches Matrixmetall wenigstens teilweise die genannte erste Quelle von schmelzflüssigem Matrixmetall ergänzt.

2. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem die genannte erste Quelle eines Matrixmetalls und das genannte Reservoir der Quelle von Matrixmetall zwei unterschiedliche Metalle aufweisen, die unterschiedliche chemische Zusammensetzungen aufweisen, wobei die beiden unterschiedlichen Metalle miteinander mischbar sind.

3. Ein Metallmatrix-Verbundgegenstand, der aufweist: (a) ein von einem Metall eingebettetes Füllstoffmaterial, wobei das genannte Metall um das genannte Füllstoffmaterial herum in drei Dimensionen untereinander verbunden ist;

und

restliches Metall, das wenigstens einen Teil des genannten untereinander verbundenen Metalls berührt und mit diesem ein Ganzes bildet, wodurch ein komplexer Verbundkörper gebildet wird.

4. Verfahren nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, bei dem wenigstens ein hilfsweises Legierungselement in Verbindung mit dem genannten Matrixmetall nach wenigstens einem Verfahren bereitgestellt wird, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die besteht aus dem Bereitstellen des genannten wenigstens einen hilfsweisen Legierungselements als ein Bestandteil des Matrixmetalls, dem Aufbringen des wenigstens einen hilfsweisen Legierungselements auf wenigstens eine Oberfläche des Matrixmetalls vor dem Infiltrieren des Matrixmetalls in die permeable Masse sowie dem Bereitstellen des genannten wenigstens einen hilfsweisen Legierungselements in wenigstens einem Teil der permeablen Masse.

5. Verfahren nach Anspruch 4, bei dem das genannte wenigstens eine hilfsweise Legierungselement eine Quelle wenigstens eines Materials umfaßt, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Silicium, Eisen, Kupfer, Mangan, Chrom, Zink und Magnesium besteht.

6. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, bei dem auf wenigstens einem Teil einer Außenoberfläche des Verbundkörpers mit einer infiltrierten Metallmatrix eine Nitridhaut gebildet wird.

7. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, bei dem wenigstens eine Aluminiumnitridschicht oder -zone in wenigstens einem Teil des genannten Metallmatrix-Verbundkörpers gebildet wird.

8. Verfahren nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, bei dem das Verhältnis von der genannten permeablen Füllstoffmasse zu Matrixmetall gleich ist oder größer ist als 1 : 1.

9. Verfahren zur Herstellung eines Metallmatrix-Verbundkörpers, das umfaßt:

Bereitstellen eines Blocks aus Matrixmetall;

wenigstens teilweise Umgeben des genannten Blocks mit einer permeablen Masse eines im wesentlichen nicht reaktiven Füllstoffs;

Erhitzen wenigstens des genannten Blocks auf einen Temperaturbereich oberhalb seines Schmelzpunkts, um ihn zu verflüssigen und dabei eine Quelle von schmelzflüssigem Matrixmetall zu bilden; und

in Gegenwart einer Infiltrationsatmosphäre spontanes Infiltrieren der genannten permeablen Masse mit dem Matrixmetall.

10. Verfahren nach Anspruch 5, bei dem der genannte gebildete Metallmatrix-Verbundkörper einer Wärmebehandlung nach seiner Bildung unterzogen wird, um wenigstens eine Eigenschaft des genannten Verbundkörpers zu verbessern.

11. Verfahren nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, das außerdem das Zuführen von überschüssigem Matrixmetall umfaßt, das mit dem Metallmatrix-Verbundkörper ein Ganzes bildend an diesen angefügt ist, wodurch ein komplexer Verbundkörper erhalten wird.

12. Verfahren nach Anspruch 11, bei dem die Oberfläche des Metallmatrix-Verbundkörpers unter Druckspannung steht und das restliche Metallsubstrat an der Grenze zwischen beiden unter Zugspannung steht.

13. Metallmatrix-Verbundgegenstand nach Anspruch 3, bei dem das genannte Füllstoffmaterial wenigstens ein Material umfaßt, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Oxiden, Carbiden, Boriden und Nitriden besteht.

14. Metallmatrix-Verbundgegenstand nach Anspruch 3, bei dem das genannte restliche Metall eine Zusammensetzung aufweist, die sich von der des genannten Metalls, das das genannte Füllstoffmaterial einbettet, unterscheidet.

15. Metallmatrix-Verbundgegenstand nach Anspruch 14, bei dem das genannte restliche Metall eine größere Korrosionsbeständigkeit aufweist als das genannte Metall, das das genannte Füllstoffmaterial einbettet.

16. Metallmatrix-Verbundgegenstand nach Anspruch 3, bei dem das restliche Metall eine Oberfläche auf dem genannten Metallmatrix-Verbundkörper umfaßt.

17. Metallmatrix-Verbundgegenstand nach Anspruch 3, bei dem der genannte Metallmatrix-Verbundkörper das genannte restliche Metall in Sandwich-Anordnung enthält.

18. Metallmatrix-Verbundgegenstand nach Anspruch 3, bei dem wenigstens ein Teil einer Oberfläche des genannten Metallmatrix-Verbundkörpers Aluminiumnitrid aufweist.

19. Verfahren nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 12, bei dem das genannte Füllstoffmaterial ein gebrochenes oder zerkleinertes Aluminiumoxid ist, das dadurch hergestellt wurde, dar man ein geeignet dotiertes schmelzflüssiges Aluminiummetall in Gegenwart eines Oxidationsmittels in Form einer Sauerstoff enthaltenden Dampfphase oxidiert, um ein Aluminium-Oxidationsreaktionsprodukt wachsen zu lassen.

20. Verfahren zur Bildung eines Metalimatrix-Verbundkörpers, das umfaßt:

(a) Auswählen einer permeablen Masse eines Füllstoffmaterials; Anordnen einer Quelle eines Matrixmetalls angrenzend an die genannte permeable Masse des Füllstoffmaterials; und

(b) Erhitzen der genannten Quelle des Matrixmetalls auf einen Temperaturbereich oberhalb seines Schmelzpunkts sowie in Gegenwart einer Atmosphäre, die von 10 bis 100 Vol.-% Stickstoff enthält, wobei der Rest ein nichtoxidierendes Gas ist, um zu bewirken, daß das genannte schmelzflüssige Matrixmetall die permeable Masse des Füllstoffmaterials spontan infiltriert,

dadurch gekennzeichnet, daß das genannte Füllstoffmaterial ein gebrochenes oder zerkleinertes Aluminiumoxid ist, das durch Oxidieren eines geeignet dotierten schmelzflüssigen Aluminiummetalls in Gegenwart eines Oxidationsmittels in Form einer Sauerstoff enthaltenden Dampfphase, so daß ein Aluminiumoxid-Oxidationsreaktionsprodukt wächst hergestellt wurde.

21. Verfahren nach irgendeinem der Ansprüche 1 bis 12, 19 und 20, bei dem das genannte Matrixmetall eine Aluminiumlegierung ist.