DK169411B1

DK169411B1 - Fremgangsmåde til fremstilling af selvbærende legemer omfattende en metalfase og en keramikfase

Info

Publication number: DK169411B1
Application number: DK115887A
Authority: DK
Inventors: Michael K Aghajanian; Marc S Newkirk; Danny Ray White
Original assignee: Lanxide Technology Co Ltd
Priority date: 1986-03-07
Filing date: 1987-03-06
Publication date: 1994-10-24
Also published as: CS277413B6; CN1016620B; RU2022948C1; EP0239520A1; BR8701042A; KR870008813A; IE870573L; NO169972B; ES2000417B3; YU37287A; CZ151487A3; PL264412A1; AU6988287A; PT84422B; NZ219533A; KR950002915B1; ES2000417A4; ZA871656B; DK115887D0; US4777014A

Description

DK 169411 B1

Opfindelsen angår en fremgangsmåde til fremstilling af selvbærende legemer ved reaktionsdygtig infiltration af et smeltet ophavsmetal i en masse indeholdende en kilde for bor og valgfrit et eller flere indifferente fyldstoffer til dannelse af komposit omfattende metal og borid og fyldstoffer, hvis sådanne benyttes.

5 I de senere år har der været stigende interesse for brugen af keramikprodukter til konstruktionsformål, hvor metaller traditionelt finder anvendelse. Det har især virket anspo-rende, at de keramiske produkter er overlegne i visse henseender såsom korrosionsmodstandsevne, hårdhed, slidstyrke, elasticitetsmodul og varmefasthed i- sammenligning med 10 metaller.

Imidlertid er den væsentligste begrænsning for brugen af keramik til sådanne formål gennemførligheden samt omkostningerne ved fremstilling af de ønskede keramiske produkter, Fx er fremstillingen af keramiske boridlegemer ved varmpresning, reaktionssintring og reaktions-15 varmpresning velkendt. I tilfælde af varmpresning komprimeres fine pulverpartikler af det ønskede borid ved høje temperaturer og tryk. Reaktionsvarmpresning omfatter fx komprimering af bor eller et metalborid med et passende metalholdigt pulver, ligeledes ved forhøjede temperaturer og tryk. I US-A-3.937.619 beskrives fremstillingen af et boridlegeme ved varmpresning afen blanding af pulverformet metal og et pulverformet diborid, og i US-A-4.512.946 beskrives 20 varmpresning af keramisk pulver med bor og et metalhydrid til dannelse af en borkomposit. Imidlertid kræver disse varmpresningsmetoder særlig håndtering og kostbart specialudstyr, de er begrænset til størrelsen og formen af den fremstillede keramiske del, og de omfatter typisk lavprocesproduktivitet og højere fremstillingsomkostninger.

25 En anden væsentlig begrænsning for brugen af keramiske produkter til konstruktionsformål er deres generelle mangel på duktilitet og sejhed (dvs. modstandsevne mod beskadigelse eller modstandsevne mod brud). Denne egenskab kan medføre et pludseligt katastrofeagtigt svigt af keramiske produkter, når de udsættes for endog moderat trækpåvirkning.

30 Man har forsøgt at benytte keramiske produkter i kombination med metaller, fx som cermet-eller meta/matrixkompositter. Formålet med dette forsøg på en løsning-er at opnå en kombination af de bedste egenskaber af keramiske produkter (fx hårdhed) og metal (fx duktilitet). En fremgangsmåde til fremstilling af en keramik-metal-komposit (cermet) er beskrevet i europæisk patentansøgning nr. 0 116 809. Ifølge dette patentskrift tilvejebringes der først en massereak-35 tionsblanding af partikelformede reaktionsdeltagere, og denne blanding omsættes derefter ved kontakt med smeltet metal, som infiltrerer blandingen. Et eksempel på en sådan reaktionsblanding er en blanding, som indeholder titandioxid, boroxid og aluminium (i støkiometriske mængder og i partikelform), som ved kontakt med smeltet aluminium reagerer til dannelse af DK 169411 Bl 2 titandiborid og aluminiumoxid som den keramiske fase, som infiltreringen af aluminium. Det fremgåtaf beskrivelsen, at det smeltede metal, altså aluminium, er et reduktionsmiddel og ikke et forstadium for en boriddanelsesreaktion.

5 Europæisk patentansøgning nr. 0113 249 beskriver en fremgangsmåde til fremstilling af en ærmet, idet man først danner dispergerede partikler af en keramisk fase in situ i en smeltet metalfase og derpå opretter denne smeltede betingelse i tilstrækkelig tid til bevirkning af dannelse af et sammenvokset keramisk netværk. Dannelse af den keramiske fase illustreres ved omsætning af et titansalt med et borsalt i et smeltet metal. Det keramiske produkt udvikles in 10 situ og bliver et sammenvokset netværk. Der sker imidlertid ingen infiltration, og endvidere er det ved fremgangsmåden benyttede smeltede metal, fx aluminium, et reduktionsmiddel, og det reagerer ikke til dannelse af et borid, og boridet dannes som en udfældning i det smeltede metal. Begge eksempler i beskrivelsen til patentansøgningen angiver, at der ikke dannes nogen korn af T1AI3, AIB2 eller AIB12. men der dannes snarere T1B2, hvilket beviser, at alumi-15 nium ikke er metalforstadium for boridet.

I US-A-3.864.154 beskrives et keramik-metai-system dannet ved infiltration. En kompakt masse af AIB^ imprægneres med smeltet aluminium under vakuum til dannelse af et system af disse komponenter. Andre materialer, som fremstilles, omfatter SiBg-AI, B-AI, B4C-AI/S1 og 20 AIB12-B-AI. Der er ikke nogen antydning af en reaktion og ingen antydning af fremstilling af en komposit, som involverer en reaktion med det infiltrerende materiale, og heller ikke noget reaktionsprodukt, som indlejrer et indifferent fyldstof, eller som er en del af en komposit.

Medens disse opskrifter til fremstilling af cermet-materialer i nogle tilfælde har frembragt lo-25 vende resultater, er der et stort behov for mere effektive og økonomiske fremgangsmåder til fremstilling af sådanne keramik-metal-kompositter. Fremgangsmåden ifølge opfindelsen er ejendommelig ved det i krav 1's kendetegnende del anførte.

I den foreliggende sammenhæng skal følgende definitioner gælde: 30

Ophavsmetal betegner det metal, fx aluminium, som er forstadiet for det polykrystallinske reaktionsprodukt, dvs. ophavsmetalboridet, og det omfatter dette metal som rent eller forholdsvis rent metal, et i handelen gående metal med urenheder og/eller legeringsbestanddele samt en legering, hvori dette metalforstadium er hovedbestanddelen, og når der nævnes et 35 bestemt metal som ophavsmetal, fx aluminium, skal det pågældende metal forstås på baggrund af denne definition, medmindre andet angives i sammenhængen.

DK 169411 B1 3

Ved en borkilde skal forstås elementært bor eller et metalborid, som vil reagere med ophavs-metalletunder procestemperaturbetingelserne til dannelse af et borid af ophavsmetallet, og det drejer sig normalt om et fast stof under procesbetingelserne, men især i tilfælde af ophavsmetaller med højt smeltepunkt kan det være flydende ved procesbetingelserne.

5

Ved ophavsmetalborid skal forstås reaktionsproduktet af borkilden og ophavsmetallet, og herunder omfattes en binær forbindelse af bor med ophavsmetallet samt forbindelser af tredje eller højere orden, som også kan omfatte en bestanddel af borkilden.

10 Ifølge opfindelsen fremstilles der selvbærende legemer under anvendelse af en infiltration af ophavsmetal og en reaktionsproces (dvs. reaktiv infiltration) i nærværelse af en kilde for bor (defineret nedenfor). Denne materialemasse, som skal infiltreres af ophavsmetallet, kan udgøres helt af en kilde for bor, typisk resulterende i en komposit bestående af et ophavsmetalborid og et metal. Alternativt kan den masse, som skal infiltreres, indeholde et eller flere indifferente 15 fyldstoffer blandet med en kilde for bor til frembringelse af en komposit med reaktiv infiltration, hvilken komposit omfatter en matrix af metal og ophavsmetalborid, som indlejrer fyldstoffet. Reaktionsdeltagerkoncentrationerne og procesbetingelserne kan ændres eller kontrolleres til opnåelse af et legeme, som indeholder varierende rumfangsprocent af keramik, metal og/eller porøsitet.

20

Ved fremgangsmåden ifølge opfindelsen anbringes en masse indeholdende en kilde for bor nær ved eller i kontakt med et legeme af smeltet metal eller metallegering, som smeltes i hovedsagelig indifferente omgivelser i et bestemt temperaturområde. Kilden for bor kan være elementært bor og/eller et passende metalborid, som er reducerbart ved hjælp af det smeltede 25 ophavsmetal under processens temperaturbetingelser. Det smeltede metal infiltrerer massen og reagerer med kilden for bor under dannelse af et ophavsmetalborid som et reaktionsprodukt.

I det mindste en del af reaktionsproduktet holdes i kontakt med metallet, og det smeltede metal trækkes eller transporteres mod den uomsatte kilde for bor ved væge- eller kapillarvirkning.

Dette transporterede metal danner yderligere ophavsmetalborid, og dannelsen eller udviklingen 30 af keramik-metal-kompositten fortsættes, indtil ophavsmetallet eller kilden for bor er blevet opbrugt, eller indtil reaktionstemperaturen er blevet ændret, så at den dækker uden for reaktionstemperaturområdet. Den fremkomne struktur omfatter ophavsmetalborid, metal og/eller in-termetalkombinationer eller hulrum eller kombination deraf, og disse forskellige faser kan eventuelt være indbyrdes forbundet i en eller flere dimensioner. De endelige rumfangsfraktioner af 35 borid- og metalfase og graden af indbyrdes forbindelse kan reguleres ved ændring af betingelserne, fx begyndelsestætheden af borkilden, de relative mængder af borkilde og ophavsmetal, ophavsmetallegering, fortynding af borkilden med fyldstof, temperatur og tid. Typisk er massen af borkilde i det mindste noget porøs, så at den tillader bevægelse ved vægeef- DK 169411 B1 4 fekt af ophavsmetallet gennem reaktionsproduktet. Vægeeffekt optræder tilsyneladende, enten fordi en-rumfangsændring ved reaktionen ikke helt lukker de porer, gennem hvilke ophavsmetallet kan fortsætte med at bevæge sig ved vægeeffekt, eller fordi reaktionsproduktet forbliver permeabelt for det smeltede metal som følge af sådanne faktorer som overfladeenergibetragt-5 ninger, som gør i det mindste nogle af korngrænserne permeable for ophavsmetallet.

I en anden udførelsesform fremstilles der et komposit med transport af et smeltet ophavsmetal ind i et eller flere indifferente fyldstofmaterialer, som indeholder en borkilde. I disse udførelsesformer inkorporeres en borkilde i et passende fyldstofmateriale, som derpå anbrin-10 ges nær ved eller i kontakt med det smeltede ophavsmetal. Dette arrangement kan understøttes på «Iler i et passende lag, som er ikke-vædbart af og ikke-reaktionsdygtigt med det smeltede metal under procesbetingelserne. Det smeltede ophavsmetal infiltrerer borkilde-fyldstof-blandingen og reagerer med borkilden til dannelsen af et ophavsmetalborid. Den fremkomne selvbærende keramik-metal-komposit er typisk en tæt mikrostruktur sammensat af et fyldstof 15 indlejret i en matrix bestående af ophavsmetalborid og metal. Kun en lille mængde borkilde behøves ved fremme af den reaktive infiltrationsproces. Således kan den fremkomne matrix variere i indhold fra en sådan, som hovedsagelig er sammensat af metalliske bestanddele og derved udviser visse egenskaber, som er karakteristiske for metal, til tilfælde, hvor der benyttes en høj koncentration af borkilden ved processen, hvorved der fremstilles en tydelig borid-20 fase, som kan dominere egenskaberne hos den dannede matrix. Fyldstoffet kan tjene til forøgelse af komposttens egenskaber, lavere råmaterialeomkostninger for kompostten eller til moderation af kinetikken af boriddannelsesreaktionen og den dermed forbundne hastighed for varmeudviklingen.

25 I en yderligere udførelsesform er det materiale, som skal infiltreres, dannet som et præformle-geme, som svarer til geometrien af den ønskede endelige komposit. Efterfølgende reaktiv infiltration af præformlegemet med det smeltede ophavsmetal resulterer i en komposit med en tydelig form eller næsten tydelig form svarende til præformlegemet, hvorved man nedbringer til et minimum den bekostelige slutbearbejdning.

30

Opfindelsen skal i det følgende forklares nærmere i forbindelse med tegningen, hvor fig. 1 viser et skematisk snit, hvor man ser en aluminiumblok indlejret i borpulver i en ildfast digel med henblik på gennemførelse af fremgangsmåden ifølge opfindelsen, 35 fig. 2 et mikrofotograf! af et snit i en aluminiumboridmetalkomposit (forstørret 400 gange) opnået ud fra en aluminiumlegering indeholdende 3% magnesium og 10% silicium og behandlet med bor ved en størkningspunkttemperatur på 1200°C ifølge eksempel 1, DK 169411 B1 5 fig. 3 et mikrofotograf! med 400 gange forstørrelse af et snit i et ZrE^/Zr-produkt dannet ~ ved fremgangsmåden ifølge eksempel 4, fig. 4 et mikrofotografi ved 400 gange forstørrelse af et snit i en AtøCtyAl-komposit dannet ved reaktiv infiltration af aluminium i et præformlegeme AI2O3 plus 1 vægtprocent 5 bor som beskrevet i eksempel 9, og fig. 5 et'mikrofotografi ved 400 gange forstørrelse af et snit i en AtøOø/AIB^AI-komposit dannet ved reaktiv infiltration af aluminium i et præformlegeme indeholdende 50 vægtprocent AI2O3 og 50 vægtprocent bor som beskrevet i eksempel 9.

10 Ifølge opfindelsen fremstilles et selvbærende legeme ved reaktiv infiltration af et smeltet ophavsmetal med en borkilde til dannelse af en polykrystallinsk keramik-metal-komposit omfattende reaktionsproduktet af ophavsmetallet med borkilden og en eller flere uoxidiserede bestanddele af ophavsmetallet. Hvis borkilden indeholder et metalborid, som kan reduceres af ophavsmetailet under reaktionsbetingelseme, kan kompositten i den metalliske fase omfatte 15 reducerede metalbestanddele af borkilden. Ligeledes kan kompositten være porøs eller have hulrum. Borkilden, som typisk er et fast stof under procesbetingelserne, er fortrinsvis i form af et fint pulver, men det vil forstås, at ophavsmetaller, som smelter ved'høje temperaturer, kan kræve brugen af forligelige borkilder, som bliver flydende i procestemperaturområdet. Om ønsket kan massen af borkilde være praktisk taget impermeabel, men det molære ramfang af 20 det dannede produkt er mindre end det molære rumfang af borkilden, hvilket tillader vandring af det smeltede metal gennem produktet til kontakt med borkilden. Omgivelserne eller atmosfæren for processen vælges, så at den er forholdsvis indifferent eller ikke-reagerende under procesbetingelserne. Fx kan argon eller vakuum være passende procesatmosfærer.

25 Typisk for fremgangsmåden, hvor bor benyttes i elementær form, er omsætningen af pulverformet bor med et ophavsmetal såsom aluminium til dannelse af en komposit omfattende et ophavsmetalborid og ophavsmetal, fx aluminiumborid og aluminium og eventuelt andre uomsatte bestanddele af ophavsmetallet. Alternativt kan ophavsmetallet omsættes med et reducerbart metalborid, der tjener som borkilde, til dannelse af et keramik-metal-kompositle-30 gerne af ophavsmetalboridet, uomsatte bestanddele af ophavsmetallet og reducerede bestanddele af det til at begynde med benyttede metalborid, indbefattet intermetalforbindelser dannet ved omsætningen af ophavsmetallet med metalliske bestanddele, som-frigøres ved reduktionen af det til at begynde med benyttede metalborid. Hvis der fx benyttes titan som ophavsmetal og aluminiumborid som borkilde, kan metalfasen omfatte titan (og eventuelle uomsatte 35 legeringsbestanddele af titan), aluminium og et eller flere aluminium/titan-intermetalprodukter (men normalt ikke alle disse på samme tid). Titanborid dannes også ved processen.

DK 169411 B1 6

Skønt den foreliggende opfindelse er beskrevet med særlig henvisning til udførelsesformer, hvor ophavsmetallet er aluminium, og hvor borkilden er elementært bor, er dette kun med henblik på illustration. Man kan også benytte andre ophavsmetaller såsom silicium, titan, zirconium, hafnium, lanthan, jern, calcium, vanadium, niobium, magnesium og beryllium, og 5 eksempler på flere af sådanne ophavsmetaller er anført nedenfor. Man kan også benytte ethvert reducérbart metalborid, som opfylder opfindelsens kriterier.

I fig. 1 er ophavsmetallet forstadiet, fx aluminium, som er betegnet 10, formgivet som en støbeblok, valseblok, stav, plade eller lignende. Metallet er i det mindste delvis indlejret i elemen-10 tært bor 12, som fortrinsvis har en partikelstørrelse på 0,1-100 pm. Dette konglomerat er omgivet af et indifferent materiale 14, som typisk er i partikelform, og som er ikke-vædbart af og ikke-reaktionsdygtigt med det smeltede metal, og det hele befinder sig i en digel 16 eller en anden ildfast beholder. Den opadvendende overflade 18 på ophavsmetallet kan være blottet, eller ophavsmetallet kan være helt indlejret i eller omgivet af borkilden, og også laget af indif-15 ferent materiale 14 kan udelades. Diglen anbringes i en ovn og opvarmes, fortrinsvis i en indifferent atmosfære såsom argon til over smeltepunktet af ophavsmetallet, men fortrinsvis under smeltepunktet for det ønskede ophavsmetalborid, så at der dannes et' legeme eller forråd af smeltet metal. Det vil forstås, at det anvendelige temperaturområde eller den foretrukne temperatur ikke behøver at strække sig over hele dette interval. Temperaturområdet vil i stor ud-20 strækning afhænge af sådanne faktorer som sammensætningen af ophavsmetallet og valget af borkilde. Det smeltede metal kommer i kontakt med borkilden, og der dannes ophavsmetalborid som reaktionsprodukt. Efter fortsat udsættelse for borkilden trækkes det resterende smeltede metal gradvis gennem reaktionsproduktet i retning af og ind i massen, som indeholder borkilden, så at der sker en fortsat dannelse af reaktionsprodukt på grænsefladen mellem det 25 smeltede metal og borkilden. Den ved denne fremgangsmåde fremstillede keramik-metal-komposit omfatter reaktionsproduktet mellem ophavsmetallet og borkilden (dvs. bor- og/eller et eller flere reducerbare metalborider) og en eller flere ikke-oxiderede bestanddele af ophavsmetallet eller hulrum eller begge dele eller frigjort metal eller et intermetalprodukt hidrørende fra brugen af et reducerbart metalborid som borkilde. En væsentlig del af borkilden omsættes til 30 dannelse af ophavsmetalboridet, idet denne mængde er fortrinsvis ca. 50% og navnlig ca.

90%. Omdannelsen til ophavsmetalborid kan være vigtig ved nogle anvendelser ved høj temperatur af produktet, fordi boridet er mere stabilt end bor, da bor vil væreiilbøjeligt til at reagere med metal, fx aluminium, som er til stede i produktet. Boridkrystallitteme, som dannes ved processen, kan eventuelt være indbyrdes forbundet, og metalfaserne og eventuelle hulrum i 35 produktet er normalt i det mindste delvis forbundet. Porøsitet skyldes normalt en delvis eller næsten komplet opbrugning af ophavsmetalfasen til fordel for dannelsen af yderligere reaktionsprodukt (som i det tilfælde, hvor der er støkiometriske reaktionsdeltagere eller overskydende bor til stede), men rumfangsprocenten af hulrum vil også afhænge af sådanne faktorer DK 169411 B1 7 som temperatur, tid, typen af ophavsmetaliet, valget af borkilde og porøsiteten af laget af bor-kilde.

I en anden aspekt ifølge opfindelsen anvises der fremgangsmåder til fremstilling af selvbæ-5 rende keramik-metal-kompositter omfattende en matrix af metalliske bestanddele og et op-havsmetalborid indlejret i praktisk taget indifferent fyldstof. Matrixen dannes ved infiltration af ophavsmetal i laget eller massen af fyldstof, som er intimt blandet med borkilden. Fyldstofmaterialet kan være af vilkårlig størrelse eller form og kan være orienteret på vilkårlig måde i forhold til. ophavsmetallet, når blot retningen af udviklingen af reaktionsproduktet er mod i det 10 mindste en del af fyldstofmaterialet, som vil blive opslugt, uden væsentlig forstyrrelse eller forskydning. Fyldstoffet kan være sammensat af eller omfatte vilkårlige egnede materialer af keramik og/elier metal såsom fibre, whiskers, partikler, pulver, stænger, tråde, trådvæv, ildfast væv, plader, småplader, porøse produkter samt massive eller hule kugler. Rumfanget af fyldstofmaterialet kan være i et løst eller bundet arrangement, som kan have hulrum, åbninger, 15 mellemrum, så at fyldstofmaterialet bliver permeabelt for infiltration af smeltet ophavsmetal. Endvidere kan fyldstofmaterialet være homogent eller heterogent. Om ønsket kan disse materialer være bundet ved hjælp af et vilkårligt bindemiddel, som ikke øver indflydelse på reaktionerne ifølge opfindelsen eller efterlader uønskede restbiprodukter i det endelige kompositpro-dukt. Et fyldstof, som er tilbøjeligt til at reagere for meget med borkilden eller med det smelte-20 de metal under behandlingen, kan overtrækkes, så at dette fyldstof bliver indifferent over for procesomgivelserne. Fx vil carbonfibre, hvis de benyttes som fyldstof i forbindelse med aluminium som ophavsmetal, være tilbøjelige til at reagere med smeltet aluminium, men denne reaktion kan undgås, hvis fibrene først er overtrukket med fx aluminiumoxid.

25 En egnet ildfast beholder, som rummer ophavsmetallet og laget af fyldstof med den (blandede borkilde orienteret på den rette måde, som tillader reaktiv infiltration af ophavsmetallet i laget af fyldstoffet eller den rette udvikling af kompositten, anbringes i en ovn, og man opvarmer til en temperatur over smeltepunktet for ophavsmetallet. Ved disse forhøjede temperaturer infiltrerer det smeltede ophavsmetal det permeable fyldstof ved en vægeproces og reagerer med 30 borkilden, hvorved den ønskede keramik-metal-komposit dannes.

Det har vist sig, at infiltration af ophavsmetallet i det permeable fyldstof dannes ved tilstedeværelsen af en borkilde i fyldstoffet. En lille mængde bor har vist sig at være effektiv, men minimum kan afhænge af et antal faktorer såsom typen og partikelstørrelsen af borkilden, 35 typen af ophavsmetallet, typen af fyldstof samt procesbetingelserne. Således kan man benytte en lang række borkildekoncentrationer i fyldstoffet, men jo lavere koncentrationen af borkilden, desto højere er rumfangsprocenten af metallet i matrixen. Når der benyttes meget små mængder af borkilde, fx en eller ti vægtprocent på basis af hele vægten af fyldstof plus bor, er DK 169411 B1 8 den fremkomne matrix indbyrdes forbundet metal og en mindre mængde ophavsmetalborid fordelt i metallet. I et kontrolforsøg uden tilstedeværende borkilde bliver der ikke nogen dannelse af komposit. Eksempel 9 nedenfor viser resultatet af fem forsøg under anvendelse af et aluminiumoxidfyldstof med 0,1, 2, 5 og 10 vægtprocent bor og aluminiumophavsmetal.. I fra-5 vær af en borkilde sker der ingen reaktiv infiltration i fyldstoffet, og infiltration er muligvis ikke mulig uden særlige procedurer såsom anvendelse af ydre tryk til tvingning af metallet ind i fyldstoffet.

Da der kan benyttes et bredt område af borkildekoncentrationer i fyldstoffet ved fremgangsmå-10 den ifølge opfindelsen, er det muligt at regulere eller modificere egenskaberne af den færdige metal-keramik-komposit ved variation af koncentrationen af borkilde. Når der kun er en lille mængde borkilde til stede i forhold til mængden af ophavsmetal, så at massen omfatter en lav vægtfylde af borkilde, domineres egenskaberne af kompositlegemet og matrixen af egenskaberne af ophavsmetallet, især i henseende til duktilitet og sejhed, fordi matrixen overvejende er 15 metal. Når der benyttes en stor mængde borkilde, såsom fx når partikler af elementært bor er tæt pakket omkring fyldstofmaterialet eller optager en stor procentandel af rummet mellem fyldstoffets bestanddele, vil egenskaberne af kompositlegemet eller matrixen være domineret af ophavsmetalboridet, idet legemet eller matrixen vil være hårdere eller udvise duktilitet eller mindre sejhed. Udvælgelse blandt disse ekstreme egenskaber kan være yderst ønskværdig til 20 opfyldelse af behovet ved forskellig potentiel anvendelse af disse keramik-metal-kompositter.

Yderligere variationer i egenskaberne af kompositten kan tilvejebringes ved regulering af infil-trationsbetingelseme. Variabler, som kan påvirkes, omfatter karakteren og størrelsen af partiklerne af borkildematerialet, infiltrationstemperaturen og -tiden samt mængden af ophavsmetal i 25 forhold til mængden af det bor, som står til rådighed fra borkilden, og støkiometrien af det ophavsmetalborid, som skal dannes. Fx vil reaktiv infiltration omfattende store borkildepartikler og minimale eksponeringstider ved lave temperaturer resultere i en delvis omdannelse af borkilden til ophavsmetalboridet. Som følge heraf forbliver uomsat borkildemateriale i mikrostrukturen, hvilket kan give det færdige materiale visse ønskværdige egenskaber til bestemte for-30 mål. Infiltration omfattende fine borkildepartikler, høje temperaturer og lang eksponeringstid (eventuelt endog en opretholdelse af temperaturen efter afsluttet infiltration) vil favorisere praktisk taget fuldstændig omdannelse til ophavsmetalboridet. Fortrinsvis er omdannelsen af borkilde til ophavsmetalborid mindst ca. 50%, fortrinsvis mindst ca. 90%. Infiltration ved høje temperaturer (eller en efterfølgende behandling ved høj temperatur) kan også resultere i for-35 øget tæthed af nogle af komposittens bestanddele ved en sintringsproces. Som nævnt ovenfor kan tillige reduktionen af mængden af til rådighed stående ophavsmetal under den mængde, som er nødvendig til dannelse af ophavsmetalboridet og udfyldningen af de resulterende mellemrum i materialet, resultere i et porøst legeme, som også kan have nyttige anvendelser. I en DK 169411 B1 9 sådan komposit kan porøsiteten variere fra 1 til 25 rumfangsprocent og undertiden mere i afhængighed af de ovennævnte mange faktorer og betingelser.

En særlig effektiv metode til udførelse af denne fremgangsmåde består i, at man tildanner 5 borkilden sammen med eventuelle indifferente fyldstofmaterialer til et præformlegeme med en skikkelse svarende til den ønskede geometri af den endelige kompositdel. Præformlegemet kan fremstilles på vilkårlig kendt måde (fx ved uniaksial presning, isostatisk presning, støbning med slip, støbning med sedimentation, støbning ved hjælp af tape, sprøjtestøbning, filament-opspoling for fibrøse materialer) afhængende af egenskaberne af borkiJden og det eventuelle 10 fyldstof. Indledende binding af partiklerne eller fibrene før den reaktive infiltration fås ved svag sintring eller ved hjælp af forskellige organiske eller uorganiske bindematerialer, som ikke øver nogen indflydelse på processen eller på uønsket måde inddrager biprodukter til det færdige materiale. Præformlegemet fremstilles, så at det har tilstrækkelig sammenhængskraft og styrke, og det bør være permeabelt for transport af smeltet metal, idet det fortrinsvis bør have 15 en porøsitet på 5-90 rumfangsprocent og fortrinsvis 25-50 rumfangsprocent. I tilfælde af et aluminiumophavsmetal er siliciumcarbid, aluminiumoxid og aluminiumdodecaborid egnede præformfyldstofmaterialer, og de partikeiformede materialer kan typisk have en størrelse svarende til passage af en sigte med 6-400 masker pr. cm, men en blanding af fyldstofmaterialer og varierende størrelser kan benyttes. Præformlegemet bringes derpå i kontakt med smeltet 20 ophavsmetal på en eller flere af sine overflader i tilstrækkelig tid til afslutning af infiltration af matrixen til præformlegemets overfladegrænser. Resultatet af denne præformmetode er et keramik-metal-kompositlegeme, hvis kontur svarer ret nøje til slutproduktets, så at efterbearbejdning kan nedsættestil et minimum.

25 Nedenstående eksempler illustrerer opfindelsen.

Eksempel 1

En aluminiumstang med 99,7% renhed og med målene 5 x 1 x 0,6 cm neddyppes i krystallinsk boipulver med en partikeistørrelse svarende til passage af en sigte med 24 masker pr. cm i en 30 ildfast digel. Dette system anbringes i en modstandsopvarmet rørovn med en argonatmosfære med en strømningshastighed på 200 ml pr. minut, opvarmet til en størknepunkttemperatur i løbet af ca. fem timer, holdes på en størknepunkttemperatur på 1200°C+22 timer og får lov at afkøles i ca. fem timer før fjernelse fra ovnen.

35 Undersøgelse af det således behandlede produkt viser efter opskæring, at omsætning af ophavsaluminiummetallet er sket udad i alle retninger fra den oprindelige overflade af metalstangen, idet der er ladt et hul tilbage, som er omtrent identisk med konturen af den oprindelige stang. Mikroskopisk undersøgelse af reaktionsproduktet bekræfter tilstedeværelsen af en DK 169411 B1 10 keramik-metal-komposit, og det viser sig, at både den keramiske bestanddel og metalbestand-delen erindbyrdes sammenbundet. Røntgendiffraktionsanalyse af produktet bekræfter tilstedeværelsen af aluminiumdodecaborid (AIB·^) og aluminium. Der er også en spormængde af aluminiumnitrid, som kan hidrøre fra en mindre forurening af argonatmosfæren eller borpulve-5 ret.

Fig. 2 er et mikrofotograf! med 400 gange forstørrelse af et tværsnit af kompositproduktet, som viser AIB12 (mørkegråt), Al (lysegrå) som de overvejende bestanddele samt en isoleret partikel af AIN som forurening.

10

Ovenstående procedure gentages, men med den forskel, at der benyttes en stang af aluminiumlegering indeholdende 10% silicium og 3% magnesium samt en anden stang af i handelen gående aluminium A380 som ophavsmetal i separate forsøgsarrangementer. Ved hvert forsøg dannes der en keramik-metal-komposit omfattende AIB-|2 og Al. Således er dannelsen af en 15 keramik-metal-komposit ved fremgangsmåden ifølge opfindelsen ikke særilig følsom over for startsammensætningen af ophavsmetallet.

Eksempel 2

En cylindrisk stav af 99,7% rent titan, med 1,2 cm i diameter og 2,5 cm længde indlejres i 92-20 95% rent amorft borpuiver med 2-3 mikron gennemsnitlig partikelstørrelse, så at en cirkulær flade er udsat for atmosfæren. Dette arrangement anbragt i en ildfast aluminiumoxiddigel opvarmes til ca. 1700°C (målt på den blottede metaloverflade ved hjælp af et optisk pyrometer) i en induktionsovn under anvendelse af en direkte kobling til metallet. Opvarmningen udføres i en atmosfære af 99,5% argon og 0,5% hydrogengas (hydrogen tilsættes til undertrykning af 25 partialtrykket af spor af oxygenforurening) med en strømningshastighed på 150 ml pr. minut. Opvarmningen til den ønskede temperatur foretages gradvis i løbet af 10-20 minutter. Når titans smeltepunkt er nået, foregår reaktionen meget hurtigt med stor varmeudvikling. Reaktionen er fuldstændig i løbet af 20 sekunder på begyndelsestidspunktet.

30 Undersøgelse af det fremkomne materiale viser, at reaktionen er foregået udad fra metaloverfladen og ind i borlaget, idet der er ladt et hul tilbage på det sted, hvor ophavsmetallet oprindelig befandt sig. Røntgenpulverdiffraktionsanalyse bekræfter tilstedeværelsen af T1B2 og spormængder af T13B4 i det sammenhængende og yderst porøse legeme, som er dannet. Hverken røntgendiffraktion eller optisk mikroskopi afslører tilstedeværelsen af metallis'k titan, hvilket vi-35 ser, at der i dette tilfælde har været tilstrækkeligt bor til stede til, at reaktionen helt har opbrugt den oprindelige metalkilde.

DK 169411 B1 11

Den foregående procedure gentages, men med den forskel, at der benyttes TiE^-pulver i kombination med borpulveret i en blanding på 50 rumfangsprocent tilmoderering af reaktionen.

Efter at smeltepunktet for titan er nået, iagttages det, at reaktionen er forløbet langsommere (idet den har varet ca. 1 minut) med en mindre tydelig varmeudvikling. Det fremkomne sam-5 menhængende porøse materiale viser sig også at indeholde TiB2 med spormængder af 11364. Formentlig repræsenterer det iagttagne TiB2 både de oprindelige blandede partikler og et titan-bor-reaktionsprodukt.

Dette eksempel viser, at ved passende valg af materialer og betingelser kan der dannes et 10 legeme, som kun opviser ganske lidt eller intet metal.

Eksempel 3 I dette eksempel indlejres plader af 98,4% rent silicium af forskellig størrelse med en blottet overflade i 92-95% rent amorft borpulver i en ildfast digel. Dette arrangement opvarmes i en 15 induktionsovn til ca. 1500°C efterfulgt af proceduren i eksempel 2. Opvarmningen udføres i en atmosfære på 99,9% argon og 1,0% hydrogengas med en strømningshastighed på 400 ml/minut.

Efter at smeltepunktet for silicium er nået, foregår der en hurtig exoterm reaktion, som fører til 20 dannelse af et kompositlegeme med et midterhul på stedet for det oprindelige silicium. Røntgenpulverdiffraktionsanalyse af reaktionsprodukterne bekræfter tilstedeværelsen af SiBg (i to polymorfe former) og en Si-matrix. Undersøgelse af produktet viser et sammenhængende hårdt legeme med tydelig porøsitet.

25 Eksempel 4

Proceduren for eksempel 2 gentages, men med den forskel, at man benytter en stav af 99,7% rent zirconium i stedet for titan, og opvarmningen udføres til en temperatur på ca. 1900°C i en atmosfære indeholdende 99% argon og 1% hydrogen. På samme måde iagtttages der en hurtig exoterm reaktion, idet smeltepunktet for zirconium nås, hvilket resulterer i et hult, højpo-30 røst legeme indeholdende ZrB2 og spormængder af Zr som bestemt ved røntgenpulverdiffraktionsanalyse.

Til moderering af reaktionen gentages ovenstående procedure under anvendelse af et lag af ZrB2*pulver (passerer en sigte med 40 masker pr. cm, men tilbageholdes på en sigte med 80 35 masker pr. cm) og borpartikler i en blanding på 50 rumfangsprocent. Reaktionen ses at forløbe meget langsomt, og det fremkomne hule legeme indeholder ZrB2-partikler (indbefattet både partikler tilsat laget i begyndelsen og partikler afledt af zirconium-bor-reaktionen) i en Zr-matrix.

DK 169411 Bl 12

Mikrostrukturen af dette materiale er vist i fig.3, og identifikationen af faserne bekræftes ved røntgenpulverdiffraktion.

Eksempel 5 5 Proceduren fra eksempel 2 gentages under anvendelse af en titanstang i et lag indeholdende en blanding af 83,6 vægtprocent titannitridpulver (passerer en sigte med 130 masker pr. cm) og 16,4 vægtprocent krystallinsk bor. Dette system opvarmes gradvis til 1800-2000°C i 99% argon og 1% hydrogen med en strømningshastighed på 200 ml pr. minut.

10 Over smeltepunktet for titan foregår der reaktion med borpartikleme, og reaktionsproduktet vokser ind i laget, så at det omgiver titannitridpartikleme. Røntgenpulverdiffraktionsanalyse af det fremkomne produkt viser tilstedeværelsen af ΊΊΒ2, TiN og TiB som de overvejende faser samt spormængder af 7Ί2Ν og nogen forurening af Ti02, øjensynlig fra reaktion med aluminiumoxiddiglen.

15

Eksempel 6

En cylindrisk blok af titan (1,8 cm lang og 1,5 cm i diameter) heddyppes i et lag af aluminiumdodecaboridpartikler (3-8 pm partikelstørrelse). Dette system opvarmes efter proceduren i eksempel 2 til en reaktionstemperatur på 1800-2000eC i en indifferent atmosfære 20 på 99% argon og 1% hydrogen med en strømningshastighed på 300 ml/minut.

Over smeltepunktet for titan foregår der en reaktion med aluminiumdodecaboridet, hvorved der dannes et kompositmateriale som reaktionsprodukt bestående af en titandiboridmatrix, som indlejrer inklusioner af aluminiummetal frigjort ved omsætningen af titanophavsmetallet med 25 aluminiumdodecaboridet. Faseidentifikationen bekræftes ved røntgenpuiverdiffraktionsanalyse af prøven, som også viser tilstedeværelsen af spormængder af 11384 og TiB.

Eksempel 7

Til demonstration af brugen af et præformlegeme til opnåelse af en keramik-metal-kompositdel 30 med en defineret endelig geometri fremstilles der to præformlegemer ved blanding af borpartikler med 5 vægtprocent af et organisk bindemiddelmateriale (Avicel P-105, et produkt fra FMC Corp.) og presning til præformplader (3,1 cm diameter og 4 cm tykkelse) under anvendelse af et tryk på 2800 kg/ cm2. Der benyttes amorft borpulver af to forskellige partikelstørrelser: (a) 2-3 mikron gennemsnitlig partikelstørrelse og (b) partikelstørrelse 35 svarende til passage af en sigte med 130 masker pr. cm. Ophavsmetallet fås i form af skiver (2,5 cm diameter og 0,9 cm tykkelse) af 99,7% rent aluminium. Hvert arrangement omfatter en borpræformskive anbragt under en aluminiumskive og omgivet på alle sider undtagen den opadvendende side af et lag af aluminiumpartikler svarende til en partikelstørrelse på 10 DK 169411 B1 13 cm (Norton Company 38 Alundum) i en ildfast digel. Disse arrangementer opvarmes i en muffeovn i 15 timer til størknepunkttemperaturen, holdes på 1100eC i 48 timer og afkøles i 10 timer i rent argon med en strømningshastighed på 200 ml/minut.

5 Efter eksponering viser undersøgelse af prøverne, at aluminiumophavsmetallet har infiltreret præformskivéme og reageret med boret til dannelse af en keramik-metal-komposit omfattende AIB-J2 (i to isomorfe) og Al og spormængder af en forurening af AIN, hvilket bekræftes ved røntgendiffraktion. Kompositskiveme opretholder de oprindelige praeformlegemers geometri, og dimensionerne af de endelige legemer ligger tæt ved udgangsdimensioneme af praeformle-10 gememe. I hvert tilfælde forbliver nogle overskudsmetaller på siden i kontakt med ophavsatu-miniummetallet, som kan skilles fra keramik-metal-kompositten ved en forholdsvis svag kraft.

Prøver af keramik-metal-kompositterne fremstilles til mekaniske målinger ved savning og slibning af små prøvestænger til bøjningsprøvning. Resultaterne viser en maksimal bøjningsstyr-15 ke på 1960 kg/cm2 og 1225 kg/cm2 for skiver af amorfe borpartikler med en partikelstørrelse på henholdsvis 2-3 pm og en partikelstørrelse svarende til passage af en sigte med 130 masker pr. cm. Begge prøver viser tegn på betydelig deformation før svigt, hvilket skyldes duktilitet af aluminiumbestanddelen i kompositten.

20 Eksempel 8

Til yderligere demonstration af præformmetoden blandes TiB2-partikler (passage af sigte med 40 masker pr. cm med tilbageholdelse på en sigte med 108 masker pr. cm) med partikler af amorft bor (passage af en sigte med 130 masker pr. cm) i de respektive vægtandele 62,5% og 37,5%. Under anvendelse af proceduren for eksempel 7 presses disse pulvere til et præform-25 legeme på 10x10x1,2 cm under anvendelse af et tryk på 210 kg/cm2. Præformlegemet kombineres med ophavsaluminium (legering 1100, nominelt 99% ren) i form af en 5 x 10 x 1,2 cm stang anbragt under præformlegemet i et aluminiumlag. Opvarmning foretages som i eksempel 7 i 15 timer.

30 Det fremkomne kompositlegeme har nøje form og dimensioner som præformlegemet. Kompositten viser sig ved røntgendiffraktion at indeholde T1B2 og aluminium.-Undersøgelse i både optisk og scanningelektronmikroskop viser tilstedeværelsen af yderligere-faser, der identificeres som resterende amorft bor (ikke detekterbar ved røntgendiffraktion) og AIB-J2- Den kortere opvarmningstid i dette eksempel i sammenligning med eksempel 7 kan forklare den lavere 35 grad af omsætning af aluminium og bor i det foreliggende tilfælde.

Bøjningsstyrkeforsøg på fire prøver, som udskæres af kompositten fra fremgangsmåden i eksempel 7, giver en gennemsnitsværdi for 1485 kg/cm2 (± 70 kg/cm2) og et endnu større udtryk DK 169411 B1 14 for duktiliteten end materialerne i det foregående eksempel. Den store deformerbarhed af dette materiale hidrører sandsynligvis fra det større aluminiumindhold, hvilket er en konsekvens af det lavere sammenpakningstryk med deraf følgende lavere tæthed af udgangs-præformlegemet i det foreliggende tilfælde.

5

Eksempel 9 -

Til illustration af effektiviteten af kun en lille koncentration af bor fremstilles der præformskiver med aluminiumfyldstofpartikler plus 0, 1, 2, 5 og 10 vægtprocent amorft bor. Ved fremstilling af skiverne blandes de pågældende procentsatser af aluminiumoxid (38 Alundum, passage af 10 en sigte med 88 masker pr. cm) og amorft bor (2-3 pm partikelstørrelse med 5 vægtprocent af et organisk bindemiddel (Avicel PH-105), og de presses til skiver med 3,1 cm diameter og 0,8 cm tykkelse. Disse skiver dækkes af et ildfast lag af aluminiumoxidpartikler (38 Alundum, passage af sigte med 36 masker pr. cm) med en cylindrisk blok af 99,7% rent aluminium, 1,2 cm tykkelse og 2,5 cm diameter, anbragt oven på hver skive, så at de cirkulære flader er i 15 indbyrdes kontakt. De ovenfor beskrevne systemer opvarmes til 1200°C størknepunkttempera-tur i 17 timer i ren argon med en strømningshastighed på 200 ml/minut..

I hvert system, hvor fyldstofskiverne indeholder bor, infiltrerer smeltet aluminium fyldstofskiven, hvor aluminiumoxidpartiklerne indlejres til dannelse af et kompositmateriale med i hoved-20 sagen aluminiummetalmatrix indeholdende nogle reaktionsproduktpartikler. I systemet, som ikke indeholder noget bor i fyldstofskiven, er der ikke nogen infiltration af fyldstoffet fra det smeltede aluminiumlegeme. De infiltrerede kompositer opretholder nøjagtigt geometrien og dimensionerne af præformlegemet.

25 Fig. 4 viser et mikrofotograf! af et tværsnit gennem kompositprøven med 1% bor i præformlegemet, idet det illustrerer dannelsen af en aluminiummatrixkomposit indeholdende AI2O3 og en mindre mængde AlB^-reaktionsprodukt. Til sammenligningsformål viser fig. 5 et kompositmateriale fremstillet ved en lignende metode, dog med den forskel, at det oprindelige præformlegeme indeholder 50 vægtprocent amorft bor med en partikelstørrelse svarende til 30 passage af en maske med 130 masker pr. cm. Den fremkomne komposit indeholder en meget større mængde AIB12 (bekræftet ved røntgendiffraktion) og en mindre mængde aluminiumoxid og aluminium end ventet ud fra de forskellige præformsammensætninger._

Eksempel 10 35 En stang af rent lanthan på 1,8 x 1,2 x 0,6 cm og en vægt på 10,8 g indlejres i 24,5 g 98-99% rent krystallinsk borpulver (partikelstørrelse svarende til passage af en sigte med 130 masker pr. cm), således at en af fladerne på 1,8 x 1,2 cm af lanthanstangen er blottet. Den mængde borpulver, som omgiver lanthanstangen, er i støkiometrisk overskud i forhold til dannelsen af DK 169411 B1 15 lanthanhexaborhydrid ud fra reaktionen af lanthanmetalstangen med borpulver. Det nævnte system anbringes i en aluminiumoxiddigel og opvarmes til ca. 1800°C (målt på den blottede overflade af lanthanstangen ved optisk pyrometri) i en induktionsovn under anvendelse af direkte kobling til metallet. Opvarmningen udføres i en atmosfære af rent argon med en strøm-5 ningshastighed på 200 ml pr. minut. Opvarmningen til temperaturen udføres i løbet af ca. 30 minutter. Dér iagttages reaktion, idet lanthanmetallets smeltepunkt nås. Dåden optiske pyro-metriske teknik måler temperaturen af den blottede overflade af metallet, kan temperaturen på punkter i det indre af metalstangen og/eller i lokale reaktionspunkter være højere end den ved den optiske måling iagttagne temperatur.

10

Det smeltede lanthanmetal infiltrerer borlaget radialt, hvilket resulterer i et keramisk legeme indeholdende et hulrum på det sted, som tidligere blev indtaget af lanthanstangen. Det keramiske legeme er sammenhængende og porøst. Røntgenpulverdiffraktionsanalyse af materialet identificerer den keramiske struktur som lanthanhexaborid.

Claims

1. Fremgangsmåde til fremstilling af et selvbærende legeme omfattende en metalfase og en keramikfase, kendetegnet ved, (a) at man udvælger et ophavsmetal, (b) at man op- 5 varmer ophavsmetallet i en praktisk taget indifferent atmosfære til en temperatur over dets smeltepunkt til dannelse af et legeme af smeltet metal, og at man kontakter legemet af smeltet metal med en masse omfattende en borkilde, som er bor og/eller metalborid, (c) at man opretholder temperaturen i tilstrækkelig tid til at tillade infiltration af smeltet ophavsmetai i massen og at tillade reaktionen af smeltet ophavsmetal med borkilden til dannelse af et ophavsmetal-10 borid, og (d) at man fortsætter infiltrationen i tilstrækkelig tid til frembringelse af et selvbærende legeme omfattende en metaifase og ophavsmetalborid.

2. Fremgangsmåde ifølge krav 1, kendetegnet ved, at man danner massen ved blanding af borkilden med et indifferent fyldstof, at man tillader infiltrationen og reaktionen i den 15 formede masse til indlejring af fyldstoffet, og at man fremstiller en kofnposit som et selvbærende legeme med en matrix, som indlejrer fyldstoffet, idet matrixen omfatter en metalfase og et ophavsmetalborid.

3. Fremgangsmåde ifølge krav 1-2, kendetegnet ved, at borkilden er til stede i mindst 20 støkiometrisk mængde, og at infiltrationen og reaktionen fortsættes i tilstrækkelig tid til at forbruge praktisk taget alt ophavsmetal.

4. Fremgangsmåde ifølge krav 3, kendetegnet ved, at infiltrationen og reaktionen fortsættes i tilstrækkelig tid til frembringelse af et porøst legeme. 25

5. Fremgangsmåde ifølge krav 1-3, kendetegnet ved, at ophavsmetallet vælges blandt aluminium, titan, zirconium, silicium, hafnium, lanthan, jern, calcium, vanadium, niobium, magnesium og beryllium.

6. Fremgangsmåde ifølge krav 1-5, kendetegnet ved, at ophavsmetallet er aluminium, at borkilden er elementært bor, og at det selvbærende legeme omfatter-aluminium og alumini-umborid.

7. Fremgangsmåde ifølge krav 1, kendetegnet ved, at massen omfatter en borkilde 35 med lav vægtfylde, og at der dannes et selvbærende legeme med egenskaber, som domineres af metalfasens egenskaber. DK 169411 B1

8. Fremgangsmåde ifølge krav 2, kendetegnet ved, at massen omfatter en borkilde med lav vægtfylde i rummene mellem fyldstoffets bestanddele, idet den fremkomne matrix har egenskaber, som domineres af metalfasens egenskaber.

9. Fremgangsmåde ifølge krav 1, kendetegnet ved, at massen omfatter en borkilde med høj vægtfylde, hvorved der dannes et selvbærende legeme, som udviser egenskaber, som domineres af egenskaberne hos ophavsmetalboridet.

10. Fremgangsmåde ifølge krav2, kendetegnet ved, at massen omfatter en borkilde 10 med høj vægtfylde i mellemrummene mellem bestanddelene af fyldstoffet, hvorved den fremkomne jnatrix udviseregenskaber, som domineres af egenskaberne hos ophavsmetalboridet.

11. Fremgangsmåde ifølge krav 2 eller 6, kendetegnet ved, at massen omfatter mindst 50 vægtprocent af borkilden, og at ophavsmetalboridet er praktisk taget sammenhængende i 15 mindst én dimension.

12. Fremgangsmåde ifølge krav 1-11, kendetegnet ved, at massen omfatter et metal-borid, som er reducerbart ved hjælp af ophavsmetallet, og at metalfasen omfatter metal fra metalboridet. 20

13. Fremgangsmåde ifølge krav 12, kendetegnet ved, at ophavsmetallet er titan, og at det reducerbare metalborid er aluminiumdodecaborid. 25