JP2931005B2 - 自己支持体の製造方法 - Google Patents
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- C04B41/50—Coating or impregnating, e.g. injection in masonry, partial coating of green or fired ceramics, organic coating compositions for adhering together two concrete elements with inorganic materials
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、一般的に自己支持体の新規な製造方法及び
該方法により製造された新規な製品に関する。より詳細
には、本発明は、炭化ホウ素と、ホウ素供給物質（即
ち、ホウ素含有物質）と炭素供給物質（即ち、炭素含有
物質）のうちの少なくとも一種と、必要に応じて一種以
上の不活性フィラーを含有する床中又は素材中に溶融母
材金属を反応浸透することにより、一種以上のホウ素含
有化合物、例えば、ホウ化物、又はホウ化物と炭化物を
含む自己支持体の製造方法に関する。
該方法により製造された新規な製品に関する。より詳細
には、本発明は、炭化ホウ素と、ホウ素供給物質（即
ち、ホウ素含有物質）と炭素供給物質（即ち、炭素含有
物質）のうちの少なくとも一種と、必要に応じて一種以
上の不活性フィラーを含有する床中又は素材中に溶融母
材金属を反応浸透することにより、一種以上のホウ素含
有化合物、例えば、ホウ化物、又はホウ化物と炭化物を
含む自己支持体の製造方法に関する。
近年、従来は金属が用いられていた構造物用途にセラ
ミックスを用いることに対して関心が増大している。こ
の関心の原動力は、耐食性、硬度、耐摩耗性、弾性率及
び耐火性が金属よりもセラミックスの方が優れているこ
とであった。
ミックスを用いることに対して関心が増大している。こ
の関心の原動力は、耐食性、硬度、耐摩耗性、弾性率及
び耐火性が金属よりもセラミックスの方が優れているこ
とであった。
しかしながら、このような用途におけるセラミックス
の使用の主な制約として所望のセラミックス構造物を製
造することの実際の可能性とコストの問題がある。例え
ば、ホウ化物セラミック体の製造方法として、ホットプ
レス、反応焼結、反応性ホットプレスが知られている。
反応性ホットプレスは、例えば、ホウ素又は金属ホウ化
物と適当な金属含有粉とを高温高圧下で圧縮する。米国
特許第3,937,619号（Clougherty）は金属粉と二ホウ化
物粉の混合物をホットプレスしてホウ化物体を製造する
ことを、また米国特許第4,512,946号（Brun）はセラミ
ック粉末とホウ素及び金属水素化物とをホットプレスし
てホウ化物複合体を製造することを記載している。
の使用の主な制約として所望のセラミックス構造物を製
造することの実際の可能性とコストの問題がある。例え
ば、ホウ化物セラミック体の製造方法として、ホットプ
レス、反応焼結、反応性ホットプレスが知られている。
反応性ホットプレスは、例えば、ホウ素又は金属ホウ化
物と適当な金属含有粉とを高温高圧下で圧縮する。米国
特許第3,937,619号（Clougherty）は金属粉と二ホウ化
物粉の混合物をホットプレスしてホウ化物体を製造する
ことを、また米国特許第4,512,946号（Brun）はセラミ
ック粉末とホウ素及び金属水素化物とをホットプレスし
てホウ化物複合体を製造することを記載している。
しかしながら、これらのホットプレス法は、特別の取
扱いと高価な特殊な装置を必要とし、製造されるセラミ
ック部分の寸法と形状が限定され、そして典型的には生
産性が低く、製造コストが高い。
扱いと高価な特殊な装置を必要とし、製造されるセラミ
ック部分の寸法と形状が限定され、そして典型的には生
産性が低く、製造コストが高い。
セラミックスを構造物用途に用いることに対する第２
の主な制約は、セラミックスが一般に靱性（即ち、破損
強さあるいは破壊抵抗）を欠くことにある。この特性の
ために、セラミックスはそれほどでない引張応力を伴な
う用途において突然に容易に激しく破壊する傾向を示
す。この靱性の欠如は特にモノリスのホウ化物セラミッ
ク体においてよく見られる。
の主な制約は、セラミックスが一般に靱性（即ち、破損
強さあるいは破壊抵抗）を欠くことにある。この特性の
ために、セラミックスはそれほどでない引張応力を伴な
う用途において突然に容易に激しく破壊する傾向を示
す。この靱性の欠如は特にモノリスのホウ化物セラミッ
ク体においてよく見られる。
上記の問題を解決するために試みられている方法の１
つは、例えばサーメット又は金属マトリックス複合体の
ように、セラミックスを金属と共に用いることである。
この公知の方法の目的は、セラミックスの最良の特性
（例えば、硬度及び／又は剛性）と金属の最良の特性
（例えば、延性）の両方を組合せて得ることである。米
国特許第4,585,618号（Fresnelら）は、反応して自己支
持性焼結セラミック体を生成する粒状反応体のバルク反
応混合物が溶融金属と接触しながら反応するサーメット
の製造方法を開示する。溶融金属は得られるセラミック
体の少なくとも一部分に浸透する。このような反応混合
物の例はチタン、アルミニウム及び酸化ホウ素（すべて
粒状）を含むもので、それは溶融アルミニウムのプール
と接触されながら加熱される。このように、この方法で
はアルミニウムは反応混合物において特に還元剤として
用いられる。さらに、溶融金属のプールはホウ化物生成
反応のための前駆体金属源として用いられるのではな
く、得られるセラミック組織中の空孔を満たす手段とし
て使用されている。これは溶融アルミニウムに抵抗性か
つ湿潤性のサーメットを生成する。これらのサーメット
はアルミニウム製造セルにおいて生成する溶融アルミニ
ウムと接触する成分として特に有用であるが、溶融氷晶
石と接触しないことが好ましい。この方法ではこれ以上
ホウ化炭素を用いることはない。
つは、例えばサーメット又は金属マトリックス複合体の
ように、セラミックスを金属と共に用いることである。
この公知の方法の目的は、セラミックスの最良の特性
（例えば、硬度及び／又は剛性）と金属の最良の特性
（例えば、延性）の両方を組合せて得ることである。米
国特許第4,585,618号（Fresnelら）は、反応して自己支
持性焼結セラミック体を生成する粒状反応体のバルク反
応混合物が溶融金属と接触しながら反応するサーメット
の製造方法を開示する。溶融金属は得られるセラミック
体の少なくとも一部分に浸透する。このような反応混合
物の例はチタン、アルミニウム及び酸化ホウ素（すべて
粒状）を含むもので、それは溶融アルミニウムのプール
と接触されながら加熱される。このように、この方法で
はアルミニウムは反応混合物において特に還元剤として
用いられる。さらに、溶融金属のプールはホウ化物生成
反応のための前駆体金属源として用いられるのではな
く、得られるセラミック組織中の空孔を満たす手段とし
て使用されている。これは溶融アルミニウムに抵抗性か
つ湿潤性のサーメットを生成する。これらのサーメット
はアルミニウム製造セルにおいて生成する溶融アルミニ
ウムと接触する成分として特に有用であるが、溶融氷晶
石と接触しないことが好ましい。この方法ではこれ以上
ホウ化炭素を用いることはない。
Reeveらの欧州特許出願第0,113,249号は、溶融金属相
中にその中にセラミック粉末分散相を生成した後、この
溶融条件を充分な時間保持して内部にセラミックスのネ
ットワークを形成させることによってサーメットを製造
する方法を開示する。セラミック相の形成は、アルミニ
ウムなどの溶融金属中でチタン塩とホウ素塩を反応させ
ることによると説明されている。ホウ化物セラミックス
がその場で生成し、体内成長したネットワークになる。
しかしながら、ここでは浸透はなく、またホウ化物は溶
融金属中で沈積物として形成される。この出願の２つの
実施例は両方ともTiAl3,AlB2又はAlB12の粒は生成せ
ず、TiB2が生成したことを明記しており、これは明らか
にアルミニウムがホウ化物の金属前駆体でないことを示
している。また、炭化ホウ素を前駆体材料として用いる
ことも示唆されていない。
中にその中にセラミック粉末分散相を生成した後、この
溶融条件を充分な時間保持して内部にセラミックスのネ
ットワークを形成させることによってサーメットを製造
する方法を開示する。セラミック相の形成は、アルミニ
ウムなどの溶融金属中でチタン塩とホウ素塩を反応させ
ることによると説明されている。ホウ化物セラミックス
がその場で生成し、体内成長したネットワークになる。
しかしながら、ここでは浸透はなく、またホウ化物は溶
融金属中で沈積物として形成される。この出願の２つの
実施例は両方ともTiAl3,AlB2又はAlB12の粒は生成せ
ず、TiB2が生成したことを明記しており、これは明らか
にアルミニウムがホウ化物の金属前駆体でないことを示
している。また、炭化ホウ素を前駆体材料として用いる
ことも示唆されていない。
米国特許第3,864,154号（Gazzaら）は浸透により製造
したセラミック−金属系を開示している。真空下でAlB
12圧縮成形体に溶融アルミニウムを含浸してこれらの成
分の系を得ている。同様にしてSiB6‐Al、B-Al;B4C‐Al
/Si;及びAlB12‐B-Alが製造されている。しかしなが
ら、反応に関する示唆は全くなく、浸透材料との反応を
伴なう複合体、あるいは不活性フィラーを充填した反応
生成物、又はそれを複合体の一部とする製品については
全く示唆するところがない。
したセラミック−金属系を開示している。真空下でAlB
12圧縮成形体に溶融アルミニウムを含浸してこれらの成
分の系を得ている。同様にしてSiB6‐Al、B-Al;B4C‐Al
/Si;及びAlB12‐B-Alが製造されている。しかしなが
ら、反応に関する示唆は全くなく、浸透材料との反応を
伴なう複合体、あるいは不活性フィラーを充填した反応
生成物、又はそれを複合体の一部とする製品については
全く示唆するところがない。
米国特許第4,605,440号（Halversonら）はB4C‐Al複
合体を得るためにB4C‐Al圧縮成形体（B4C粉とAl粉の均
一混合物を常温プレスして作成）を真空下又はアルゴン
雰囲気中で焼成することを開示する。この方法では、溶
融前駆金属のプール又は溶融前駆金属体から溶融金属は
プレフォームに浸透しない。更に、フィラーの好適な特
性を利用する複合体を得るために不活性フィラーを充填
した反応生成物については全く示唆するところがない。
合体を得るためにB4C‐Al圧縮成形体（B4C粉とAl粉の均
一混合物を常温プレスして作成）を真空下又はアルゴン
雰囲気中で焼成することを開示する。この方法では、溶
融前駆金属のプール又は溶融前駆金属体から溶融金属は
プレフォームに浸透しない。更に、フィラーの好適な特
性を利用する複合体を得るために不活性フィラーを充填
した反応生成物については全く示唆するところがない。
サーメット材料を製造するこれらの方法はいくつかの
場合には有望な成果をもたらしたが、ホウ素含有材料を
製造するより有効かつ経済的な方法に対して需要が一般
的に存在する。
場合には有望な成果をもたらしたが、ホウ素含有材料を
製造するより有効かつ経済的な方法に対して需要が一般
的に存在する。
ホウ化物含有材料の製造に伴なう上記の問題の多くは
米国特許出願第73,533号（1987年７月15日出願、発明者
Danny R.White,Michael K.Aghajanian及びT.Dennis Cla
ar、発明の名称“Process for Preparing Self−Suppor
ting Bodies and Products Made Thereby"、対応日本特
開平01-103945号公報）明細書に記載されている。
米国特許出願第73,533号（1987年７月15日出願、発明者
Danny R.White,Michael K.Aghajanian及びT.Dennis Cla
ar、発明の名称“Process for Preparing Self−Suppor
ting Bodies and Products Made Thereby"、対応日本特
開平01-103945号公報）明細書に記載されている。
米国特許出願第73,533号（特開平1-103945号公報）で
は下記の定義が用いられており、これらの定義は本明細
書においても用いられる。
は下記の定義が用いられており、これらの定義は本明細
書においても用いられる。
用語「母材金属（parent metal）」は、多結晶質酸化
反応生成物、即ち、母材金属ホウ化物又はその他の母材
金属ホウ素化合物の前駆体（precursor）である金属
（例えば、ジルコニウム）を指称し、純粋な金属、比較
的純粋な金属、不純物及び／又は合金成分を含む市販の
金属、及び主成分として金属前駆体を含む合金としての
上記金属のいずれをも含むものである。そして、特定の
金属（例、ジルコニウム）が母材金属として記載されて
いる場合、その金属は本文中に特にことわられない限
り、上記の定義を参照して読まれるべきものである。
反応生成物、即ち、母材金属ホウ化物又はその他の母材
金属ホウ素化合物の前駆体（precursor）である金属
（例えば、ジルコニウム）を指称し、純粋な金属、比較
的純粋な金属、不純物及び／又は合金成分を含む市販の
金属、及び主成分として金属前駆体を含む合金としての
上記金属のいずれをも含むものである。そして、特定の
金属（例、ジルコニウム）が母材金属として記載されて
いる場合、その金属は本文中に特にことわられない限
り、上記の定義を参照して読まれるべきものである。
用語「母材金属ホウ化物（parent metal boride）」
及び「母材金属ホウ素化合物（parent metal boro comp
ound）」は、炭化ホウ素と母材金属の反応により生成す
るホウ素含有反応生成物を意味し、ホウ素と母材金属と
の２元化合物と共に３元又はさらに高次の化合物をも含
む。
及び「母材金属ホウ素化合物（parent metal boro comp
ound）」は、炭化ホウ素と母材金属の反応により生成す
るホウ素含有反応生成物を意味し、ホウ素と母材金属と
の２元化合物と共に３元又はさらに高次の化合物をも含
む。
用語「母材金属炭化物（parent metal carbide）」
は、炭化ホウ素と母材金属の反応により生成する炭素含
有反応生成物を意味する。
は、炭化ホウ素と母材金属の反応により生成する炭素含
有反応生成物を意味する。
米国特許出願第73,533号（特開平1-103945号公報の開
示を簡単に要約すると、炭化ホウ素の存在における母材
金属の浸透反応方法（infiltration and reaction proc
ess）〔即ち、反応浸透（reaction infiltration）〕を
利用して自己支持性（self-supporting）セラミック体
が製造される。とりわけ、炭化ホウ素の床又は素材（ma
ss）が溶融母材金属により浸透及び反応され、この床は
完全に炭化ホウ素のみからなることができ、それによっ
て１種又は２種以上の母材金属のホウ素含有化合物から
なる自己支持体が得られる。このホウ素含有化合物は母
材金属ホウ化物、もしくは母材金属ホウ素化合物、又は
その両方を含み、典型的には母材金属炭化物もまた含
む。また、浸透されるべき炭化ホウ素素材は１種又は２
種以上の不活性フィラーを炭化ホウ素と混合して含んで
いてもよいと開示されている。従って、不活性フィラー
を用いることによって母材金属の反応浸透による生成物
をマトリックスとする複合体が得られる。このマトリッ
クスは少なくとも１種のホウ素含有化合物を含み、また
同様に母材金属炭化物を含んでもよく、そしてこのマト
リックス中に不活性フィラーが充填されている。さら
に、上記の態様（即ち、フィラー含有または不含有）の
最終複合体生成物は出発母材金属の少なくとも１種の金
属成分を残留金属として含むことができる旨が記載され
ている。
示を簡単に要約すると、炭化ホウ素の存在における母材
金属の浸透反応方法（infiltration and reaction proc
ess）〔即ち、反応浸透（reaction infiltration）〕を
利用して自己支持性（self-supporting）セラミック体
が製造される。とりわけ、炭化ホウ素の床又は素材（ma
ss）が溶融母材金属により浸透及び反応され、この床は
完全に炭化ホウ素のみからなることができ、それによっ
て１種又は２種以上の母材金属のホウ素含有化合物から
なる自己支持体が得られる。このホウ素含有化合物は母
材金属ホウ化物、もしくは母材金属ホウ素化合物、又は
その両方を含み、典型的には母材金属炭化物もまた含
む。また、浸透されるべき炭化ホウ素素材は１種又は２
種以上の不活性フィラーを炭化ホウ素と混合して含んで
いてもよいと開示されている。従って、不活性フィラー
を用いることによって母材金属の反応浸透による生成物
をマトリックスとする複合体が得られる。このマトリッ
クスは少なくとも１種のホウ素含有化合物を含み、また
同様に母材金属炭化物を含んでもよく、そしてこのマト
リックス中に不活性フィラーが充填されている。さら
に、上記の態様（即ち、フィラー含有または不含有）の
最終複合体生成物は出発母材金属の少なくとも１種の金
属成分を残留金属として含むことができる旨が記載され
ている。
広く、米国特許出願第73,533号（特開平1-103945号公
報）に開示された方法では、炭化ホウ素素材を特定の温
度範囲内の実質的に不活性な雰囲気中で溶融した金属又
は合金の溶融体と隣接又は接触させる。溶融金属は炭化
ホウ素素材に浸透し、炭化ホウ素と反応して少なくとも
１種の反応生成物を生成する。炭化ホウ素は母材金属に
より少なくとも部分的に還元可能であることにより母材
金属ホウ素含有化合物（即ち、反応の温度条件下で母材
金属のホウ化物及び／又はホウ素化合物）を生成する。
典型的には、母材金属炭化物も生成し、場合によっては
母材金属ホウ炭化物（boro carbide）が生成する。反応
生成物の少なくとも１部分は溶融金属との接触が維持さ
れ、溶融金属は吸引又は毛管作用により未反応炭化ホウ
素に向って吸引又は輸送される。この輸送された金属は
新たに母材金属のホウ化物、炭化物及び／又はホウ炭化
物を生成し、そして母材金属又は炭化ホウ素の一方が消
費し尽されるか又は反応温度が前記反応温度範囲外にさ
れるまでセラミック体の形成又は成長が続く。得られる
組織は母材金属ホウ化物、母材金属ホウ素化合物、母材
金属炭化物、金属（米国特許出願第73,533号（特開平1-
103945号公報）に記載されているように合金及び金属間
化合物を含む）の１種又は２種以上、又は空孔（ボイ
ド）、又はこれらの組合せからなる。また、これらのい
くつかの相はセラミック体の全体にわたって１次元的に
又は２次元又は３次元的に連続していてもよく、あるい
は連続していなくてもよい。ホウ素含有化合物相（即
ち、ホウ化物相及びホウ素化合物相）、炭素含有化合物
相、及び金属相の最終体積分率及び連続性の程度は炭化
ホウ素体の初期密度、炭化ホウ素と母材金属、母材金属
の合金の相対量、炭化ホウ素のフィラーによる希釈、温
度、時間などの条件の１つ又は２以上を変更して制御す
ることが可能である。炭化ホウ素の母材金属ホウ化物、
母材金属ホウ素化合物及び母材金属炭化物への変換が少
なくとも約50％であることが好ましく、最も好ましくは
少なくとも90％である。
報）に開示された方法では、炭化ホウ素素材を特定の温
度範囲内の実質的に不活性な雰囲気中で溶融した金属又
は合金の溶融体と隣接又は接触させる。溶融金属は炭化
ホウ素素材に浸透し、炭化ホウ素と反応して少なくとも
１種の反応生成物を生成する。炭化ホウ素は母材金属に
より少なくとも部分的に還元可能であることにより母材
金属ホウ素含有化合物（即ち、反応の温度条件下で母材
金属のホウ化物及び／又はホウ素化合物）を生成する。
典型的には、母材金属炭化物も生成し、場合によっては
母材金属ホウ炭化物（boro carbide）が生成する。反応
生成物の少なくとも１部分は溶融金属との接触が維持さ
れ、溶融金属は吸引又は毛管作用により未反応炭化ホウ
素に向って吸引又は輸送される。この輸送された金属は
新たに母材金属のホウ化物、炭化物及び／又はホウ炭化
物を生成し、そして母材金属又は炭化ホウ素の一方が消
費し尽されるか又は反応温度が前記反応温度範囲外にさ
れるまでセラミック体の形成又は成長が続く。得られる
組織は母材金属ホウ化物、母材金属ホウ素化合物、母材
金属炭化物、金属（米国特許出願第73,533号（特開平1-
103945号公報）に記載されているように合金及び金属間
化合物を含む）の１種又は２種以上、又は空孔（ボイ
ド）、又はこれらの組合せからなる。また、これらのい
くつかの相はセラミック体の全体にわたって１次元的に
又は２次元又は３次元的に連続していてもよく、あるい
は連続していなくてもよい。ホウ素含有化合物相（即
ち、ホウ化物相及びホウ素化合物相）、炭素含有化合物
相、及び金属相の最終体積分率及び連続性の程度は炭化
ホウ素体の初期密度、炭化ホウ素と母材金属、母材金属
の合金の相対量、炭化ホウ素のフィラーによる希釈、温
度、時間などの条件の１つ又は２以上を変更して制御す
ることが可能である。炭化ホウ素の母材金属ホウ化物、
母材金属ホウ素化合物及び母材金属炭化物への変換が少
なくとも約50％であることが好ましく、最も好ましくは
少なくとも90％である。
米国特許出願第73,533号（特開平1-103945号公報）で
用いられた典型的な環境又は雰囲気は処理条件下で比較
的不活性又は非反応性のものであった。特に、例えば、
アルゴンガス又は真空が好適な処理雰囲気であると記載
されている。さらにまた、ジルコニウムを母材金属とし
て用いた場合、得られる複合体は二ホン化ジルコニウ
ム、炭化ジルコニウム及び残留ジルコニウム金属からな
っていたと記載されている。また、アルミニウムを母材
金属として用いた処理では、Al3B48C2、AlB12C2及び／
又はAlB24C4などのホウ炭化アルミニウムとアルミニウ
ムその他の母材金属の未反応非酸化成分の残留分からな
るものが得られたと記載されている。このような処理条
件下で用いるのに適当なその他の母材金属としてはケイ
素、チタン、ハフニウム、ランタン、鉄、カルシウム、
バナジウム、ニオブ、マグネシウム及びベリリウムが記
載されている。
用いられた典型的な環境又は雰囲気は処理条件下で比較
的不活性又は非反応性のものであった。特に、例えば、
アルゴンガス又は真空が好適な処理雰囲気であると記載
されている。さらにまた、ジルコニウムを母材金属とし
て用いた場合、得られる複合体は二ホン化ジルコニウ
ム、炭化ジルコニウム及び残留ジルコニウム金属からな
っていたと記載されている。また、アルミニウムを母材
金属として用いた処理では、Al3B48C2、AlB12C2及び／
又はAlB24C4などのホウ炭化アルミニウムとアルミニウ
ムその他の母材金属の未反応非酸化成分の残留分からな
るものが得られたと記載されている。このような処理条
件下で用いるのに適当なその他の母材金属としてはケイ
素、チタン、ハフニウム、ランタン、鉄、カルシウム、
バナジウム、ニオブ、マグネシウム及びベリリウムが記
載されている。
米国特許出願第137,044号（特開平1-294558号公報）
（1987年12月23日に米国特許出願第73,533号の一部継続
出願として出願、発明者Terry Dennis Claar,Steven Mi
chaelMason,Kevin Peter Pochopien及びDanny Ray Whit
e、発明の名称“Process for PreparingSelf-Supportin
g Bodies and Products Made Therby"、対応欧州特許出
願公開EP-A2-322336は、場合により、溶融母材金属によ
り浸透されるべき炭化ホウ素の床又は素材に炭素供給材
料（carbon doner material、即ち、炭素含有化合物）
を添加することが望ましいことを開示する。具体的に
は、炭素供給材料は母材金属と反応して母材金属−炭化
物相を生成し、これが得られる複合体の機械的特性を炭
素供給材料を用いないで生成した複合体の特性よりも優
れたものとすることを可能にすることが開示されてい
る。このようにして、反応体濃度及び処理条件を変更又
は制御してセラミック化合物、金属及び／又は空孔率を
いろいろな体積パーセントで含む複合体を得ることがで
きることが開示されている。例えば、炭化ホウ素素材に
炭素供給材料（例えば、グラファイト粉又はカーボンブ
ラック）を添加して母材金属−ホウ化物／母材金属−炭
化物の比を調整できる。特に、ジルコニウムを母材金属
として用いた場合、ZrB2/ZrCの比を低下させることがで
きる（即ち、炭化ホウ素材料に炭素供給材料を添加する
ことにより、より多くのZrCを生成することができ
る）。
（1987年12月23日に米国特許出願第73,533号の一部継続
出願として出願、発明者Terry Dennis Claar,Steven Mi
chaelMason,Kevin Peter Pochopien及びDanny Ray Whit
e、発明の名称“Process for PreparingSelf-Supportin
g Bodies and Products Made Therby"、対応欧州特許出
願公開EP-A2-322336は、場合により、溶融母材金属によ
り浸透されるべき炭化ホウ素の床又は素材に炭素供給材
料（carbon doner material、即ち、炭素含有化合物）
を添加することが望ましいことを開示する。具体的に
は、炭素供給材料は母材金属と反応して母材金属−炭化
物相を生成し、これが得られる複合体の機械的特性を炭
素供給材料を用いないで生成した複合体の特性よりも優
れたものとすることを可能にすることが開示されてい
る。このようにして、反応体濃度及び処理条件を変更又
は制御してセラミック化合物、金属及び／又は空孔率を
いろいろな体積パーセントで含む複合体を得ることがで
きることが開示されている。例えば、炭化ホウ素素材に
炭素供給材料（例えば、グラファイト粉又はカーボンブ
ラック）を添加して母材金属−ホウ化物／母材金属−炭
化物の比を調整できる。特に、ジルコニウムを母材金属
として用いた場合、ZrB2/ZrCの比を低下させることがで
きる（即ち、炭化ホウ素材料に炭素供給材料を添加する
ことにより、より多くのZrCを生成することができ
る）。
また、米国特許出願第137,044号（特開平1-294558号
公報）は適当な数の貫通孔を特定の寸法、形状及び位置
に有するグラファイト型を用いることを開示している。
この貫通孔は、母材金属の反応浸透の先端がプレフォー
ムに浸透するとき、例えば、プレフォーム又はフィラー
中にトラップされていた気体が逃れることを可能にする
ベント手段として作用する。
公報）は適当な数の貫通孔を特定の寸法、形状及び位置
に有するグラファイト型を用いることを開示している。
この貫通孔は、母材金属の反応浸透の先端がプレフォー
ムに浸透するとき、例えば、プレフォーム又はフィラー
中にトラップされていた気体が逃れることを可能にする
ベント手段として作用する。
もう１つの関連する出願である米国特許出願第137,38
2号（1987年12月23日出願、発明者Terry Claar及びGerh
ard Hans Schiroky、発明の名称“A Method of Modifyi
ng Ceramic Composite Bodies By a Carburization Pro
cess and Articles Made Thereby"、対応日本特開平01-
224255号公報）にさらなる改良方法が開示されている。
具体的には、米国特許出願第137,382号（特開平1-22425
5号公報）は米国特許出願第73,533号（特開平1-103945
号公報）の方法に従って作成したセラミック複合体を気
体状与炭剤（gaseous carbulizing species）に暴露す
ることによって改質できることを開示する。
2号（1987年12月23日出願、発明者Terry Claar及びGerh
ard Hans Schiroky、発明の名称“A Method of Modifyi
ng Ceramic Composite Bodies By a Carburization Pro
cess and Articles Made Thereby"、対応日本特開平01-
224255号公報）にさらなる改良方法が開示されている。
具体的には、米国特許出願第137,382号（特開平1-22425
5号公報）は米国特許出願第73,533号（特開平1-103945
号公報）の方法に従って作成したセラミック複合体を気
体状与炭剤（gaseous carbulizing species）に暴露す
ることによって改質できることを開示する。
このような気体状与炭剤は、例えば、複合体をグラフ
ァイト床中に埋めて制御された雰囲気の炉中でグラファ
イト床の少なくとも一部を水蒸気又は酸素と反応させて
生成することができる。しかしながら、炉内雰囲気は典
型的には主としてアルゴンの如く非反応性ガスからなる
べきである。アルゴンガス中に存在する不純物が与炭剤
を生成するのに必要な酸素を供給するのか、それともア
ルゴンガスはグラファイト床又は複合体中の成分のある
種の気化によって発生する不純物を含むビーヒクルとし
て働くだけなのかは明らかでない。さらに、気体状与炭
剤は複合体の加熱中に制御雰囲気炉中に直接に導入する
ことができる。
ァイト床中に埋めて制御された雰囲気の炉中でグラファ
イト床の少なくとも一部を水蒸気又は酸素と反応させて
生成することができる。しかしながら、炉内雰囲気は典
型的には主としてアルゴンの如く非反応性ガスからなる
べきである。アルゴンガス中に存在する不純物が与炭剤
を生成するのに必要な酸素を供給するのか、それともア
ルゴンガスはグラファイト床又は複合体中の成分のある
種の気化によって発生する不純物を含むビーヒクルとし
て働くだけなのかは明らかでない。さらに、気体状与炭
剤は複合体の加熱中に制御雰囲気炉中に直接に導入する
ことができる。
炉は、雰囲気制御炉中に気体状与炭剤が導入されたと
き、粗に充填されたグラファイト粉中に埋められた複合
体の表面の少なくとも一部分と与炭剤が接触することが
可能なように構成されるべきである。与炭剤中の炭素又
はグラファイト床中の炭素は連続炭化ジルコニウム相中
に溶解し、それからこの相がその溶解した炭素を空孔拡
散（vacancy diffusion）により、所望であれば実質的
に複合体の全体に輸送する。さらに、米国特許出願第13
7,382（特開平1-224255号公報）号は時間、与炭剤に対
する複合体の暴露、及び／又は与炭プロセスが起きる温
度を制御することにより、複合体の表面に与炭化帯域又
は層が形成される。このような処理により、高金属含分
及び高破壊靱性を有する複合体のコアの周囲に高硬度耐
摩耗性表面を提供することができる。
き、粗に充填されたグラファイト粉中に埋められた複合
体の表面の少なくとも一部分と与炭剤が接触することが
可能なように構成されるべきである。与炭剤中の炭素又
はグラファイト床中の炭素は連続炭化ジルコニウム相中
に溶解し、それからこの相がその溶解した炭素を空孔拡
散（vacancy diffusion）により、所望であれば実質的
に複合体の全体に輸送する。さらに、米国特許出願第13
7,382（特開平1-224255号公報）号は時間、与炭剤に対
する複合体の暴露、及び／又は与炭プロセスが起きる温
度を制御することにより、複合体の表面に与炭化帯域又
は層が形成される。このような処理により、高金属含分
及び高破壊靱性を有する複合体のコアの周囲に高硬度耐
摩耗性表面を提供することができる。
こうして、例えば約５〜30体積％の残留母材金属相を
有する複合体が作成された場合、このような複合体をポ
スト炭化処理によって改質して複合体中に残留する母材
金属を約０〜２体積％、典型的には約1/2〜２体積％に
することができる。
有する複合体が作成された場合、このような複合体をポ
スト炭化処理によって改質して複合体中に残留する母材
金属を約０〜２体積％、典型的には約1/2〜２体積％に
することができる。
本出願人が所有する上記の各出願の開示は本発明にも
参照し含められるべきである。
参照し含められるべきである。
本発明によれば、炭化ホウ素の存在下での母材金属の
浸透反応法（即ち、反応浸透）を利用して、自己支持形
セラミック体が製造される。炭化ホウ素床又は炭化ホウ
素素材に溶融母材金属が浸透するが、この際、床は炭化
ホウ素からのみ構成され、一種以上の母材金属ホウ素含
有化合物を含む自己支持体を生じさせてもよい。この場
合の化合物は、母材金属ホウ化物若しくは母材金属ホウ
炭化物又はそれらの両方を含み、そして一般的には母材
金属炭化物をも含んでいてもよい。又、浸透される素材
に、炭化ホウ素と混合した一種以上の不活性フィラーを
含有させて、反応浸透により複合体を生成させてもよ
い。この場合の複合体は、一種以上のホウ素含有化合物
からなるマトリックスを含むが、母材金属炭化物をも含
んでいてもよい。上記の両方の実施態様において、最終
生成物は、母材金属の一種以上の金属成分として金属を
含んでいてもよい。さらに、場合によっては、炭素供給
物質（即ち、炭素含有化合物）及び／又はホウ素供給物
質（即ち、ホウ素含有化合物）を炭化ホウ素に添加する
のが望ましいことがある。この炭素供給物質及び／又は
ホウ素供給物質は、母材金属と反応して、ホウ素供給物
質の場合は母材金属・炭化物相を形成し、そしてホウ素
供給物質の場合は母材金属・ホウ化物相を形成すること
により、得られる複合体の機械的性質を変えることがで
きる。
浸透反応法（即ち、反応浸透）を利用して、自己支持形
セラミック体が製造される。炭化ホウ素床又は炭化ホウ
素素材に溶融母材金属が浸透するが、この際、床は炭化
ホウ素からのみ構成され、一種以上の母材金属ホウ素含
有化合物を含む自己支持体を生じさせてもよい。この場
合の化合物は、母材金属ホウ化物若しくは母材金属ホウ
炭化物又はそれらの両方を含み、そして一般的には母材
金属炭化物をも含んでいてもよい。又、浸透される素材
に、炭化ホウ素と混合した一種以上の不活性フィラーを
含有させて、反応浸透により複合体を生成させてもよ
い。この場合の複合体は、一種以上のホウ素含有化合物
からなるマトリックスを含むが、母材金属炭化物をも含
んでいてもよい。上記の両方の実施態様において、最終
生成物は、母材金属の一種以上の金属成分として金属を
含んでいてもよい。さらに、場合によっては、炭素供給
物質（即ち、炭素含有化合物）及び／又はホウ素供給物
質（即ち、ホウ素含有化合物）を炭化ホウ素に添加する
のが望ましいことがある。この炭素供給物質及び／又は
ホウ素供給物質は、母材金属と反応して、ホウ素供給物
質の場合は母材金属・炭化物相を形成し、そしてホウ素
供給物質の場合は母材金属・ホウ化物相を形成すること
により、得られる複合体の機械的性質を変えることがで
きる。
反応物質濃度及びプロセス条件を変更又は制御して、
セラミック化合物、金属及び／又は気孔を異なる体積百
分率で含有する物体を生成してもよい。即ち、炭素供給
物質を用いるときには、母材金属ホウ化物に対する母材
金属炭化物の量を増加してもよい（即ち、母材金属ホウ
化物に対する母材金属炭化物の比が増加する）。さら
に、場合によっては、ホウ素供給物質（即ち、ホウ素含
有化合物）を添加するのが望ましいことがある。このよ
うな過剰のホウ素供給物質は、母材金属と反応して母材
金属・ホウ化物相を形成することにより、得られる複合
体の機械的性質を変えることができる。即ち、母材金属
炭化物に対する母材金属ホウ化物の量を増加してもよい
（即ち、母材金属炭化物に対する母材金属ホウ化物の比
が増加する）。
セラミック化合物、金属及び／又は気孔を異なる体積百
分率で含有する物体を生成してもよい。即ち、炭素供給
物質を用いるときには、母材金属ホウ化物に対する母材
金属炭化物の量を増加してもよい（即ち、母材金属ホウ
化物に対する母材金属炭化物の比が増加する）。さら
に、場合によっては、ホウ素供給物質（即ち、ホウ素含
有化合物）を添加するのが望ましいことがある。このよ
うな過剰のホウ素供給物質は、母材金属と反応して母材
金属・ホウ化物相を形成することにより、得られる複合
体の機械的性質を変えることができる。即ち、母材金属
炭化物に対する母材金属ホウ化物の量を増加してもよい
（即ち、母材金属炭化物に対する母材金属ホウ化物の比
が増加する）。
さらに、本明細書における上記で行った母材金属の説
明事項の他に、状況によっては、特定の金属合金を利用
して独特の所望の結果を得るようにするのが望ましいこ
とがあることが見出された。例えば、チタン／ジルコニ
ウム合金が、上記の反応浸透プロセスにより非常に望ま
しい自己支持形セラミック体を生成することが見出され
た。即ち、上記で説明したようにして、炭化ホウ素を含
む床又は素材に溶融チタン／ジルコニウム合金が浸透す
る。チタン／ジルコニウム合金を用いることにより得ら
れる特有の利点としては、ジルコニウムを主成分とする
母材金属を用いて製造した自己支持体よりも、高温での
機械的性質がさらに優れていることが挙げられる。従っ
て、チタン／ジルコニウムの母材金属のいずれも単独で
使用することはできるけれども、概略実質的に純粋なチ
タンから概略純粋なジルコニウムまでの範囲内で、チタ
ンをジルコニウムに合金するか、ジルコニウムをチタン
に合金することにより、一定の利点を得ることができ
る。チタン／ジルコニウム合金が炭化ホウ素を含む床又
は素材に反応浸透により生成する反応生成物としては、
ホウ化チタン（例えば、TiB2）、ホウ化ジルコニウム
（例えば、ZrB2）、チタンホウ炭化物及びジルコニウム
ホウ炭化物、又はこれらの化合物の組み合わせがあげら
れるが、一般的には、炭化チタン及び／又は炭化ジルコ
ニウムも含有されている。さらに上記で説明したよう
に、浸透される素材は、炭化ホウ化物と混合した一種以
上の不活性フィラー及び／又は炭素供給物質（即ち、炭
素含有化合物）及び／又はホウ素供給物質（例えば、ホ
ウ素含有化合物）を含有していてもよい。これらの実施
態様の全てにおいて、最終生成物は、一種以上の金属成
分としてチタン／ジルコニウム合金の一種以上の金属を
含んでいてもよい。
明事項の他に、状況によっては、特定の金属合金を利用
して独特の所望の結果を得るようにするのが望ましいこ
とがあることが見出された。例えば、チタン／ジルコニ
ウム合金が、上記の反応浸透プロセスにより非常に望ま
しい自己支持形セラミック体を生成することが見出され
た。即ち、上記で説明したようにして、炭化ホウ素を含
む床又は素材に溶融チタン／ジルコニウム合金が浸透す
る。チタン／ジルコニウム合金を用いることにより得ら
れる特有の利点としては、ジルコニウムを主成分とする
母材金属を用いて製造した自己支持体よりも、高温での
機械的性質がさらに優れていることが挙げられる。従っ
て、チタン／ジルコニウムの母材金属のいずれも単独で
使用することはできるけれども、概略実質的に純粋なチ
タンから概略純粋なジルコニウムまでの範囲内で、チタ
ンをジルコニウムに合金するか、ジルコニウムをチタン
に合金することにより、一定の利点を得ることができ
る。チタン／ジルコニウム合金が炭化ホウ素を含む床又
は素材に反応浸透により生成する反応生成物としては、
ホウ化チタン（例えば、TiB2）、ホウ化ジルコニウム
（例えば、ZrB2）、チタンホウ炭化物及びジルコニウム
ホウ炭化物、又はこれらの化合物の組み合わせがあげら
れるが、一般的には、炭化チタン及び／又は炭化ジルコ
ニウムも含有されている。さらに上記で説明したよう
に、浸透される素材は、炭化ホウ化物と混合した一種以
上の不活性フィラー及び／又は炭素供給物質（即ち、炭
素含有化合物）及び／又はホウ素供給物質（例えば、ホ
ウ素含有化合物）を含有していてもよい。これらの実施
態様の全てにおいて、最終生成物は、一種以上の金属成
分としてチタン／ジルコニウム合金の一種以上の金属を
含んでいてもよい。
一般的に、本発明の方法において、炭化ホウ素を含む
素材は、溶融金属体又は溶融金属合金体に隣接させる
か、接触させて配置し、特定の温度下で、実質的に不活
性な環境中で溶融させる。溶融金属は素材に浸透し、炭
化ホウ素と反応して一種以上の反応生成物を形成する。
この炭化ホウ素は、プロセス温度条件下で、溶融母材金
属により少なくとも一部分が還元されて母材金属のホウ
素含有化合物、例えば、母材金属ホウ化物及び／又はホ
ウ素化合物を生成する。一般的に、母材金属炭化物も生
成し、ある場合には、母材金属ホウ炭化物が生成する。
反応生成物の少なくとも一部分を、金属と接触した状態
に維持し、溶融金属を、吸い上げ作用又は毛管作用によ
り未反応炭化ホウ素の方に引き寄せるか、輸送する。輸
送された金属がさらに母材金属ホウ化物、母材金属炭化
物及び／又は母材金属ホウ炭化物を形成し、そしてセラ
ミック体の形成又は成長は、母材金属又はホウ素炭化物
が消費されるか、反応温度を雰囲気反応温度範囲外に変
更するまで継続する。得られる構造体は、母材金属ホウ
化物、母材金属ホウ素化合物、母材金属炭化物、金属
（ここで用いられる金属とは、合金及び金属間化合物を
も含む）、又はボイド、又はそれらの組み合わせのうち
の少なくともひとつからなっており、そしてこれらのい
くつかの相はひとつ以上の次元で相互に接続していても
よいし、接続していなくてもよい。ホウ素含有化合物
（例えば、ホウ化物及びホウ素化合物）、炭素含有化合
物及び金属相の最終体積分率並びに相互接続の程度は、
炭化ホウ素体の初期密度、炭化ホウ素と母材金属の相対
量、母材金属の合金化、フィラーによる炭化ホウ素の希
釈、温度及び時間等のひとつ以上の条件を変化させるこ
とにより調整できる。
素材は、溶融金属体又は溶融金属合金体に隣接させる
か、接触させて配置し、特定の温度下で、実質的に不活
性な環境中で溶融させる。溶融金属は素材に浸透し、炭
化ホウ素と反応して一種以上の反応生成物を形成する。
この炭化ホウ素は、プロセス温度条件下で、溶融母材金
属により少なくとも一部分が還元されて母材金属のホウ
素含有化合物、例えば、母材金属ホウ化物及び／又はホ
ウ素化合物を生成する。一般的に、母材金属炭化物も生
成し、ある場合には、母材金属ホウ炭化物が生成する。
反応生成物の少なくとも一部分を、金属と接触した状態
に維持し、溶融金属を、吸い上げ作用又は毛管作用によ
り未反応炭化ホウ素の方に引き寄せるか、輸送する。輸
送された金属がさらに母材金属ホウ化物、母材金属炭化
物及び／又は母材金属ホウ炭化物を形成し、そしてセラ
ミック体の形成又は成長は、母材金属又はホウ素炭化物
が消費されるか、反応温度を雰囲気反応温度範囲外に変
更するまで継続する。得られる構造体は、母材金属ホウ
化物、母材金属ホウ素化合物、母材金属炭化物、金属
（ここで用いられる金属とは、合金及び金属間化合物を
も含む）、又はボイド、又はそれらの組み合わせのうち
の少なくともひとつからなっており、そしてこれらのい
くつかの相はひとつ以上の次元で相互に接続していても
よいし、接続していなくてもよい。ホウ素含有化合物
（例えば、ホウ化物及びホウ素化合物）、炭素含有化合
物及び金属相の最終体積分率並びに相互接続の程度は、
炭化ホウ素体の初期密度、炭化ホウ素と母材金属の相対
量、母材金属の合金化、フィラーによる炭化ホウ素の希
釈、温度及び時間等のひとつ以上の条件を変化させるこ
とにより調整できる。
さらに、炭素供給物質（例えば、黒鉛粉末又はカーボ
ンブラック）及び／又はホウ素供給物質（例えば、ホウ
素粉末、ホウ化珪素、ホウ化ニッケル及びホウ化鉄）を
炭化ホウ素の素材に添加することにより、母材金属・ホ
ウ化物／母材金属・炭化物比を調整できる。例えば、ジ
ルコニウムを母材金属として使用する場合には、炭素供
給物質を利用すればZrB2/ZrC比を減少でき（即ち、炭素
供給物質を炭化ホウ素の素材中に添加することにより、
より多くのZrCが生成する）、一方、ホウ素供給物質を
利用すればZrB2/ZrC比を増加できる（即ち、ホウ素供給
物質を炭化ホウ素の素材中に添加することにより、より
多くのZrB2が生成する）。さらに、物体中に形成される
ZrB2小板状物の相対的な大きさは、ホウ素供給物質を用
いずに同様のプロセスで形成される小板状物よりも大き
いことがある。このように、炭素供給物質及び／又はホ
ウ素供給物質物質の添加は、得られる物質のモルホロジ
ーにも影響及ぼすことができる。
ンブラック）及び／又はホウ素供給物質（例えば、ホウ
素粉末、ホウ化珪素、ホウ化ニッケル及びホウ化鉄）を
炭化ホウ素の素材に添加することにより、母材金属・ホ
ウ化物／母材金属・炭化物比を調整できる。例えば、ジ
ルコニウムを母材金属として使用する場合には、炭素供
給物質を利用すればZrB2/ZrC比を減少でき（即ち、炭素
供給物質を炭化ホウ素の素材中に添加することにより、
より多くのZrCが生成する）、一方、ホウ素供給物質を
利用すればZrB2/ZrC比を増加できる（即ち、ホウ素供給
物質を炭化ホウ素の素材中に添加することにより、より
多くのZrB2が生成する）。さらに、物体中に形成される
ZrB2小板状物の相対的な大きさは、ホウ素供給物質を用
いずに同様のプロセスで形成される小板状物よりも大き
いことがある。このように、炭素供給物質及び／又はホ
ウ素供給物質物質の添加は、得られる物質のモルホロジ
ーにも影響及ぼすことができる。
一般的に、炭化ホウ素の素材は、反応生成物を介して
母材金属を吸い上げることのできるように少なくとも多
少は通気性がある。吸い上げ作用が生じるのは、明らか
に、反応での体積変化では母材金属がそこを通って吸い
上げを継続できる気孔を完全には閉鎖しないか、又は粒
界の少なくとも一部分を母材金属に対して透過性とする
表面エネルギー上の考慮等の要因により反応生成物が溶
融金属に対して透過性を維持することによる。
母材金属を吸い上げることのできるように少なくとも多
少は通気性がある。吸い上げ作用が生じるのは、明らか
に、反応での体積変化では母材金属がそこを通って吸い
上げを継続できる気孔を完全には閉鎖しないか、又は粒
界の少なくとも一部分を母材金属に対して透過性とする
表面エネルギー上の考慮等の要因により反応生成物が溶
融金属に対して透過性を維持することによる。
別の実施態様では、一種以上の不活性フィラー材と炭
化ホウ素との混合物の床に溶融母材金属が輸送されて複
合体が生成する。この実施態様では、炭化ホウ素を適当
なフィラー材に配合した後、溶融母材金属に隣接させる
か、溶融母材金属と接触させて配置する。このセットア
ップは、プロセス条件下で溶融金属と実質的に非湿潤性
であり且つ非反応性である別の床上又はその中に担持し
てもよい。この溶融母材金属が炭化・フィラー混合物に
浸透し、炭化ホウ素と反応して一種以上のホウ素含有化
合物を形成する。得られる自己支持形セラミック・金属
複合体は、一般的に、ホウ素含有化合物からなるマトリ
ックスにより埋め込まれているフィラーを含む密なミク
ロ構造であり、そして炭化物及び金属をも含んでいる。
反応浸透プロセスを促進するのに必要な炭化ホウ素は少
量でよい。従って、得られるマトリックスは、含有量の
点で、金属成分を主成分として母材金属特有の一定の性
質を示すものから、プロセスにおいて高濃度の炭化ホウ
素を使用して、炭素含有化合物とともにマトリックスの
性質を支配する相当量のホウ素含有化合物相を生成する
場合まで変化することができる。フィラーは、複合体の
性質を高めるか、複合体の原料コストを低下させるか、
ホウ素含有化合物及び／又は炭素含有化合物生成反応速
度並びにそれに関連する熱発生速度を適度にする役割を
果たすことができる。
化ホウ素との混合物の床に溶融母材金属が輸送されて複
合体が生成する。この実施態様では、炭化ホウ素を適当
なフィラー材に配合した後、溶融母材金属に隣接させる
か、溶融母材金属と接触させて配置する。このセットア
ップは、プロセス条件下で溶融金属と実質的に非湿潤性
であり且つ非反応性である別の床上又はその中に担持し
てもよい。この溶融母材金属が炭化・フィラー混合物に
浸透し、炭化ホウ素と反応して一種以上のホウ素含有化
合物を形成する。得られる自己支持形セラミック・金属
複合体は、一般的に、ホウ素含有化合物からなるマトリ
ックスにより埋め込まれているフィラーを含む密なミク
ロ構造であり、そして炭化物及び金属をも含んでいる。
反応浸透プロセスを促進するのに必要な炭化ホウ素は少
量でよい。従って、得られるマトリックスは、含有量の
点で、金属成分を主成分として母材金属特有の一定の性
質を示すものから、プロセスにおいて高濃度の炭化ホウ
素を使用して、炭素含有化合物とともにマトリックスの
性質を支配する相当量のホウ素含有化合物相を生成する
場合まで変化することができる。フィラーは、複合体の
性質を高めるか、複合体の原料コストを低下させるか、
ホウ素含有化合物及び／又は炭素含有化合物生成反応速
度並びにそれに関連する熱発生速度を適度にする役割を
果たすことができる。
さらに別の実施態様では、浸透される物質を、所望の
最終複合体の形状に相当するプレフォームに賦形する。
続く溶融母材金属によるプレフォームの反応浸透で、プ
レフォームの網状形状又は略網状形状を有する複合体を
生じ、それにより、費用のかかる最終機械加工及び／又
は仕上げ操作を最少限とする。さらに、最終機械加工及
び／又は仕上げ操作の減少を促進するために、バリヤー
材でプレフォームを囲むことができる。例えば、炭化ホ
ウ素、窒化ホウ素、ホウ素及び炭素製のプレフォームと
組み合わせて使用するとき、黒鉛型はジルコニウム、チ
タン又はハフニウム等の母材金属用のバリヤーとして特
に有効である。さらに、一定のサイズと形状を有する適
当な数の貫通孔を上記した黒鉛型に配置することによ
り、本発明により製造される複合体内に一般的に生じる
気孔の量が減少する。一般的に、複数の孔を金型の底
部、即ち、金型の底部に反応浸透が生じる方向に孔を配
置することができる。孔は、母材金属反応浸透の先端部
がプレフォームに浸透するにつれてプレフォームにトラ
ップされた、例えば、アルゴンガスを取り除くことので
きる通気手段の役割を果たす。
最終複合体の形状に相当するプレフォームに賦形する。
続く溶融母材金属によるプレフォームの反応浸透で、プ
レフォームの網状形状又は略網状形状を有する複合体を
生じ、それにより、費用のかかる最終機械加工及び／又
は仕上げ操作を最少限とする。さらに、最終機械加工及
び／又は仕上げ操作の減少を促進するために、バリヤー
材でプレフォームを囲むことができる。例えば、炭化ホ
ウ素、窒化ホウ素、ホウ素及び炭素製のプレフォームと
組み合わせて使用するとき、黒鉛型はジルコニウム、チ
タン又はハフニウム等の母材金属用のバリヤーとして特
に有効である。さらに、一定のサイズと形状を有する適
当な数の貫通孔を上記した黒鉛型に配置することによ
り、本発明により製造される複合体内に一般的に生じる
気孔の量が減少する。一般的に、複数の孔を金型の底
部、即ち、金型の底部に反応浸透が生じる方向に孔を配
置することができる。孔は、母材金属反応浸透の先端部
がプレフォームに浸透するにつれてプレフォームにトラ
ップされた、例えば、アルゴンガスを取り除くことので
きる通気手段の役割を果たす。
定義 本明細書及び特許請求の範囲に使用される用語は、下
記に定義する通りである。
記に定義する通りである。
「母材金属（parent metal）」とは、多結晶酸化反応
生成物、即ち、母材金属ホウ化物又は他の母材金属ホウ
素化合物の前駆体である金属、例えば、ジルコニウムを
意味し、純粋な金属又は比較的純粋な金属等の金属、市
販の不純物及び／又は合金成分を含有する金属並びに金
属前駆体が主要成分である合金を含む。母材金属として
特定の金属、例えば、ジルコニウムに言及する場合に
は、この金属については、特記のない限りは上記の定義
を考慮して解釈されなければならない。
生成物、即ち、母材金属ホウ化物又は他の母材金属ホウ
素化合物の前駆体である金属、例えば、ジルコニウムを
意味し、純粋な金属又は比較的純粋な金属等の金属、市
販の不純物及び／又は合金成分を含有する金属並びに金
属前駆体が主要成分である合金を含む。母材金属として
特定の金属、例えば、ジルコニウムに言及する場合に
は、この金属については、特記のない限りは上記の定義
を考慮して解釈されなければならない。
「母材金属ホウ化物（parent metal boride）」及び
「母材金属ホウ素化合物（parent metal boro compound
s）」とは、炭化ホウ素と母材金属との間の反応で生成
するホウ素含有反応生成物を意味し、ホウ素と母材金属
との二元化合物だけでなく、三元以上の高次化合物も含
まれる。
「母材金属ホウ素化合物（parent metal boro compound
s）」とは、炭化ホウ素と母材金属との間の反応で生成
するホウ素含有反応生成物を意味し、ホウ素と母材金属
との二元化合物だけでなく、三元以上の高次化合物も含
まれる。
「母材金属炭化物（parent metal carbide）」とは、
炭化物と母材金属との反応で生成する炭素含有反応生成
物を意味する。
炭化物と母材金属との反応で生成する炭素含有反応生成
物を意味する。
本発明によれば、溶融母材金属を炭化ホウ素に反応浸
透させて母材金属と炭化ホウ素との反応生成物を含む多
結晶セラミック含有物体を形成することにより自己支持
体を生成するが、この自己支持体は母材金属の一種以上
の成分を含んでいてもよい。一般的にプロセス条件で固
体である炭化ホウ素は、微粒子状又は微粉状であること
が好ましい。プロセスの環境又は雰囲気は、プロセス条
件下で比較的不活性又は非反応性であるように選択す
る。例えば、アルゴン又は真空がプロセス雰囲気として
適当である。得られる生成物は、（ａ）母材金属ホウ化
物、（ｂ）ホウ素化合物、（ｃ）通常母材金属炭化物及
び（ｄ）金属のうちの一種以上を含んでいる。生成物に
おける成分及び割合は、母材金属の選択及び組成並びに
反応条件で大きく異なる。又、生成する自己支持体は気
孔又はボイドを示すことがある。
透させて母材金属と炭化ホウ素との反応生成物を含む多
結晶セラミック含有物体を形成することにより自己支持
体を生成するが、この自己支持体は母材金属の一種以上
の成分を含んでいてもよい。一般的にプロセス条件で固
体である炭化ホウ素は、微粒子状又は微粉状であること
が好ましい。プロセスの環境又は雰囲気は、プロセス条
件下で比較的不活性又は非反応性であるように選択す
る。例えば、アルゴン又は真空がプロセス雰囲気として
適当である。得られる生成物は、（ａ）母材金属ホウ化
物、（ｂ）ホウ素化合物、（ｃ）通常母材金属炭化物及
び（ｄ）金属のうちの一種以上を含んでいる。生成物に
おける成分及び割合は、母材金属の選択及び組成並びに
反応条件で大きく異なる。又、生成する自己支持体は気
孔又はボイドを示すことがある。
本発明の好ましい実施態様においては、母材金属と炭
化ホウ素を含む素材又は床は、反応浸透が床方向又は床
中で生じるように互いに隣接して配置する。予備賦形し
てもよい床として、プロセス条件下で実質的に不活性で
ある補強フィラー等のフィラー材を挙げることができ
る。反応生成物は、実質的に床を乱したりそれと置換し
たりせずに床中に成長することができる。従って、反応
生成物を生じさせるには、床の配置を損ねたり乱したり
する恐れのある外部からの力を必要とせず、そして不便
であるか費用のかかる高温、高圧プロセス及び設備を必
要としない。母材金属が好ましくは粒状又は粉状である
炭化ホウ素中及び炭化ホウ素に反応浸透することによ
り、一般的に母材金属ホウ化物と母材金属ホウ化合物か
らなる複合体を形成する。母材金属がアルミニウムの場
合、生成物はアルミニウムホウ炭化物（例えば、Al3B48
C2、AlB12C2、AlB24C4）を含んでいてもよく、又、金
属、例えば、アルミニウム及び母材金属の他の未反応成
分又は未酸化成分を含んでいてもよい。ジルコニウムが
母材金属の場合、得られる複合体は、ホウ化ジルコニウ
ム及び炭化ジルコニウムを含んでいる。又、複合体にジ
ルコニウム金属が存在することもある。又、チタン／ジ
ルコニウム合金を母材金属として用いる場合には、得ら
れる複合体には、ホウ化チタン、炭化チタン、ホウ化ジ
ルコニウム及び炭化ジルコニウムが含まれる。さらに、
チタン／ジルコニウム合金が、残留又は非反応母材金属
として複合体に存在することがある。
化ホウ素を含む素材又は床は、反応浸透が床方向又は床
中で生じるように互いに隣接して配置する。予備賦形し
てもよい床として、プロセス条件下で実質的に不活性で
ある補強フィラー等のフィラー材を挙げることができ
る。反応生成物は、実質的に床を乱したりそれと置換し
たりせずに床中に成長することができる。従って、反応
生成物を生じさせるには、床の配置を損ねたり乱したり
する恐れのある外部からの力を必要とせず、そして不便
であるか費用のかかる高温、高圧プロセス及び設備を必
要としない。母材金属が好ましくは粒状又は粉状である
炭化ホウ素中及び炭化ホウ素に反応浸透することによ
り、一般的に母材金属ホウ化物と母材金属ホウ化合物か
らなる複合体を形成する。母材金属がアルミニウムの場
合、生成物はアルミニウムホウ炭化物（例えば、Al3B48
C2、AlB12C2、AlB24C4）を含んでいてもよく、又、金
属、例えば、アルミニウム及び母材金属の他の未反応成
分又は未酸化成分を含んでいてもよい。ジルコニウムが
母材金属の場合、得られる複合体は、ホウ化ジルコニウ
ム及び炭化ジルコニウムを含んでいる。又、複合体にジ
ルコニウム金属が存在することもある。又、チタン／ジ
ルコニウム合金を母材金属として用いる場合には、得ら
れる複合体には、ホウ化チタン、炭化チタン、ホウ化ジ
ルコニウム及び炭化ジルコニウムが含まれる。さらに、
チタン／ジルコニウム合金が、残留又は非反応母材金属
として複合体に存在することがある。
以下、母材金属がジルコニウム又はアルミニウムから
なる一定の好ましい実施態様を特に参照しながら本発明
を説明するが、これは説明を行う目的のみでこのように
するものである。珪素、チタン、ハフニウム、ランタ
ン、鉄、カルシウム、バナジウム、ニオブ、マグネシウ
ム、クロム、ベリリウム及びチタン／ジルコニウム合金
等の他の母材金属を使用してもよく、このような母材金
属のいくつかを以下に述べる。
なる一定の好ましい実施態様を特に参照しながら本発明
を説明するが、これは説明を行う目的のみでこのように
するものである。珪素、チタン、ハフニウム、ランタ
ン、鉄、カルシウム、バナジウム、ニオブ、マグネシウ
ム、クロム、ベリリウム及びチタン／ジルコニウム合金
等の他の母材金属を使用してもよく、このような母材金
属のいくつかを以下に述べる。
第１図において、前駆体としての母材金属10、例え
ば、ジルコニウムを成形してインゴット、ビレット、ロ
ッド、板状等とする。この金属は、少なくとも部分的
に、好ましくは約0.1〜100μｍの粒度を有する粒状炭化
ホウ素12に埋め込まれる。このセットアップ又はアセン
ブリーを、一般的に粒状である不活性物質14で取り囲
む。この不活性物質は、プロセス条件下で溶融金属で湿
潤せず且つ溶融金属とは反応しないものであり、ルツボ
16又は他の耐火容器内に入れられている。母材金属の上
面18は露出していてもよいし、母材金属が炭化ホウ素で
完全に埋め込まれるか取り囲まれていてもよいし、そし
て不活性床14を省略してもよい。このアセンブリーを、
炉中に配置し、好ましくはアルゴン等の不活性雰囲気中
で、母材金属の融点よりも高いが好ましくは所望の反応
生成物の融点よりも低い温度に加熱して、溶融金属体又
は溶融金属プールを形成する。これに関連して、使用可
能な温度範囲又は好ましい温度は、上記範囲を超えては
ならない。この温度範囲は、母材金属の組成及び得られ
る複合体の所望の相等の因子によって大きく異なる。溶
融金属は、炭化ホウ素と接触し、そして反応生成物とし
て母材金属ホウ化物（例えば、二ホウ化ジルコニウム）
及び母材金属炭化物（例えば、炭化ジルコニウム）が形
成する。炭化ホウ素に継続して暴露すると、残存する溶
融金属は、漸次反応生成物を介して炭化ホウ素を含有す
る素材の方向及び素材中に引き寄せられ、溶融金属と炭
化ホウ素との間の界面で反応生成物が継続して生成す
る。この方法で生成する生成物は、母材金属と炭化ホウ
素との反応生成物からなるか、セラミック・金属複合体
からなり、さらに母材金属の一種以上の未反応又は非酸
化成分を含むことがある。相当量の炭化ホウ素が反応し
て上記反応生成物を生成する。この炭化ホウ素の量は、
好ましくは少なくとも約50％、最も好ましくは少なくと
も約90％である。このプロセスによる反応生成物として
生成するセラミック微結晶は、相互接続していてもよい
し、相互接続していなくてもよいが、三次元的に相互接
続していることが好ましく、そして生成物における金属
相は通常少なくとも部分的に相互接続している。母材金
属相が部分的又はほぼ完全に消耗してさらなる反応生成
物（化学量論量の反応剤又は過剰の炭化ホウ素が存在す
る場合のように）が生成する結果気孔が生成する傾向が
あるが、ボイドの体積百分率は、温度、時間、母材金属
の種類及び炭化ホウ素の素材の気孔率等の因子により異
なる。
ば、ジルコニウムを成形してインゴット、ビレット、ロ
ッド、板状等とする。この金属は、少なくとも部分的
に、好ましくは約0.1〜100μｍの粒度を有する粒状炭化
ホウ素12に埋め込まれる。このセットアップ又はアセン
ブリーを、一般的に粒状である不活性物質14で取り囲
む。この不活性物質は、プロセス条件下で溶融金属で湿
潤せず且つ溶融金属とは反応しないものであり、ルツボ
16又は他の耐火容器内に入れられている。母材金属の上
面18は露出していてもよいし、母材金属が炭化ホウ素で
完全に埋め込まれるか取り囲まれていてもよいし、そし
て不活性床14を省略してもよい。このアセンブリーを、
炉中に配置し、好ましくはアルゴン等の不活性雰囲気中
で、母材金属の融点よりも高いが好ましくは所望の反応
生成物の融点よりも低い温度に加熱して、溶融金属体又
は溶融金属プールを形成する。これに関連して、使用可
能な温度範囲又は好ましい温度は、上記範囲を超えては
ならない。この温度範囲は、母材金属の組成及び得られ
る複合体の所望の相等の因子によって大きく異なる。溶
融金属は、炭化ホウ素と接触し、そして反応生成物とし
て母材金属ホウ化物（例えば、二ホウ化ジルコニウム）
及び母材金属炭化物（例えば、炭化ジルコニウム）が形
成する。炭化ホウ素に継続して暴露すると、残存する溶
融金属は、漸次反応生成物を介して炭化ホウ素を含有す
る素材の方向及び素材中に引き寄せられ、溶融金属と炭
化ホウ素との間の界面で反応生成物が継続して生成す
る。この方法で生成する生成物は、母材金属と炭化ホウ
素との反応生成物からなるか、セラミック・金属複合体
からなり、さらに母材金属の一種以上の未反応又は非酸
化成分を含むことがある。相当量の炭化ホウ素が反応し
て上記反応生成物を生成する。この炭化ホウ素の量は、
好ましくは少なくとも約50％、最も好ましくは少なくと
も約90％である。このプロセスによる反応生成物として
生成するセラミック微結晶は、相互接続していてもよい
し、相互接続していなくてもよいが、三次元的に相互接
続していることが好ましく、そして生成物における金属
相は通常少なくとも部分的に相互接続している。母材金
属相が部分的又はほぼ完全に消耗してさらなる反応生成
物（化学量論量の反応剤又は過剰の炭化ホウ素が存在す
る場合のように）が生成する結果気孔が生成する傾向が
あるが、ボイドの体積百分率は、温度、時間、母材金属
の種類及び炭化ホウ素の素材の気孔率等の因子により異
なる。
母材金属としてジルコニウム、チタン及びハフニウム
を用いて本発明により製造した生成物は、小板状構造を
特徴とする母材金属ホウ化物を形成する。これらの小板
状物は、一般的に第３図、第４図及び第５図から明らか
なように未整列であるか、ランダムに配向している。こ
の小板状構造及び金属相は、クラック撓み及び／又は引
き抜き機構により、少なくとも大部分において、この複
合体の非常に高い破壊靱性、約12MPm1/2以上を支配して
いると思われる。
を用いて本発明により製造した生成物は、小板状構造を
特徴とする母材金属ホウ化物を形成する。これらの小板
状物は、一般的に第３図、第４図及び第５図から明らか
なように未整列であるか、ランダムに配向している。こ
の小板状構造及び金属相は、クラック撓み及び／又は引
き抜き機構により、少なくとも大部分において、この複
合体の非常に高い破壊靱性、約12MPm1/2以上を支配して
いると思われる。
本発明の別の態様によれば、反応生成物からなるマト
リックス及び必要に応じて実質的に不活性フィラーを埋
め込んでいる金属成分からなる複合体を含む自己支持体
が提供される。このマトリックスは、母材金属が炭化ホ
ウ素と均質に混合したフィラーの床又は素材中に反応浸
透することにより形成される。このフィラー材は、サイ
ズ又は形状はいずれでもよく、反応生成物の発生の方向
がフィラー材を実質的に乱したりそれと置換したりせず
にフィラー材の少なくとも一部分の方向で起こり且つフ
ィラー材の少なくとも一部分を吸い込むいずれの方法で
母材金属に対して配向していてもよい。フィラーは、セ
ラミック及び／又は金属繊維、ウイスカー、粒状物、粉
末、ロッド、ワイヤー、金網、耐熱網、プレート、小板
状物、網状フォーム構造、固形又は中空球体等の適当な
材料から構成されるか、それを含有するものでもよい。
特に有効なフィラーは、アルミナであるが、他の酸化物
及びセラミックフィラーを、出発物質及び所望の性質に
応じて使用してもよい。フィラー材の体積は、粗なアレ
イ若しくは配置又は接着したアレイ若しくは配置でもよ
い。このアレイには、隙間、開口部、介在空間等が存在
してフィラーを溶融母材金属が浸透できるようになって
いてもよい。さらに、フィラー材は、均一であっても、
不均一であってもよい。必要に応じて、これらの材料
は、本発明の反応を妨害しないか、望ましくない残留副
生成物を最終複合体製品中に残存させることのない適当
な結合剤〔例えば、エフエムシー社（FMC Co.）製アビ
シル・ピーエイチ105（Avicil PH 105）〕で接着しても
よい。処理中に炭化ホウ素又は溶融金属と過剰に反応す
る傾向のあるフィラーに被膜を施して、フィラーをプロ
セス環境に対して不活性にしてもよい。例えば、母材金
属としてのアルミニウムとともにフィラーとして炭素繊
維を用いる場合、炭素繊維は溶融アルミニウムと反応す
る傾向があるが、この反応は、最初に、炭素繊維を、例
えば、アルミニウムで塗布すれば避けることができる。
リックス及び必要に応じて実質的に不活性フィラーを埋
め込んでいる金属成分からなる複合体を含む自己支持体
が提供される。このマトリックスは、母材金属が炭化ホ
ウ素と均質に混合したフィラーの床又は素材中に反応浸
透することにより形成される。このフィラー材は、サイ
ズ又は形状はいずれでもよく、反応生成物の発生の方向
がフィラー材を実質的に乱したりそれと置換したりせず
にフィラー材の少なくとも一部分の方向で起こり且つフ
ィラー材の少なくとも一部分を吸い込むいずれの方法で
母材金属に対して配向していてもよい。フィラーは、セ
ラミック及び／又は金属繊維、ウイスカー、粒状物、粉
末、ロッド、ワイヤー、金網、耐熱網、プレート、小板
状物、網状フォーム構造、固形又は中空球体等の適当な
材料から構成されるか、それを含有するものでもよい。
特に有効なフィラーは、アルミナであるが、他の酸化物
及びセラミックフィラーを、出発物質及び所望の性質に
応じて使用してもよい。フィラー材の体積は、粗なアレ
イ若しくは配置又は接着したアレイ若しくは配置でもよ
い。このアレイには、隙間、開口部、介在空間等が存在
してフィラーを溶融母材金属が浸透できるようになって
いてもよい。さらに、フィラー材は、均一であっても、
不均一であってもよい。必要に応じて、これらの材料
は、本発明の反応を妨害しないか、望ましくない残留副
生成物を最終複合体製品中に残存させることのない適当
な結合剤〔例えば、エフエムシー社（FMC Co.）製アビ
シル・ピーエイチ105（Avicil PH 105）〕で接着しても
よい。処理中に炭化ホウ素又は溶融金属と過剰に反応す
る傾向のあるフィラーに被膜を施して、フィラーをプロ
セス環境に対して不活性にしてもよい。例えば、母材金
属としてのアルミニウムとともにフィラーとして炭素繊
維を用いる場合、炭素繊維は溶融アルミニウムと反応す
る傾向があるが、この反応は、最初に、炭素繊維を、例
えば、アルミニウムで塗布すれば避けることができる。
母材金属と、炭化ホウ素とフィラーとの混合物からな
る床又は一定体積の上記混合物とを、適切に配向させて
フィラー床に母材金属が反応浸透し且つ複合体が適当に
発生するようにして入れた適当な容器を炉内に配置し、
そしてこのレイアップを母材金属の融点よりも高い温度
まで加熱する。これらの高温で、溶融母材金属が吸い上
げ作用により通気性フィラーに浸透することにより、所
望のセラミック又はセラミック・金属複合体が生成す
る。さらに、最終的な機械加工及び仕上げ操作の量の減
少を促進するために、バリヤー材でプレフォームを取り
囲んでもよい。黒鉛金型は、例えば、炭化ホウ素、窒化
ホウ素、ホウ素及び炭素製のプレフォームと組み合わせ
て使用するとき、ジルコニウム、チタン又はハフニウム
等の母材金属用バリヤーとして特に有効である。さら
に、特定のサイズ及び形状を有する適当な数の貫通孔を
上記した黒鉛金型に配置することにより、本発明により
製造した複合体内に一般的に生じる気孔の量が減少す
る。一般的に、金型の底部、即ち、金型における反応浸
透が生じる部分に複数の孔を配置する。これらの孔は、
母材金属反応浸透の先端部がプレフォームに浸透するに
つれてプレフォームにトラップされている、例えば、ア
ルゴンガスを取り除くことのできる通気手段の役割を果
たす。第６図は、母材金属インゴット43と接触状態にあ
るプレフォーム42を示している。プレフォームと母材金
属インゴットの両方は、黒鉛耐火容器41に入れられてい
る。黒鉛耐火容器41は、内部に通気手段の役割を果たす
複数の貫通孔45を有する底部44を有している。第７図は
第６図に示す耐火容器の底面図である。貫通孔45によ
り、プレフォーム内にトラップされたガス（例えば、ア
ルゴン）は、母材金属反応浸透の先端部がプレフォーム
に浸透するにつれて逃散することができる（即ち、反応
浸透の先端部は、プレフォームに第６図の矢印「Ａ」の
方向に侵入する。このようにして、生成した複合体の気
孔を減少させることができる。
る床又は一定体積の上記混合物とを、適切に配向させて
フィラー床に母材金属が反応浸透し且つ複合体が適当に
発生するようにして入れた適当な容器を炉内に配置し、
そしてこのレイアップを母材金属の融点よりも高い温度
まで加熱する。これらの高温で、溶融母材金属が吸い上
げ作用により通気性フィラーに浸透することにより、所
望のセラミック又はセラミック・金属複合体が生成す
る。さらに、最終的な機械加工及び仕上げ操作の量の減
少を促進するために、バリヤー材でプレフォームを取り
囲んでもよい。黒鉛金型は、例えば、炭化ホウ素、窒化
ホウ素、ホウ素及び炭素製のプレフォームと組み合わせ
て使用するとき、ジルコニウム、チタン又はハフニウム
等の母材金属用バリヤーとして特に有効である。さら
に、特定のサイズ及び形状を有する適当な数の貫通孔を
上記した黒鉛金型に配置することにより、本発明により
製造した複合体内に一般的に生じる気孔の量が減少す
る。一般的に、金型の底部、即ち、金型における反応浸
透が生じる部分に複数の孔を配置する。これらの孔は、
母材金属反応浸透の先端部がプレフォームに浸透するに
つれてプレフォームにトラップされている、例えば、ア
ルゴンガスを取り除くことのできる通気手段の役割を果
たす。第６図は、母材金属インゴット43と接触状態にあ
るプレフォーム42を示している。プレフォームと母材金
属インゴットの両方は、黒鉛耐火容器41に入れられてい
る。黒鉛耐火容器41は、内部に通気手段の役割を果たす
複数の貫通孔45を有する底部44を有している。第７図は
第６図に示す耐火容器の底面図である。貫通孔45によ
り、プレフォーム内にトラップされたガス（例えば、ア
ルゴン）は、母材金属反応浸透の先端部がプレフォーム
に浸透するにつれて逃散することができる（即ち、反応
浸透の先端部は、プレフォームに第６図の矢印「Ａ」の
方向に侵入する。このようにして、生成した複合体の気
孔を減少させることができる。
本発明を実施することにより製造した複合体を第２図
に示す。いずれかの所望の不活性フィラー材とともに炭
化ホウ素を加工して、最終複合体の所望の形状に一致す
る形状を有するプレフォームとする。プレフォーム20に
母材金属前駆体10を重ね、そしてアセンブリーをルツボ
16内に入れた不活性物質14で取り囲む。母材金属の上面
18は、露出していても露出していなくてもよい。プレフ
ォーム20は、フィラーの特性に応じて、広範囲にわたる
従来のセラミック体形成法（一軸加圧成形、等圧加圧成
形、スリップ鋳込み成形、沈降鋳込み成形、テープ鋳込
み成形、射出成形、繊維状物質用フィラメントワインデ
ィング等）のいずれによっても製造できる。反応浸透に
先立ち、フィラー粒子、ウイスカー、繊維等の初期接着
を、光焼結で達成するか、又はプロセスを妨害しないか
最終物質に望ましくない副生成物を残存させない種々の
有機又は無機結合材を用いて達成することができる。プ
レフォーム20は、十分な形状保持性及び生強度を有する
ように製造され、そして溶融金属を通すことのできるも
のでなければならない。プレフォームは、好ましくは気
孔度が約５〜90体積％、より好ましくは約25〜75体積で
ある。母材金属がアルミニウムの場合、適当なフィラー
材としては、例えば、一般的に約14〜1000メッシュのサ
イズの粒状物の形態の炭化珪素、二ホウ化チタン、アル
ミナ及びドデカホウ化アルミニウム（とりわけ）が挙げ
られるが、いずれのフィラー材混合物及びメッシュサイ
ズを用いてもよい。次に、プレフォーム20を、溶融母材
金属の片面又は両面と、マトリックスをプレフォームの
表面境界に完全に浸透させるに十分な時間接触させる。
このプレフォーム法により、最終生成物において望まし
い形状に近いか望ましい形状を有するセラミック・金属
複合体が得られるので、費用のかかる最終的な機械加工
又は研削操作を最少限とするか、これらの操作を不要と
することができる。
に示す。いずれかの所望の不活性フィラー材とともに炭
化ホウ素を加工して、最終複合体の所望の形状に一致す
る形状を有するプレフォームとする。プレフォーム20に
母材金属前駆体10を重ね、そしてアセンブリーをルツボ
16内に入れた不活性物質14で取り囲む。母材金属の上面
18は、露出していても露出していなくてもよい。プレフ
ォーム20は、フィラーの特性に応じて、広範囲にわたる
従来のセラミック体形成法（一軸加圧成形、等圧加圧成
形、スリップ鋳込み成形、沈降鋳込み成形、テープ鋳込
み成形、射出成形、繊維状物質用フィラメントワインデ
ィング等）のいずれによっても製造できる。反応浸透に
先立ち、フィラー粒子、ウイスカー、繊維等の初期接着
を、光焼結で達成するか、又はプロセスを妨害しないか
最終物質に望ましくない副生成物を残存させない種々の
有機又は無機結合材を用いて達成することができる。プ
レフォーム20は、十分な形状保持性及び生強度を有する
ように製造され、そして溶融金属を通すことのできるも
のでなければならない。プレフォームは、好ましくは気
孔度が約５〜90体積％、より好ましくは約25〜75体積で
ある。母材金属がアルミニウムの場合、適当なフィラー
材としては、例えば、一般的に約14〜1000メッシュのサ
イズの粒状物の形態の炭化珪素、二ホウ化チタン、アル
ミナ及びドデカホウ化アルミニウム（とりわけ）が挙げ
られるが、いずれのフィラー材混合物及びメッシュサイ
ズを用いてもよい。次に、プレフォーム20を、溶融母材
金属の片面又は両面と、マトリックスをプレフォームの
表面境界に完全に浸透させるに十分な時間接触させる。
このプレフォーム法により、最終生成物において望まし
い形状に近いか望ましい形状を有するセラミック・金属
複合体が得られるので、費用のかかる最終的な機械加工
又は研削操作を最少限とするか、これらの操作を不要と
することができる。
通気性フィラーへの母材金属の浸透は、フィラー中に
炭化ホウ素が存在することによって促進されることが判
明した。少量のホウ素源が効果的であることが分かった
が、その最少量は、炭化ホウ素の種類及び粒子サイズ、
母材金属の種類、フィラーの種類及びプロセス条件等の
多数の因子に応じて異なることができる。従って、フィ
ラー中の炭化ホウ素濃度は広範囲に変えることができる
が、炭化ホウ素濃度が低いほどマトリックス中の金属の
体積百分率が高い。炭化ホウ素の使用量が少ないとき、
例えば、炭化ホウ素とフィラーの合計重量に対して１〜
３重量％のとき、得られるマトリックスは相互に接続し
た金属であり、限られた量の母材金属ホウ化物及び母材
金属炭化物が金属に分散される。炭化ホウ素が存在しな
いと、フィラーの反応浸透が生じず、外圧を加えて金属
をフィラーに強制的に押し入れる等の特別の操作を行わ
ないと浸透は可能とはならない。
炭化ホウ素が存在することによって促進されることが判
明した。少量のホウ素源が効果的であることが分かった
が、その最少量は、炭化ホウ素の種類及び粒子サイズ、
母材金属の種類、フィラーの種類及びプロセス条件等の
多数の因子に応じて異なることができる。従って、フィ
ラー中の炭化ホウ素濃度は広範囲に変えることができる
が、炭化ホウ素濃度が低いほどマトリックス中の金属の
体積百分率が高い。炭化ホウ素の使用量が少ないとき、
例えば、炭化ホウ素とフィラーの合計重量に対して１〜
３重量％のとき、得られるマトリックスは相互に接続し
た金属であり、限られた量の母材金属ホウ化物及び母材
金属炭化物が金属に分散される。炭化ホウ素が存在しな
いと、フィラーの反応浸透が生じず、外圧を加えて金属
をフィラーに強制的に押し入れる等の特別の操作を行わ
ないと浸透は可能とはならない。
本発明の方法では、フィラー中の炭化ホウ素濃度を広
範囲で使用することができるが、炭化ホウ素濃度及び／
又は床の組成を変化させることにより、完成製品の性質
を制御又は変更することができる。母材金属の量に対し
て炭化ホウ素が少量しか存在せず、その結果、素材の炭
化ホウ素密度が低いとき、マトリックスの主成分は金属
であるので、複合体又はマトリックスの性質（最も典型
的には延性及び靱性）は、母材金属の性質によって支配
される。このような製品は、低温度又は中温度の用途に
有利である。例えば、炭化ホウ素粒子を含む化合物をフ
ィラー材の周囲に密に充填するか、その化合物がフィラ
ーの成分の間の空間の高い割合を占めるときのように、
多量の炭化ホウ素を用いるとき、得られる物体又はマト
リックスの性質は、母材金属ホウ化物及びいずれかの母
材金属炭化物によって支配され、その物体又はマトリッ
クスの硬度が高くなるか、延性が低下するか又は靱性が
低下する。母材金属が実質的に完全に転化するように化
学量論量を厳密に制御すれば、得られる製品には金属が
ほとんど含有されず、この製品を高温用途に用いるのに
有利である。又、炭化ホウ素は生成物中に存在する残留
又は未酸化金属、例えば、アルミニウムと反応する傾向
があるので、ホウ化物反応生成物は炭化ホウ素よりも安
定であることから、母材金属を実質的に完全に転化する
ことは、特にある高温用途では重要である。
範囲で使用することができるが、炭化ホウ素濃度及び／
又は床の組成を変化させることにより、完成製品の性質
を制御又は変更することができる。母材金属の量に対し
て炭化ホウ素が少量しか存在せず、その結果、素材の炭
化ホウ素密度が低いとき、マトリックスの主成分は金属
であるので、複合体又はマトリックスの性質（最も典型
的には延性及び靱性）は、母材金属の性質によって支配
される。このような製品は、低温度又は中温度の用途に
有利である。例えば、炭化ホウ素粒子を含む化合物をフ
ィラー材の周囲に密に充填するか、その化合物がフィラ
ーの成分の間の空間の高い割合を占めるときのように、
多量の炭化ホウ素を用いるとき、得られる物体又はマト
リックスの性質は、母材金属ホウ化物及びいずれかの母
材金属炭化物によって支配され、その物体又はマトリッ
クスの硬度が高くなるか、延性が低下するか又は靱性が
低下する。母材金属が実質的に完全に転化するように化
学量論量を厳密に制御すれば、得られる製品には金属が
ほとんど含有されず、この製品を高温用途に用いるのに
有利である。又、炭化ホウ素は生成物中に存在する残留
又は未酸化金属、例えば、アルミニウムと反応する傾向
があるので、ホウ化物反応生成物は炭化ホウ素よりも安
定であることから、母材金属を実質的に完全に転化する
ことは、特にある高温用途では重要である。
所望の場合には、炭素供給物質（例えば、自然のまま
の炭素）を、炭化ホウ素床か、炭化ホウ素と必要に応じ
てフィラーを含有するプレフォームと混合してもよい。
この過剰の炭素、一般的には、総床量の約５〜10重量％
の炭素が母材金属と反応することにより、確実に金属が
実質的に完全に反応する。この金属と炭素との反応は、
使用される金属の相対的な量、種類、例えば、カーボン
ブラック又は黒鉛、及び結晶化度に依存するところが大
きい。これらの極限特性から選択することが、これらの
製品の異種の潜在的用途の必要性を満たすのに非常に好
ましいことがある。例えば、B4Cプレフォームに約５〜7
5重量％、好ましくは約５〜50重量％のカーボンブラッ
クを添加し、このプレフォームにジルコニウム金属を反
応浸透させることにより、ZrB2/ZrC比を低下することが
できる（即ち、より多くのZrCが生成する）。
の炭素）を、炭化ホウ素床か、炭化ホウ素と必要に応じ
てフィラーを含有するプレフォームと混合してもよい。
この過剰の炭素、一般的には、総床量の約５〜10重量％
の炭素が母材金属と反応することにより、確実に金属が
実質的に完全に反応する。この金属と炭素との反応は、
使用される金属の相対的な量、種類、例えば、カーボン
ブラック又は黒鉛、及び結晶化度に依存するところが大
きい。これらの極限特性から選択することが、これらの
製品の異種の潜在的用途の必要性を満たすのに非常に好
ましいことがある。例えば、B4Cプレフォームに約５〜7
5重量％、好ましくは約５〜50重量％のカーボンブラッ
クを添加し、このプレフォームにジルコニウム金属を反
応浸透させることにより、ZrB2/ZrC比を低下することが
できる（即ち、より多くのZrCが生成する）。
又、ホウ素供給物質（例えば、自然のまま又は粉末状
のホウ素）は、炭化ホウ素床又はプレフォームと混合し
てもよい。特に、アルミニウムを母材金属として使用す
ると反応浸透が容易になることが判明した。このような
混合物により、炭化ホウ素床全体に対する床のコストを
減少させることができ、ホウ化アルミニウムに匹敵する
一定の性質を有するホウ炭化アルミニウム等のホウ炭化
物を含有する生成物を得ることができ、そして水分の存
在下で不安定で生成物の構造用特性を低下させる炭化ア
ルミニウムの生成を防止することができる。又、ホウ素
供給物質の存在により、母材金属ホウ化物／母材金属炭
化物の比を変更することもできる。例えば、ジルコニウ
ムを母材金属として使用するとき、ZrB2/ZrC比を増加す
ることができる（即ち、より多くのZrB2が生成する）。
のホウ素）は、炭化ホウ素床又はプレフォームと混合し
てもよい。特に、アルミニウムを母材金属として使用す
ると反応浸透が容易になることが判明した。このような
混合物により、炭化ホウ素床全体に対する床のコストを
減少させることができ、ホウ化アルミニウムに匹敵する
一定の性質を有するホウ炭化アルミニウム等のホウ炭化
物を含有する生成物を得ることができ、そして水分の存
在下で不安定で生成物の構造用特性を低下させる炭化ア
ルミニウムの生成を防止することができる。又、ホウ素
供給物質の存在により、母材金属ホウ化物／母材金属炭
化物の比を変更することもできる。例えば、ジルコニウ
ムを母材金属として使用するとき、ZrB2/ZrC比を増加す
ることができる（即ち、より多くのZrB2が生成する）。
浸透条件を調整することにより、複合体の特性及び性
質をさらに変更することができる。操作できる因子とし
ては、炭化ホウ素物質の粒子の性質及びサイズ並びに浸
透温度及び浸透時間が挙げられる。例えば、炭化ホウ素
粒子が大きく且つ暴露時間を最少にして低温において反
応浸透を行うと、炭化物ホウ素が母材金属ホウ素化合物
及び母材金属炭素化合物に部分的に転化する。その結
果、未反応炭化ホウ素がミクロ構造に残存し、目的によ
って所望の性質を仕上げ材料に付与できる。炭化ホウ素
粒子、高温及び長い暴露時間（浸透が完了した後の温度
に保持する時間も含むこともある）で浸透を行うと、母
材金属を母材金属ホウ化物及び母材金属炭素化合物に実
質的に完全に転化するのに好都合のことが多い。炭化ホ
ウ素の母材金属ホウ化物、母材金属ホウ化合物及び母材
金属炭化物への転化率は、少なくとも約50％であること
が好ましく、少なくとも約90％であることが最も好まし
い。高温での浸透（又は続いての高温処理）でも、焼成
プロセスにより一部分の複合体成分が高密度化できる。
さらに、前にも述べたように、有効母材金属の量を、ホ
ウ素化合物及び炭素化合物を形成し且つその物質中に生
じる間隙を埋めるのに必要な量以下に減少させることに
より、有用な用途を有する多孔体を得ることができる。
このようば複合体では、上記で挙げたいくつかの因子又
は条件によって、気孔率は約１〜25体積％の範囲で変化
してもよい。
質をさらに変更することができる。操作できる因子とし
ては、炭化ホウ素物質の粒子の性質及びサイズ並びに浸
透温度及び浸透時間が挙げられる。例えば、炭化ホウ素
粒子が大きく且つ暴露時間を最少にして低温において反
応浸透を行うと、炭化物ホウ素が母材金属ホウ素化合物
及び母材金属炭素化合物に部分的に転化する。その結
果、未反応炭化ホウ素がミクロ構造に残存し、目的によ
って所望の性質を仕上げ材料に付与できる。炭化ホウ素
粒子、高温及び長い暴露時間（浸透が完了した後の温度
に保持する時間も含むこともある）で浸透を行うと、母
材金属を母材金属ホウ化物及び母材金属炭素化合物に実
質的に完全に転化するのに好都合のことが多い。炭化ホ
ウ素の母材金属ホウ化物、母材金属ホウ化合物及び母材
金属炭化物への転化率は、少なくとも約50％であること
が好ましく、少なくとも約90％であることが最も好まし
い。高温での浸透（又は続いての高温処理）でも、焼成
プロセスにより一部分の複合体成分が高密度化できる。
さらに、前にも述べたように、有効母材金属の量を、ホ
ウ素化合物及び炭素化合物を形成し且つその物質中に生
じる間隙を埋めるのに必要な量以下に減少させることに
より、有用な用途を有する多孔体を得ることができる。
このようば複合体では、上記で挙げたいくつかの因子又
は条件によって、気孔率は約１〜25体積％の範囲で変化
してもよい。
以下、例により本発明の新規な反応生成物及び該生成
物を製造する方法について説明する。しかしながら、こ
れらの例は、本発明を説明するためのみであって、特許
請求の範囲に記載した本発明を限定するものではない。
これらの例で作製した試験片の一定の性質を測定するた
めの試験は、以下の手順で行った。
物を製造する方法について説明する。しかしながら、こ
れらの例は、本発明を説明するためのみであって、特許
請求の範囲に記載した本発明を限定するものではない。
これらの例で作製した試験片の一定の性質を測定するた
めの試験は、以下の手順で行った。
室温４点曲げ試験を、米国軍ミル規格−1942（U.S.Ar
my MIL-STD-1942）（MR）に概略記載されている方法を
用いて、1123型インストロン試験機で行った。試験片
は、寸法３×４×50mmのバーであった。試験片の引っ張
り表面は、500グリットダイヤモンド砥石を用いて研削
し、そして角を面取りしてチップ及び他の欠陥を取り除
いた。鋼製屈曲固定具の内スパンは20mmであり、外スパ
ンは40mmであった。曲げ強度は、弾性ビームの式を用い
て、ピーク破壊負荷並びに試験片及び曲げ寸法から計算
した。
my MIL-STD-1942）（MR）に概略記載されている方法を
用いて、1123型インストロン試験機で行った。試験片
は、寸法３×４×50mmのバーであった。試験片の引っ張
り表面は、500グリットダイヤモンド砥石を用いて研削
し、そして角を面取りしてチップ及び他の欠陥を取り除
いた。鋼製屈曲固定具の内スパンは20mmであり、外スパ
ンは40mmであった。曲げ強度は、弾性ビームの式を用い
て、ピーク破壊負荷並びに試験片及び曲げ寸法から計算
した。
破壊靱性は、寸法５×４×50mmの曲げバーを試験する
ことにより測定した。幅0.3mmのダイヤモンドブレード
を用いて、試験片の長さ中央部に、開先角度が60°の山
形ノッチを機械加工した。その後、曲げ強度に関して記
載したのと同様の方法により４点山形ノッチ曲げ試験を
行った。
ことにより測定した。幅0.3mmのダイヤモンドブレード
を用いて、試験片の長さ中央部に、開先角度が60°の山
形ノッチを機械加工した。その後、曲げ強度に関して記
載したのと同様の方法により４点山形ノッチ曲げ試験を
行った。
密度は、角形ブロックを秤量し寸法を計ることにより
測定した。
測定した。
弾性率は、エーエステーエム（ASTM）C623-71に記載
されている方法を用いて音波共振法（sonic resonance
technique）により測定した。試料の寸法は、約５×４
×45mmであり、そして全ての試料を、一連のダイヤモン
ド切断及び研削操作を用いて機械加工した。３つの振動
態様の刺激、即ち、捩じりモード、5mm幅に対して垂直
な曲げモード及び4mm幅に垂直な曲げモードを各バーに
別々に加えた。各場合において、基本高調波共振周波数
（fundamental harmonic resonant frequency）を測定
した。曲げ共振によりヤング率（Ｅ）を測定し、そして
捩じり共鳴で剪断弾性率（Ｇ）を測定した。
されている方法を用いて音波共振法（sonic resonance
technique）により測定した。試料の寸法は、約５×４
×45mmであり、そして全ての試料を、一連のダイヤモン
ド切断及び研削操作を用いて機械加工した。３つの振動
態様の刺激、即ち、捩じりモード、5mm幅に対して垂直
な曲げモード及び4mm幅に垂直な曲げモードを各バーに
別々に加えた。各場合において、基本高調波共振周波数
（fundamental harmonic resonant frequency）を測定
した。曲げ共振によりヤング率（Ｅ）を測定し、そして
捩じり共鳴で剪断弾性率（Ｇ）を測定した。
ロックウエル硬度試験機によりＡスケールを用い、エ
ーエステーエム（ESTM）E18-84に記載されている方法に
準じて硬度を測定した。試験の目的は、単相領域の硬度
ではなく、複合体全体を表す硬度値を得ることであっ
た。
ーエステーエム（ESTM）E18-84に記載されている方法に
準じて硬度を測定した。試験の目的は、単相領域の硬度
ではなく、複合体全体を表す硬度値を得ることであっ
た。
例１ ２インチ（51mm）角で厚さ3/8インチ（9.5mm）のプレ
フォームを、B4C（1000グリット）95重量％と有機バイ
ンダー〔ロンザ社（Lonza,Inc.）製アクラワックス−Ｃ
（Acrawax-C）〕５重量％を混合後、得られる組成物を
規定形状を有する鋼製型中で5,000psi系835MPaの圧力で
常温圧縮することにより製造した。２インチ（51mm）角
で厚さ3/8インチ（9.5mm）のジルコニウムプレートを、
B4C粒状プレフォームの上部に接触させて配置し、セッ
トアップ全体を黒鉛金型内に配置した。
フォームを、B4C（1000グリット）95重量％と有機バイ
ンダー〔ロンザ社（Lonza,Inc.）製アクラワックス−Ｃ
（Acrawax-C）〕５重量％を混合後、得られる組成物を
規定形状を有する鋼製型中で5,000psi系835MPaの圧力で
常温圧縮することにより製造した。２インチ（51mm）角
で厚さ3/8インチ（9.5mm）のジルコニウムプレートを、
B4C粒状プレフォームの上部に接触させて配置し、セッ
トアップ全体を黒鉛金型内に配置した。
黒鉛金型とその内容物からなるアセンブリーを、アル
ゴンガスを2l/分の流量で供給した抵抗加熱真空炉内に
配置した。このアセンブリーを、2.5時間かけて室温か
ら450℃に加熱して有機バインダーを燃え尽くさせた。
次に、５時間かけて1950℃の設定値に加熱し、1950℃で
２時間維持した。このアセンブリーを炉から取り出す前
に５時間冷却した。
ゴンガスを2l/分の流量で供給した抵抗加熱真空炉内に
配置した。このアセンブリーを、2.5時間かけて室温か
ら450℃に加熱して有機バインダーを燃え尽くさせた。
次に、５時間かけて1950℃の設定値に加熱し、1950℃で
２時間維持した。このアセンブリーを炉から取り出す前
に５時間冷却した。
アセンブリーを炉から取り出した後、研磨してセット
アップの表面から未反応ジルコニウムを機械的に取り除
き、そして下にあるセラミック複合体の粉末試料を回収
してＸ線回折により分析した。この分析により、ZrB2、
ZrC及びZrが存在することが明らかとなった。さらに試
験を行い、セラミック複合体が以下の性質を有すること
が分かった。
アップの表面から未反応ジルコニウムを機械的に取り除
き、そして下にあるセラミック複合体の粉末試料を回収
してＸ線回折により分析した。この分析により、ZrB2、
ZrC及びZrが存在することが明らかとなった。さらに試
験を行い、セラミック複合体が以下の性質を有すること
が分かった。
平均密度（g/cc）：約6.2 弾性率（Gpa）:380 曲げ強度:875 臨界応力度（破壊靱性）（MPa-m1/2）:15 第３図は、複合体製品の断面の顕微鏡写真（倍率:100
0x）であり、22はZrB2を示し、24はZrCを示し、そして2
6はZrを示す。この複合体においてZrB2相は、非整列し
ているか、ランダムに配向した小板状物の形態で出現し
た。
0x）であり、22はZrB2を示し、24はZrCを示し、そして2
6はZrを示す。この複合体においてZrB2相は、非整列し
ているか、ランダムに配向した小板状物の形態で出現し
た。
例２ 直径1/2インチ（13mm）で高さ3/4インチ（19mm）のジ
ルコニウム金属インゴットを、アルミナルツボ内に入っ
ている粒状炭化ホウ素〔米国ニュージャージー州のバー
ゲンフィールドにあるアトランティック・イクイップメ
ントエンジニアーズ（Atlantic Equipment Engineers）
製でB4C純度99.7％でサイズが１〜５ミクロン〕に埋め
込んだ。アルミナルツボとその内容物からなるアセンブ
リーを、アルゴンガスを300cc/分の流量で供給した誘導
電気炉内に配置した。このアセンブリーを、６分かけて
1800℃に加熱（光学高温計で測定）した後、1800℃で４
分間維持してから冷却した。
ルコニウム金属インゴットを、アルミナルツボ内に入っ
ている粒状炭化ホウ素〔米国ニュージャージー州のバー
ゲンフィールドにあるアトランティック・イクイップメ
ントエンジニアーズ（Atlantic Equipment Engineers）
製でB4C純度99.7％でサイズが１〜５ミクロン〕に埋め
込んだ。アルミナルツボとその内容物からなるアセンブ
リーを、アルゴンガスを300cc/分の流量で供給した誘導
電気炉内に配置した。このアセンブリーを、６分かけて
1800℃に加熱（光学高温計で測定）した後、1800℃で４
分間維持してから冷却した。
アセンブリーを炉から取り出した後、得られるセラミ
ック複合体の粉末試料を回収してＸ線回折により分析し
た。この分析により、ZrB2、ZrC及びZrが存在すること
が明らかとなった。この複合体においてZrB2相は、小板
状物のを有していた。
ック複合体の粉末試料を回収してＸ線回折により分析し
た。この分析により、ZrB2、ZrC及びZrが存在すること
が明らかとなった。この複合体においてZrB2相は、小板
状物のを有していた。
例３ 2.25インチ（57mm）角で厚さ1/2インチ（13mm）のプ
レフォームを、サイズが320メッシュの炭化ホウ素（B
4C）粒子93重量％と有機バインダー〔エフエムシー（FM
C）社製アビシル（Avicil PH105）〕７重量％を混合
後、得られる混合物を規定形状を有する鋼製型中で10,0
00psi（69MPa）の圧力で常温圧縮することにより製造し
た。２インチ（51mm）角で厚さ1/2インチ（13mm）のア
ルミニウム合金（1100と呼ぶ）を、B4Cプレフォームの
上部に接触させて配置し、セットアップ全体を、第２図
に示すように耐火容器に入れたアルミナ粒子〔ノートン
社（Norton Co.）製E38アランダム（Alundum）;90グリ
ット〕に埋め込んだ。
レフォームを、サイズが320メッシュの炭化ホウ素（B
4C）粒子93重量％と有機バインダー〔エフエムシー（FM
C）社製アビシル（Avicil PH105）〕７重量％を混合
後、得られる混合物を規定形状を有する鋼製型中で10,0
00psi（69MPa）の圧力で常温圧縮することにより製造し
た。２インチ（51mm）角で厚さ1/2インチ（13mm）のア
ルミニウム合金（1100と呼ぶ）を、B4Cプレフォームの
上部に接触させて配置し、セットアップ全体を、第２図
に示すように耐火容器に入れたアルミナ粒子〔ノートン
社（Norton Co.）製E38アランダム（Alundum）;90グリ
ット〕に埋め込んだ。
耐火容器とその内容物からなるアセンブリーを、アル
ゴンガスを１／分の流量で供給した抵抗加熱真空炉内
で10時間かけて1200℃の整定温度に加熱した。1200℃の
温度に24時間維持した後、６時間冷却してから炉から取
り出した。
ゴンガスを１／分の流量で供給した抵抗加熱真空炉内
で10時間かけて1200℃の整定温度に加熱した。1200℃の
温度に24時間維持した後、６時間冷却してから炉から取
り出した。
アセンブリーを炉から取り出した後、研磨してセット
アップの表面から未反応アルミニウムを機械的に取り除
き、そして下にあるセラミック複合体の少量を粉砕して
粉末とした。この粉末をＸ線回折により分析したとこ
ろ、Al、B4C、Al2O3及びAl8B4C7の存在が確認された。
さらに試験を行い、セラミック複合体が以下の性質を有
することが分かった。
アップの表面から未反応アルミニウムを機械的に取り除
き、そして下にあるセラミック複合体の少量を粉砕して
粉末とした。この粉末をＸ線回折により分析したとこ
ろ、Al、B4C、Al2O3及びAl8B4C7の存在が確認された。
さらに試験を行い、セラミック複合体が以下の性質を有
することが分かった。
密度（g/cc）:2.58 弾性率（Gpa）:189 硬度（ロックウエルＡ）:46 曲げ強度（MPa）:254±３ 破壊靱性（MPa-m1/2）:10.2±0.1 例４ 2.25インチ（57mm）角で厚さ1/2インチ（13mm）のプ
レフォームを、B4C/B（320メッシュのB4C 50重量％と−
38ミクロンのB 50重量％との混合物）94重量％と有機バ
インダー〔エフエムシー（FMC）社製アビシル（Avicil
PH105）〕６重量％からなる均一混合物から製造した。
このプレフォームは、混合物を規定形状を有する鋼製型
中で10,000psi（69MPa）の圧力で常温圧縮することによ
り製造した。２インチ（51mm）角で厚さ1/2インチ（13m
m）のアルミニウム合金（1100と呼ぶ）を、B4C/B粒状プ
レフォームの上部に接触させて配置し、セットアップ全
体を、第２図に示すように耐火容器に入れたアルミナ粒
子〔ノートン社（Norton Co.）製38アランダム（Alundu
m）;24グリット〕に埋め込んだ。
レフォームを、B4C/B（320メッシュのB4C 50重量％と−
38ミクロンのB 50重量％との混合物）94重量％と有機バ
インダー〔エフエムシー（FMC）社製アビシル（Avicil
PH105）〕６重量％からなる均一混合物から製造した。
このプレフォームは、混合物を規定形状を有する鋼製型
中で10,000psi（69MPa）の圧力で常温圧縮することによ
り製造した。２インチ（51mm）角で厚さ1/2インチ（13m
m）のアルミニウム合金（1100と呼ぶ）を、B4C/B粒状プ
レフォームの上部に接触させて配置し、セットアップ全
体を、第２図に示すように耐火容器に入れたアルミナ粒
子〔ノートン社（Norton Co.）製38アランダム（Alundu
m）;24グリット〕に埋め込んだ。
耐火容器とその内容物からなるアセンブリーを、アル
ゴンガスを300cc/分の流量で供給した抵抗加熱管状炉内
で10時間かけて1200℃の整定温度に加熱し、1200℃の温
度に36時間維持した。このアセンブリーを10時間冷却し
てから炉から取り出した。
ゴンガスを300cc/分の流量で供給した抵抗加熱管状炉内
で10時間かけて1200℃の整定温度に加熱し、1200℃の温
度に36時間維持した。このアセンブリーを10時間冷却し
てから炉から取り出した。
アセンブリーを炉から取り出した後、研磨してセット
アップの表面から未反応アルミニウムを機械的に取り除
き、そして下にあるセラミック複合体の粉末試料をＸ線
回折により分析した。この分析により、セラミック複合
体がAl、β−AlB12、Al3B48C2及び未確認相を含有し、
「ｄ」間隔（格子間隔）がそれぞれ2.926、2.679、2.08
7、1.84及び1.745であり、相対強度がそれぞれ100、3
6、40、20及び73であることが分かった。さらに試験を
行い、この複合体が以下の性質を有することが分かっ
た。
アップの表面から未反応アルミニウムを機械的に取り除
き、そして下にあるセラミック複合体の粉末試料をＸ線
回折により分析した。この分析により、セラミック複合
体がAl、β−AlB12、Al3B48C2及び未確認相を含有し、
「ｄ」間隔（格子間隔）がそれぞれ2.926、2.679、2.08
7、1.84及び1.745であり、相対強度がそれぞれ100、3
6、40、20及び73であることが分かった。さらに試験を
行い、この複合体が以下の性質を有することが分かっ
た。
密度（g/cc）:2.58 弾性率（Gpa）:215 曲げ強度（MPa）:196±９ 破壊靱性（MPa-m1/2）:8.1±0.3 例５ 均一混合物としてB4C/B（320メッシュのB4C 50重量％
と38ミクロン以下のB 50重量％との混合物）94重量％及
び実施例１と同様の有機バインダー６重量％からなるも
のを用いた以外は、実施例１と同様の方法で、2.25イン
チ（57mm）角で厚さ1/2インチ（13mm）のプレフォーム
を製造した。２インチ（51mm）角で厚さ1/2インチ（13m
m）のアルミニウム合金Al-10Si-3Mg（Si 10重量％、Mg
3重量％及び残部がAl）プレートを、B4C/B粒状プレフォ
ームの上部に接触させて配置し、セットアップ全体を、
第２図に示すように耐火容器に入れたアルミナ粒子〔ノ
ートン社（Norton Co.）製38アランダム（Alundum）;24
グリット〕に埋め込んだ。
と38ミクロン以下のB 50重量％との混合物）94重量％及
び実施例１と同様の有機バインダー６重量％からなるも
のを用いた以外は、実施例１と同様の方法で、2.25イン
チ（57mm）角で厚さ1/2インチ（13mm）のプレフォーム
を製造した。２インチ（51mm）角で厚さ1/2インチ（13m
m）のアルミニウム合金Al-10Si-3Mg（Si 10重量％、Mg
3重量％及び残部がAl）プレートを、B4C/B粒状プレフォ
ームの上部に接触させて配置し、セットアップ全体を、
第２図に示すように耐火容器に入れたアルミナ粒子〔ノ
ートン社（Norton Co.）製38アランダム（Alundum）;24
グリット〕に埋め込んだ。
耐火容器とその内容物からなるアセンブリーを、アル
ゴンガスを１／分の流量で供給した抵抗加熱管状炉内
に配置し、10時間かけて1200℃の整定温度に加熱し、12
00℃の温度に12時間維持した。このアセンブリーを５時
間冷却してから炉から取り出した。
ゴンガスを１／分の流量で供給した抵抗加熱管状炉内
に配置し、10時間かけて1200℃の整定温度に加熱し、12
00℃の温度に12時間維持した。このアセンブリーを５時
間冷却してから炉から取り出した。
アセンブリーを炉から取り出した後、研磨してセット
アップの表面から未反応アルミニウムを機械的に取り除
き、そして下にあるセラミック複合体の粉末試料を回収
し、Ｘ線回折により分析した。この分析により、セラミ
ックス複合体がAl、Si、B4C、β−AlB12、Al2O3及びAl8
B4C7を含有することが分かった。さらに試験を行い、こ
の複合体が以下の性質を有することが分かった。
アップの表面から未反応アルミニウムを機械的に取り除
き、そして下にあるセラミック複合体の粉末試料を回収
し、Ｘ線回折により分析した。この分析により、セラミ
ックス複合体がAl、Si、B4C、β−AlB12、Al2O3及びAl8
B4C7を含有することが分かった。さらに試験を行い、こ
の複合体が以下の性質を有することが分かった。
密度（g/cc）:2.55 弾性率（Gpa）:213 硬度（ロックウエルＡ）:57 曲げ強度（MPa）:231±31 破壊靱性（MPa-m1/2）:9.1±0.1 例６ 直径5/8インチ（16mm）で高さ3/4インチ（19mm）のチ
タン金属インゴット（純度99.64％）（グレード２）
を、アルミナルツボ内に入れてある粒状炭化ホウ素〔米
国ニュージャージー州のバーゲンフィールドにあるアト
ランティック・イクイップメントエンジニアーズ（Atla
ntic Equipment Engineers）製でB4C純度99.7％でサイ
ズが１〜５ミクロン〕に埋め込んだ。アルミナルツボと
その内容物からなるアセンブリーを、アルゴンガスを30
0cc/分の流量で供給した誘導電気炉内に配置した。この
アセンブリーを４分間かけてチタンが融解するまで加熱
（光高温で測定したとき約1700〜1750℃）後、冷却し
た。
タン金属インゴット（純度99.64％）（グレード２）
を、アルミナルツボ内に入れてある粒状炭化ホウ素〔米
国ニュージャージー州のバーゲンフィールドにあるアト
ランティック・イクイップメントエンジニアーズ（Atla
ntic Equipment Engineers）製でB4C純度99.7％でサイ
ズが１〜５ミクロン〕に埋め込んだ。アルミナルツボと
その内容物からなるアセンブリーを、アルゴンガスを30
0cc/分の流量で供給した誘導電気炉内に配置した。この
アセンブリーを４分間かけてチタンが融解するまで加熱
（光高温で測定したとき約1700〜1750℃）後、冷却し
た。
アセンブリーを炉から取り出した後、得られるセラミ
ック複合体の粉末試料を回収してＸ線回折により分析し
た。この分析により、TiB2、TiB、TiC及びTiが存在する
ことが明らかとなった。
ック複合体の粉末試料を回収してＸ線回折により分析し
た。この分析により、TiB2、TiB、TiC及びTiが存在する
ことが明らかとなった。
第４図は、複合体製品の断面の顕微鏡写真（倍率:150
0x）であり、28はTiB2を示し、30はTiBを示し、32はTiC
を示し、そして34はTiを示す。TiB2相は、小板状構造を
有していた。
0x）であり、28はTiB2を示し、30はTiBを示し、32はTiC
を示し、そして34はTiを示す。TiB2相は、小板状構造を
有していた。
例７ 直径5/8インチ（16mm）で長さ3/4インチ（19mm）のチ
タン（純度99.64％）（グレード２）の円筒状試料を、
アルミナルツボ内に入れてある炭化ホウ素（1000グリッ
ト）に埋め込んだ。アルミナルツボとその内容物からな
るアセンブリーを、アルゴンガスを500cc/分の流量で供
給した抵抗加熱真空炉内に配置した。このアセンブリー
を３時間かけて1750℃の整定温度まで加熱後、1750℃に
３時間20分維持した。
タン（純度99.64％）（グレード２）の円筒状試料を、
アルミナルツボ内に入れてある炭化ホウ素（1000グリッ
ト）に埋め込んだ。アルミナルツボとその内容物からな
るアセンブリーを、アルゴンガスを500cc/分の流量で供
給した抵抗加熱真空炉内に配置した。このアセンブリー
を３時間かけて1750℃の整定温度まで加熱後、1750℃に
３時間20分維持した。
アセンブリーを炉から取り出して冷却後、得られるセ
ラミック複合体生成物の粉末試料を回収してＸ線回折に
より分析した。この分析により、TiB2、TiC及びTi3B4が
存在することが明らかとなった。
ラミック複合体生成物の粉末試料を回収してＸ線回折に
より分析した。この分析により、TiB2、TiC及びTi3B4が
存在することが明らかとなった。
200gfの負荷を用いて、エーエステーエム（ASTM）E38
4-73に記載されているヌープ微小硬さ試験（Knoop micr
ohardness test）を生成物試料について行った結果、18
15-1950kg/mm2の微小硬さを示した。
4-73に記載されているヌープ微小硬さ試験（Knoop micr
ohardness test）を生成物試料について行った結果、18
15-1950kg/mm2の微小硬さを示した。
例８ 直径3/8インチ（9.5mm）で高さ3/4インチ（19mm）の
ハフニウム金属（純度98.20％）インゴットを、アルミ
ナルツボ内に入れてある粒状炭化ホウ素（−325メッシ
ュ）に埋め込んだ。アルミナルツボとその内容物からな
るアセンブリーを、水素１体積％とアルゴン99体積％か
らなるガスを500cc/分の流量で供給した誘導電気炉内に
配置した。このアセンブリーを８分間かけて2300℃（光
高温計で測定）に加熱後冷却した。
ハフニウム金属（純度98.20％）インゴットを、アルミ
ナルツボ内に入れてある粒状炭化ホウ素（−325メッシ
ュ）に埋め込んだ。アルミナルツボとその内容物からな
るアセンブリーを、水素１体積％とアルゴン99体積％か
らなるガスを500cc/分の流量で供給した誘導電気炉内に
配置した。このアセンブリーを８分間かけて2300℃（光
高温計で測定）に加熱後冷却した。
アセンブリーを炉から取り出した後、回収試料を試験
したところ、ハフニウムがあった箇所に非常に明瞭な円
筒状のボイドが存在することが分かった。このことは、
この系が形状複製能に優れていることを示している。こ
の実験で得られたセラミック複合体生成物の粉末試料を
回収して、Ｘ線回折により分析した。この分析により、
HfB2、HfC、Hf及び少量のB4Cが存在することが分かっ
た。
したところ、ハフニウムがあった箇所に非常に明瞭な円
筒状のボイドが存在することが分かった。このことは、
この系が形状複製能に優れていることを示している。こ
の実験で得られたセラミック複合体生成物の粉末試料を
回収して、Ｘ線回折により分析した。この分析により、
HfB2、HfC、Hf及び少量のB4Cが存在することが分かっ
た。
第５図は、複合体製品の断面の顕微鏡写真（倍率:150
0x）であり、36はHfB2を示し、38はHfCを示し、40はB4C
を示し、そして42はHfを示す。HfB2は、小板状構造を有
していた。
0x）であり、36はHfB2を示し、38はHfCを示し、40はB4C
を示し、そして42はHfを示す。HfB2は、小板状構造を有
していた。
上記したように、別の母材金属、出発物質の異なる濃
度並びに充填密度、炭化ホウ素粒子の性質、時間及び温
度等の他の変数を用いて、最終生成物を変更又は調整で
きる。この種の材料は、エンジン又はロケット部品等の
用途に有用である。
度並びに充填密度、炭化ホウ素粒子の性質、時間及び温
度等の他の変数を用いて、最終生成物を変更又は調整で
きる。この種の材料は、エンジン又はロケット部品等の
用途に有用である。
例９ ２インチ（51mm）角で厚さ1/2インチ（13mm）のプレ
フォームを、実施例１に記載した手法と同様の手法によ
り製造した。しかしながら、このプレフォームは、B4C
（ESK社製;1000グリット）約95重量％とカーボンブラッ
ク〔カンカーブ社（Cancarb Inc.）製991-UP〕約５重量
％からなるようにした。このカーボンブラックは、炭素
供給物質とバインダーの両方の役割を果たす。即ち、鋼
製型中でこの混合出発物質を約1,000psi（6.9MPa）で常
温圧縮することによりこのプレフォームを製造した。２
インチ（51mm）角ｘ厚さ3/8インチ（9.5mm）のジルコニ
ウム母材金属プレート〔テレダイン・ワー・チャング・
アルバニ（Teledyne Wah Chang Albany）製のグレード7
02Zr〕を、常温圧縮B4Cプレフォームの上部に接触させ
て配置した。次に、第６図に示すように、セットアップ
全体を黒鉛型内に配置した。即ち、B4Cプレフォーム42
をジルコニウム母材金属インゴット43と接触させた。こ
の場合、両方とも黒鉛（ユニオンカーバイド社製グレー
ドATJ）耐火容器41に入れてある（黒鉛容器41には、孔4
5が設けてあってもなくてもよい）。
フォームを、実施例１に記載した手法と同様の手法によ
り製造した。しかしながら、このプレフォームは、B4C
（ESK社製;1000グリット）約95重量％とカーボンブラッ
ク〔カンカーブ社（Cancarb Inc.）製991-UP〕約５重量
％からなるようにした。このカーボンブラックは、炭素
供給物質とバインダーの両方の役割を果たす。即ち、鋼
製型中でこの混合出発物質を約1,000psi（6.9MPa）で常
温圧縮することによりこのプレフォームを製造した。２
インチ（51mm）角ｘ厚さ3/8インチ（9.5mm）のジルコニ
ウム母材金属プレート〔テレダイン・ワー・チャング・
アルバニ（Teledyne Wah Chang Albany）製のグレード7
02Zr〕を、常温圧縮B4Cプレフォームの上部に接触させ
て配置した。次に、第６図に示すように、セットアップ
全体を黒鉛型内に配置した。即ち、B4Cプレフォーム42
をジルコニウム母材金属インゴット43と接触させた。こ
の場合、両方とも黒鉛（ユニオンカーバイド社製グレー
ドATJ）耐火容器41に入れてある（黒鉛容器41には、孔4
5が設けてあってもなくてもよい）。
黒鉛金型とその内容物からなるアセンブリーを、抵抗
加熱真空炉内に配置した。この炉を、まず室温で１×10
-4（133×10-4Pa）の圧力まで排気し、その後、アルゴ
ンで裏込めした。次に、炉を約１×10-2トール（133×1
0-2Pa）の圧力まで排気し、その後、約30分かけて約250
℃の温度まで加熱した。次に、この炉を、１時間当たり
100℃の速度で、約250℃から約450℃まで加熱した。こ
の炉室をアルゴンで裏込めし、１分当たり約１リットル
の流量で流したままとして、約2psi（約14KPa）の圧力
に維持した。炉を５時間かけて約1900℃の温度に加熱
後、約1900℃ので約２時間保持した。次に、この炉を約
５時間冷却した。
加熱真空炉内に配置した。この炉を、まず室温で１×10
-4（133×10-4Pa）の圧力まで排気し、その後、アルゴ
ンで裏込めした。次に、炉を約１×10-2トール（133×1
0-2Pa）の圧力まで排気し、その後、約30分かけて約250
℃の温度まで加熱した。次に、この炉を、１時間当たり
100℃の速度で、約250℃から約450℃まで加熱した。こ
の炉室をアルゴンで裏込めし、１分当たり約１リットル
の流量で流したままとして、約2psi（約14KPa）の圧力
に維持した。炉を５時間かけて約1900℃の温度に加熱
後、約1900℃ので約２時間保持した。次に、この炉を約
５時間冷却した。
アセンブリーを炉から取り出した後、複合体について
定量的画像解析を行った。とりわけ、ZrB2/ZrC比を実験
的に求めたことろ、約1.03であった。この比は、ZrB2/Z
rCの標準比である1.39（即ち、炭素を添加してないプレ
フォームについての（ZrB2/ZrC比）に匹敵するものであ
る。従って、プレフォームへの反応浸透の前に炭素供給
物質をB4Cプレフォームに添加することにより、ZrB2/Zr
C比を調整できる。
定量的画像解析を行った。とりわけ、ZrB2/ZrC比を実験
的に求めたことろ、約1.03であった。この比は、ZrB2/Z
rCの標準比である1.39（即ち、炭素を添加してないプレ
フォームについての（ZrB2/ZrC比）に匹敵するものであ
る。従って、プレフォームへの反応浸透の前に炭素供給
物質をB4Cプレフォームに添加することにより、ZrB2/Zr
C比を調整できる。
例10 ２インチ（51mm）角で厚さ3/8インチ（9.5mm）のプレ
フォームを、実施例１に記載した手法と同様の手法によ
り製造した。このプレフォームは、B4C（ESK社製;1000
グリット）約95重量％と有機バインダー（ロンザ社製ア
クラワックス−Ｃ）５重量％から構成されていた。プレ
フォームは、鋼製型中で混合出発物質を約5000psi（約3
5MPa）で常温圧縮することにより製造した。２インチ
（51mm）角×厚さ3/8インチ（9.5mm）のジルコニウム母
材金属プレート〔テレダイン・ワー・チャング・アルバ
ニ（Teledyne Wah Chang Albany）製のグレード702Zr〕
を、常温圧縮B4Cプレフォームの上部に接触させて配置
した。次に、第６図に示すように、セットアップ全体を
黒鉛（ユニオンカーバイド社製グレードATJ）金型内に
配置した。さらに、この黒鉛金型41内の底部44には複数
の貫通孔45を設けた。底部の44の概略寸法は、約２イン
チ（51mm）×約２インチ（51mm）であった。黒鉛金型41
の底部44に、直径1/16インチ（2mm）の貫通孔を９個配
置した。
フォームを、実施例１に記載した手法と同様の手法によ
り製造した。このプレフォームは、B4C（ESK社製;1000
グリット）約95重量％と有機バインダー（ロンザ社製ア
クラワックス−Ｃ）５重量％から構成されていた。プレ
フォームは、鋼製型中で混合出発物質を約5000psi（約3
5MPa）で常温圧縮することにより製造した。２インチ
（51mm）角×厚さ3/8インチ（9.5mm）のジルコニウム母
材金属プレート〔テレダイン・ワー・チャング・アルバ
ニ（Teledyne Wah Chang Albany）製のグレード702Zr〕
を、常温圧縮B4Cプレフォームの上部に接触させて配置
した。次に、第６図に示すように、セットアップ全体を
黒鉛（ユニオンカーバイド社製グレードATJ）金型内に
配置した。さらに、この黒鉛金型41内の底部44には複数
の貫通孔45を設けた。底部の44の概略寸法は、約２イン
チ（51mm）×約２インチ（51mm）であった。黒鉛金型41
の底部44に、直径1/16インチ（2mm）の貫通孔を９個配
置した。
黒鉛金型とその内容物からなるアセンブリーを、抵抗
加熱真空炉内に配置した。この炉を、まず室温で１×10
-4（133×10-4Pa）の圧力まで排気し、その後、アルゴ
ンで裏込めした。次に、炉を約１×10-2トール（133×1
0-2Pa）の圧力まで排気し、その後、約30分かけて約250
℃の温度まで加熱した。次に、この炉を、１時間当たり
100℃の速度で、約250℃から約450℃まで加熱した。こ
の炉をアルゴンで裏込めし、１分当たり約２リットルの
流量で流したままとして、約2psi（約14KPa）の圧力に
維持した。炉を５時間かけて約1900℃の温度に加熱後、
約1900℃ので約２時間保持した。次に、この炉を約５時
間冷却した。
加熱真空炉内に配置した。この炉を、まず室温で１×10
-4（133×10-4Pa）の圧力まで排気し、その後、アルゴ
ンで裏込めした。次に、炉を約１×10-2トール（133×1
0-2Pa）の圧力まで排気し、その後、約30分かけて約250
℃の温度まで加熱した。次に、この炉を、１時間当たり
100℃の速度で、約250℃から約450℃まで加熱した。こ
の炉をアルゴンで裏込めし、１分当たり約２リットルの
流量で流したままとして、約2psi（約14KPa）の圧力に
維持した。炉を５時間かけて約1900℃の温度に加熱後、
約1900℃ので約２時間保持した。次に、この炉を約５時
間冷却した。
比較のために、黒鉛型の底部に貫通孔を設けなかった
以外は同一のセットアップを製造した。
以外は同一のセットアップを製造した。
各アセンブリーを炉から取り出した後、各複合体の気
孔量の比較を行った。その結果、内部に貫通孔を有する
黒鉛金型を用いて製造した複合体に含有される気孔量
は、内部に貫通孔を有しない黒鉛金型を用いて製造した
複合体に含有される気孔量よりも少ないことが判明し
た。従って、黒鉛金型に貫通孔を設けることにより、B4
Cプレフォームへの母材金属の反応浸透により製造され
る複合体中の気孔量を減少できることが容易に理解でき
る。
孔量の比較を行った。その結果、内部に貫通孔を有する
黒鉛金型を用いて製造した複合体に含有される気孔量
は、内部に貫通孔を有しない黒鉛金型を用いて製造した
複合体に含有される気孔量よりも少ないことが判明し
た。従って、黒鉛金型に貫通孔を設けることにより、B4
Cプレフォームへの母材金属の反応浸透により製造され
る複合体中の気孔量を減少できることが容易に理解でき
る。
例11 B4C（ESK社製1000グリット；ロットM10-C）約99重量
％と有機バインダー（ダウ社製実験セラミックバインダ
ーXUS40303.0）約１重量％を混合後、得られるスラリー
を、塩化メチレンに予備浸漬した直径１インチ（25mm）
の黒鉛ルツボ〔グラファイト・ダイ・モールド社（Grap
hite Die Mold Co.）製ATJグレード黒鉛ルツボ）にスリ
ップ注型した。このスリップを、乾燥箱中で一晩室温で
乾燥して塩化メチレンを蒸発させた後、スリップを空気
炉中で約４時間40℃に加熱して微量の塩化メチレンを除
去することにより、直径１インチ（25mm）で厚さが1/2
インチ（13mm）のプレフォームを製造した。
％と有機バインダー（ダウ社製実験セラミックバインダ
ーXUS40303.0）約１重量％を混合後、得られるスラリー
を、塩化メチレンに予備浸漬した直径１インチ（25mm）
の黒鉛ルツボ〔グラファイト・ダイ・モールド社（Grap
hite Die Mold Co.）製ATJグレード黒鉛ルツボ）にスリ
ップ注型した。このスリップを、乾燥箱中で一晩室温で
乾燥して塩化メチレンを蒸発させた後、スリップを空気
炉中で約４時間40℃に加熱して微量の塩化メチレンを除
去することにより、直径１インチ（25mm）で厚さが1/2
インチ（13mm）のプレフォームを製造した。
チタン金属〔Ti−ロイ99（Ti-Loy）として知られてい
るTiスポンジ35.29g、ロット11387、クロムアロイ社（C
hromalloy Co.）製、1/4″（6mm）＋20サイズ片〕約75
重量％及びジルコニウム金属約25重量％〔ウエスタンジ
ルコニウム社製Zrスポンジ10.71g、ロット4840、核グレ
ード、1/4″（6mm）＋20サイズ片〕約25重量％からなる
金属スポンジ混合物を、ジャーで約１時間微粉砕し、黒
鉛ルツボ内のプレフォームの上部に粉末状で配置した。
るTiスポンジ35.29g、ロット11387、クロムアロイ社（C
hromalloy Co.）製、1/4″（6mm）＋20サイズ片〕約75
重量％及びジルコニウム金属約25重量％〔ウエスタンジ
ルコニウム社製Zrスポンジ10.71g、ロット4840、核グレ
ード、1/4″（6mm）＋20サイズ片〕約25重量％からなる
金属スポンジ混合物を、ジャーで約１時間微粉砕し、黒
鉛ルツボ内のプレフォームの上部に粉末状で配置した。
黒鉛金型とその内容物からなるアセンブリーを抵抗加
熱真空炉内に配置後、１×10-4トール（133×10-4Pa）
の圧力まで排気し、その後、流量約2l/分のアルゴンで
裏込めした。この工程を繰り返し、２回目の排気と裏込
め工程後に、その系を約４時間で室温から約1750℃に加
熱し、約1750℃で約１時間保持し、約１時間で約1750℃
から約1900℃に加熱し、そして約1900℃で約２時間保持
した。このアセンブリーを約３時間冷却してから炉から
取り出した。
熱真空炉内に配置後、１×10-4トール（133×10-4Pa）
の圧力まで排気し、その後、流量約2l/分のアルゴンで
裏込めした。この工程を繰り返し、２回目の排気と裏込
め工程後に、その系を約４時間で室温から約1750℃に加
熱し、約1750℃で約１時間保持し、約１時間で約1750℃
から約1900℃に加熱し、そして約1900℃で約２時間保持
した。このアセンブリーを約３時間冷却してから炉から
取り出した。
炉から取り出した後に観察したところ、チタン／ジル
コニウム合金がプレフォームに反応浸透して、二ホウ化
チタン、炭化チタン、二ホウ化ジルコニウム、炭化ジル
コニウム及び若干の残留チタン／ジルコニウム合金から
なる物体が形成されたことが分かった。形成した複合体
の顕微鏡写真を第８図に示す。
コニウム合金がプレフォームに反応浸透して、二ホウ化
チタン、炭化チタン、二ホウ化ジルコニウム、炭化ジル
コニウム及び若干の残留チタン／ジルコニウム合金から
なる物体が形成されたことが分かった。形成した複合体
の顕微鏡写真を第８図に示す。
例12 B4C（ESK社製1000グリット、バッチM10）約113gとホ
ウ素（アトランティック・エンジニアーズ社から入手し
たもので結晶構造を有し、98〜99％が100メッシュのサ
イズを有する粉末）約37gを混合することにより、炭素
約15モル％とホウ素約85モル％からなる混合物を製造し
た。このB4Cと炭素との混合物約5.85グラムを約5ksi
（約35KPa）の圧力で乾式圧縮することにより、上記混
合物からなるプレフォームを注型した。得られたプレフ
ォームは、直径約１インチ（25mm）で厚さが約1/2イン
チ（13mm）の円筒状であった。圧縮プレフォームを、黒
鉛ルツボ（グラファイト・ダイ・モールド社製ATJグレ
ード黒鉛ルツボ）内に配置し、そしてプレフォームの入
った黒鉛ルツボをレトルト炉内に配置した。この炉を排
気し、アルゴンで３回裏込めすることにより、炉内に純
粋なアルゴン雰囲気が確実に存在するようにした。アル
ゴン流量は、約２リットル／分であり、これにより約1p
si（6.9KPa）のチャンバー圧力が生じた。この炉を約30
分で室温から約250℃に加熱後、約１時間で約250℃から
約300℃に加熱した。さらに加熱して、１時間当たり約1
0℃の昇温速度で約400℃の温度とした。次に、この温度
を約２時間で約400℃から約500℃に増加し、そして約50
0℃で約１時間維持した。その後、この炉を室温まで冷
却した。
ウ素（アトランティック・エンジニアーズ社から入手し
たもので結晶構造を有し、98〜99％が100メッシュのサ
イズを有する粉末）約37gを混合することにより、炭素
約15モル％とホウ素約85モル％からなる混合物を製造し
た。このB4Cと炭素との混合物約5.85グラムを約5ksi
（約35KPa）の圧力で乾式圧縮することにより、上記混
合物からなるプレフォームを注型した。得られたプレフ
ォームは、直径約１インチ（25mm）で厚さが約1/2イン
チ（13mm）の円筒状であった。圧縮プレフォームを、黒
鉛ルツボ（グラファイト・ダイ・モールド社製ATJグレ
ード黒鉛ルツボ）内に配置し、そしてプレフォームの入
った黒鉛ルツボをレトルト炉内に配置した。この炉を排
気し、アルゴンで３回裏込めすることにより、炉内に純
粋なアルゴン雰囲気が確実に存在するようにした。アル
ゴン流量は、約２リットル／分であり、これにより約1p
si（6.9KPa）のチャンバー圧力が生じた。この炉を約30
分で室温から約250℃に加熱後、約１時間で約250℃から
約300℃に加熱した。さらに加熱して、１時間当たり約1
0℃の昇温速度で約400℃の温度とした。次に、この温度
を約２時間で約400℃から約500℃に増加し、そして約50
0℃で約１時間維持した。その後、この炉を室温まで冷
却した。
重量が約41.16グラムで寸法が直径約１インチ（25m
m）×厚さ約1/2インチ（13mm）のテレダイン・ワー・チ
ェンジ・アルバニー社（Teledyne Wah Change Albany）
製702グレードジルコニウム金属シリンダーを、プレフ
ォームの上部に配置した。
m）×厚さ約1/2インチ（13mm）のテレダイン・ワー・チ
ェンジ・アルバニー社（Teledyne Wah Change Albany）
製702グレードジルコニウム金属シリンダーを、プレフ
ォームの上部に配置した。
黒鉛ルツボ及びその内容物からなるアセンブリーを真
空炉内に配置した。この炉を排気し、そして１分当たり
約２リットルの流量で裏込めした。これによりチャンバ
ー圧力が約1psi（6.9KPa）となった。この炉を、約５時
間で室温から約1900℃に加熱した。この温度を約２時間
維持後、炉を室温まで冷却した。
空炉内に配置した。この炉を排気し、そして１分当たり
約２リットルの流量で裏込めした。これによりチャンバ
ー圧力が約1psi（6.9KPa）となった。この炉を、約５時
間で室温から約1900℃に加熱した。この温度を約２時間
維持後、炉を室温まで冷却した。
炉から取り出した後に観察したところ、ジルコニウム
がプレフォームに反応浸透して、二ホウ化ジルコニウ
ム、炭化ジルコニウム及びジルコニウム金属からなる物
体が形成されたことが分かった。得られた複合体の顕微
鏡写真を第９図に示す。
がプレフォームに反応浸透して、二ホウ化ジルコニウ
ム、炭化ジルコニウム及びジルコニウム金属からなる物
体が形成されたことが分かった。得られた複合体の顕微
鏡写真を第９図に示す。
上記したように、本発明によれば、炭化ホウ素の存在
下での母材金属の浸透反応法、即ち反応浸透を利用し
て、自己支持形セラミック体が製造される。製品の使用
目的に応じて、反応剤の相対量とプロセス条件を変更又
は制御することにより、セラミック、金属、ひとつのセ
ラミックの別のセラミックに対する比及び気孔を異なる
体積百分率で含有する物体を生成することができる。
下での母材金属の浸透反応法、即ち反応浸透を利用し
て、自己支持形セラミック体が製造される。製品の使用
目的に応じて、反応剤の相対量とプロセス条件を変更又
は制御することにより、セラミック、金属、ひとつのセ
ラミックの別のセラミックに対する比及び気孔を異なる
体積百分率で含有する物体を生成することができる。
第１図は本発明により処理される耐火ルツボ内に入れた
粒状炭化ホウ素に母材金属インゴットを埋め込んだセッ
トアップを示す概略断面立面図であり、第２図は本発明
により処理される耐火ルツボ内に入れた炭化ホウ素プレ
フォームに隣接して配置し且つ不活性床に埋め込んだセ
ットアップを示す概略断面立面図であり、第３図は例１
に記載した方法により形成したセラミック複合体の断面
の結晶の構造を示す図面に代わる顕微鏡写真（1000倍）
であり、第４図は例６に記載した方法により形成したセ
ラミック複合体の断面の結晶の構造組織を示す図面に代
わる顕微鏡写真（1500倍）であり、第５図は例８に記載
した方法により形成したセラミック複合体の断面の結晶
の構造を示す図面に代わる顕微鏡写真（1500倍）であ
り、第６図はプレフォームと母材金属の両方を耐火容器
に入れた状態でプレフォームを母材金属と接触させたセ
ットアップの概略断面立面図であり、第７図は第６図に
示した耐火容器の底部を示しており、第８図は例11に記
載した方法により形成したセラミック複合体の断面の結
晶の構造を示す図面に代わる顕微鏡写真（1000倍）であ
り、そして第９図は例12に記載した方法により形成した
セラミック複合体の断面の結晶の構造を示す図面に代わ
る顕微鏡写真（1500倍）である。 10……母材金属前駆体、12……粒状炭化ホウ素、14……
不活性物質、16……ルツボ、20……プレフォーム、22…
…ZrB2、24……ZrC、26……Zr、28……TiB2、30……Ti
B、34……Ti、36……HfB2、38……HfC、40……B4C、41
……耐火容器、42……プレフォーム、43……母材金属イ
ンゴット、44……底部、45……貫通孔。
粒状炭化ホウ素に母材金属インゴットを埋め込んだセッ
トアップを示す概略断面立面図であり、第２図は本発明
により処理される耐火ルツボ内に入れた炭化ホウ素プレ
フォームに隣接して配置し且つ不活性床に埋め込んだセ
ットアップを示す概略断面立面図であり、第３図は例１
に記載した方法により形成したセラミック複合体の断面
の結晶の構造を示す図面に代わる顕微鏡写真（1000倍）
であり、第４図は例６に記載した方法により形成したセ
ラミック複合体の断面の結晶の構造組織を示す図面に代
わる顕微鏡写真（1500倍）であり、第５図は例８に記載
した方法により形成したセラミック複合体の断面の結晶
の構造を示す図面に代わる顕微鏡写真（1500倍）であ
り、第６図はプレフォームと母材金属の両方を耐火容器
に入れた状態でプレフォームを母材金属と接触させたセ
ットアップの概略断面立面図であり、第７図は第６図に
示した耐火容器の底部を示しており、第８図は例11に記
載した方法により形成したセラミック複合体の断面の結
晶の構造を示す図面に代わる顕微鏡写真（1000倍）であ
り、そして第９図は例12に記載した方法により形成した
セラミック複合体の断面の結晶の構造を示す図面に代わ
る顕微鏡写真（1500倍）である。 10……母材金属前駆体、12……粒状炭化ホウ素、14……
不活性物質、16……ルツボ、20……プレフォーム、22…
…ZrB2、24……ZrC、26……Zr、28……TiB2、30……Ti
B、34……Ti、36……HfB2、38……HfC、40……B4C、41
……耐火容器、42……プレフォーム、43……母材金属イ
ンゴット、44……底部、45……貫通孔。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ケビン ピーター ポチョピエン アメリカ合衆国，デラウェア 19702, ニューアーク，ビーチャーズ ロット, ダンバーズ サークル 54 (72)発明者 ダニイ レイ ホワイト アメリカ合衆国，メリーランド 21921, エルクトン，ヒルクレスト レーン ５ (72)発明者 ウイリアム ベイヤード ジョンソン アメリカ合衆国，デラウェア 19711, ニューアーク，ブルックリッジ レーン 14
Claims (10)
- 【請求項１】自己支持体の製造方法であって、 チタン／ジルコニウム合金を含む母材金属を選択し； 前記母材金属を、その融点より高い温度に、実質的に不
活性な雰囲気中で加熱して、溶融母材金属体を形成し； 前記溶融母材金属を、炭化ホウ素、ならびに任意に、少
なくとも１つのホウ素供給物質および少なくとも１つの
炭素供給物質からなる群より選択した少なくとも１つの
物質を含む通気性素材に接触させ； 前記溶融母材金属が前記浸透性素材に浸透して、前記浸
透性素材の少なくとも一部分と反応するのに十分な時
間、前記温度を保持し；かつ 少なくとも１つの母材金属ホウ素含有化合物を含む前記
自己支持体を生成するのに十分な時間、前記浸透および
反応を継続することを含むことを特徴とする方法。 - 【請求項２】自己支持体の製造方法であって、 母材金属を選択し、 前記母材金属を、その融点より高い温度に、実質的に不
活性な雰囲気中で、加熱して； 前記溶融母材金属体を、炭化ケイ素および少なくとも１
つの非元素状ホウ素供給物質を含む通気性素材に接触さ
せ； 溶融母材金属が前記通気性素材に浸透して、前記通気性
素材の少なくとも一部分と反応するのに十分な時間、前
記温度を保持し；かつ 少なくとも１つの母材金属ホウ素含有化合物を含む前記
自己支持体を生成するのに十分な時間、前記浸透および
反応を継続することを含むことを特徴とする方法。 - 【請求項３】自己支持体を製造する方法であって、 母材金属を選択し； 前記母材金属を、その融点より高い温度に、実質的に不
活性な雰囲気中で加熱し； 前記溶融母材金属体を、炭化ホウ素、ならびに少なくと
も１つのホウ素供給物質および少なくとも１つの炭素供
給物質を含む通気性素材と接触させ； 溶融母材金属を前記通気性素材に浸透させて、前記通気
性素材の少なくとも一部分と反応するのに十分な時間、
前記温度を保持し；かつ 少なくとも１つの母材金属ホウ素含有化合物を含む前記
自己支持体を生成するのに十分な時間、前記浸透および
反応を継続することを含むことを特徴とする方法。 - 【請求項４】前記通気性素材が、成形された予備賦形体
（プレフォーム）を含む、請求項１〜３のいずれかに記
載の方法。 - 【請求項５】前記通気性素材が、さらに前記自己支持体
内に埋込まれる少なくとも１つの不活性な充填材を含
む、請求項１〜４のいずれかに記載の方法。 - 【請求項６】前記母材金属が、チタン、ジルコニウム、
ハフニウム、バナジウム、クロム、アルミニウム及びニ
オブからなる群から選択された金属を含む請求項１〜５
のいずれかに記載の方法。 - 【請求項７】前記母材金属がジルコニウムを含み、ZrB2
/ZrCのモル比が約１である請求項１および３〜５のいず
れかに記載の方法。 - 【請求項８】前記母材金属がチタン／ジルコニウム合金
を含む、請求項２〜６のいずれかに記載の方法。 - 【請求項９】前記浸透および反応を、前記通気性素材を
実質的に完全に反応させるのに十分な時間継続する、請
求項１〜５のいずれかに記載の方法。 - 【請求項１０】炭化ホウ素／ホウ素供給物質または炭素
供給物質のモル比を、母材金属炭素含有化合物のモル比
が所望の結果を達成するように調節する、請求項１〜３
のいずれかに記載の方法。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US07/296,771 US4885130A (en) | 1987-07-15 | 1989-01-13 | Process for preparing self-supporting bodies and products produced thereby |
| US296771 | 1989-01-13 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0375273A JPH0375273A (ja) | 1991-03-29 |
| JP2931005B2 true JP2931005B2 (ja) | 1999-08-09 |
Family
ID=23143477
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003704A Expired - Lifetime JP2931005B2 (ja) | 1989-01-13 | 1990-01-12 | 自己支持体の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4885130A (ja) |
| EP (1) | EP0378499B1 (ja) |
| JP (1) | JP2931005B2 (ja) |
| KR (1) | KR0134956B1 (ja) |
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| DE (1) | DE69013174T2 (ja) |
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| IE (2) | IE900113L (ja) |
| IL (1) | IL92398A0 (ja) |
| NO (1) | NO900140L (ja) |
| NZ (1) | NZ232041A (ja) |
| PH (1) | PH26608A (ja) |
| PT (1) | PT92852A (ja) |
| ZA (1) | ZA90219B (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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| US5180697A (en) * | 1987-07-15 | 1993-01-19 | Lanxide Technology Company, Lp | Process for preparing self-supporting bodies and products produced thereby |
| US5017334A (en) * | 1987-07-15 | 1991-05-21 | Lanxide Technology Company, Lp | Process for preparing self-supporting bodies and products produced thereby |
| US5296417A (en) * | 1987-07-15 | 1994-03-22 | Lanxide Technology Company, Lp | Self-supporting bodies |
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| US5162098A (en) * | 1987-12-23 | 1992-11-10 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of modifying ceramic composite bodies by a post-treatment process and articles produced thereby |
| US5403790A (en) * | 1987-12-23 | 1995-04-04 | Lanxide Technology Company, Lp | Additives for property modification in ceramic composite bodies |
| US5143870A (en) * | 1987-12-23 | 1992-09-01 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of modifying ceramic composite bodies by a post-treatment process and articles produced thereby |
| US5143540A (en) * | 1988-01-13 | 1992-09-01 | The Dow Chemical Company | Densification of ceramic-metal composites |
| US5518061A (en) * | 1988-11-10 | 1996-05-21 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of modifying the properties of a metal matrix composite body |
| US5010044A (en) * | 1989-01-13 | 1991-04-23 | Lanxide Technology Company, Lp. | Process for preparing self-supporting bodies and products produced thereby |
| US5187128A (en) * | 1989-01-13 | 1993-02-16 | Lanxide Technology Company, Lp | Process for preparing self-supporting bodies |
| US4904446A (en) * | 1989-01-13 | 1990-02-27 | Lanxide Technology Company, Lp | Process for preparing self-supporting bodies and products made thereby |
| US5238883A (en) * | 1989-01-13 | 1993-08-24 | Lanxide Technology Company, Lp | Process for preparing self-supporting bodies and products produced thereby |
| US5149678A (en) * | 1989-01-13 | 1992-09-22 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of modifying ceramic composite bodies by a post-treatment process and articles produced thereby |
| IL92396A0 (en) * | 1989-01-13 | 1990-07-26 | Lanxide Technology Co Ltd | Method of producing ceramic composite bodies |
| US4978644A (en) * | 1989-01-13 | 1990-12-18 | Lanxide Technology Company, Lp | Process for preparing self-supporting bodies and products made thereby |
| US5372178A (en) * | 1989-01-13 | 1994-12-13 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of producing ceramic composite bodies |
| US5039633A (en) * | 1989-09-14 | 1991-08-13 | The Dow Chemical Company | B4C/Al cermets and method for making same |
| US5250324A (en) * | 1990-06-25 | 1993-10-05 | Lanxide Technology Company, L.P. | Method for forming a surface coating using powdered solid oxidants and parent metals |
| US5112654A (en) * | 1990-06-25 | 1992-05-12 | Lanxide Technology Company, Lp | Method for forming a surface coating |
| US5203488A (en) * | 1990-07-12 | 1993-04-20 | Lanxide Technology Company, Lp | Method for joining ceramic composite bodies and articles formed thereby |
| WO1992000937A2 (en) * | 1990-07-12 | 1992-01-23 | Lanxide Technology Company, Lp | Joining methods for ceramic composite bodies |
| JPH06502379A (ja) * | 1990-07-12 | 1994-03-17 | ランキサイド テクノロジー カンパニー，リミティド パートナーシップ | セラミックス複合体の接合方法 |
| US5232040A (en) * | 1990-07-12 | 1993-08-03 | Lanxide Technology Company, Lp | Method for reducing metal content of self-supporting composite bodies and articles formed thereby |
| US5154425A (en) * | 1990-10-19 | 1992-10-13 | Lanxide Technology Company, Lp | Composite golf club head |
| US5458480A (en) * | 1990-12-05 | 1995-10-17 | Newkirk; Marc S. | Tooling materials for molds |
| US5166105A (en) * | 1990-12-10 | 1992-11-24 | Lanxide Technology Company, Lp | Process for preparing self-supporting ceramic composite bodies and bodies produced thereby |
| US5439744A (en) * | 1991-06-25 | 1995-08-08 | Lanxide Technology Company, Lp | Composite bodies and methods for making same |
| US5435966A (en) * | 1991-07-12 | 1995-07-25 | Lanxide Technology Company, Lp | Reduced metal content ceramic composite bodies |
| US5500182A (en) * | 1991-07-12 | 1996-03-19 | Lanxide Technology Company, Lp | Ceramic composite bodies with increased metal content |
| AU3815493A (en) * | 1992-03-20 | 1993-10-21 | Lanxide Technology Company, Lp | Method for forming bodies by reactive infiltration |
| US5366686A (en) * | 1993-03-19 | 1994-11-22 | Massachusetts Institute Of Technology, A Massachusetts Corporation | Method for producing articles by reactive infiltration |
| US5848349A (en) * | 1993-06-25 | 1998-12-08 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of modifying the properties of a metal matrix composite body |
| US5503213A (en) * | 1994-03-16 | 1996-04-02 | The Dow Chemical Company | Shaped ceramic-metal composites |
| US5509555A (en) * | 1994-06-03 | 1996-04-23 | Massachusetts Institute Of Technology | Method for producing an article by pressureless reactive infiltration |
| US5780164A (en) * | 1994-12-12 | 1998-07-14 | The Dow Chemical Company | Computer disk substrate, the process for making same, and the material made therefrom |
| US5672435A (en) * | 1994-12-12 | 1997-09-30 | The Dow Chemical Company | Hard disk drive components and methods of making same |
| US5735976A (en) * | 1996-01-31 | 1998-04-07 | Aluminum Company Of America | Ceramic particles formed in-situ in metal. |
| US6843865B2 (en) | 1996-01-31 | 2005-01-18 | Alcoa Inc. | Aluminum alloy product refinement and applications of aluminum alloy product refinement |
| US6296045B1 (en) | 1998-08-12 | 2001-10-02 | The Dow Chemical Company | Ceramic-metal composite and method to form said composite |
| DE102006023561A1 (de) | 2006-05-19 | 2007-11-22 | Audi Ag | Verfahren zur Herstellung von keramischen Werkstoffen auf Basis von Siliciumcarbid |
| US20100184583A1 (en) * | 2007-06-15 | 2010-07-22 | Takeshi Kumazawa | Dense boron carbide ceramic and process for producing the same |
| CN102167592B (zh) * | 2011-01-25 | 2013-04-24 | 中国人民解放军国防科学技术大学 | ZrB2-ZrC基耐超高温陶瓷的制备方法 |
| CN104119095B (zh) * | 2013-04-27 | 2016-04-27 | 比亚迪股份有限公司 | 一种金属陶瓷复合制品及其制备方法 |
Family Cites Families (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3758662A (en) * | 1971-04-30 | 1973-09-11 | Westinghouse Electric Corp | In carbonaceous mold forming dense carbide articles from molten refractory metal contained |
| US3864154A (en) * | 1972-11-09 | 1975-02-04 | Us Army | Ceramic-metal systems by infiltration |
| GB1492477A (en) * | 1976-04-21 | 1977-11-23 | British Steel Corp | Production of articles containing a hard phase |
| US4471059A (en) * | 1983-02-04 | 1984-09-11 | Shinagawa Refractories Co., Ltd. | Carbon-containing refractory |
| CH654031A5 (de) * | 1983-02-10 | 1986-01-31 | Alusuisse | Verfahren zur herstellung von festkoerperkathoden. |
| ATE53863T1 (de) * | 1983-02-16 | 1990-06-15 | Moltech Invent Sa | Gesinterte metall-keramikverbundwerkstoffe und ihre herstellung. |
| US4595595A (en) * | 1983-08-15 | 1986-06-17 | Sun-Diamond Growers Of California | Process for simultaneous roasting of nutmeats and pellicle removal |
| US4713360A (en) * | 1984-03-16 | 1987-12-15 | Lanxide Technology Company, Lp | Novel ceramic materials and methods for making same |
| EP0165707B1 (en) * | 1984-05-18 | 1991-10-23 | Sumitomo Electric Industries Limited | Method of sintering ceramics and metal-dispersed reinforced ceramics obtained thereby |
| US4692418A (en) * | 1984-08-29 | 1987-09-08 | Stemcor Corporation | Sintered silicon carbide/carbon composite ceramic body having fine microstructure |
| JPS6184303A (ja) * | 1984-09-28 | 1986-04-28 | Ishizuka Kenkyusho:Kk | 複合焼結体の製造法 |
| US4851375A (en) * | 1985-02-04 | 1989-07-25 | Lanxide Technology Company, Lp | Methods of making composite ceramic articles having embedded filler |
| US4605440A (en) * | 1985-05-06 | 1986-08-12 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Boron-carbide-aluminum and boron-carbide-reactive metal cermets |
| US4702770A (en) * | 1985-07-26 | 1987-10-27 | Washington Research Foundation | Multipurpose boron carbide-aluminum composite and its manufacture via the control of the microstructure |
| US4737328A (en) * | 1985-07-29 | 1988-04-12 | General Electric Company | Infiltration of material with silicon |
| US4777014A (en) * | 1986-03-07 | 1988-10-11 | Lanxide Technology Company, Lp | Process for preparing self-supporting bodies and products made thereby |
| US4718941A (en) * | 1986-06-17 | 1988-01-12 | The Regents Of The University Of California | Infiltration processing of boron carbide-, boron-, and boride-reactive metal cermets |
| US4971059A (en) * | 1986-07-28 | 1990-11-20 | Niewald Jack L | Medical timing device |
| US4940679A (en) * | 1987-07-15 | 1990-07-10 | Lanxide Technology Company, Lp | Process for preparing self-supporting bodies and products made thereby |
| IL86947A (en) * | 1987-07-15 | 1992-08-18 | Lanxide Technology Co Ltd | Process for preparing self-supporting bodies and products made thereby |
-
1989
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