JPH03503549A - セラミツク‐金属複合物の高密度化 - Google Patents

Abstract

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Description

【発明の詳細な説明】 セラミックー金属複合物の高密度化 本発明は、理論密度に近い密なセラミックー金属複合物及びそれらを製造する方 法に関する。さらに特別には、本発明は、濡れない挙動もまた示してよい化学的 に不適合な成分から生成されるセラミックー金属複合物に関する。

セラミック材料は、金属と合わせられて例外的な硬さ及び強さくｔｏｕｇｈｎｅ ｓｓ）を示しそれでいてしばしば金属との比較において重量が軽い複合組成物を 生成させる。いずれのセラミックー金属複合物に関しても最良の潜在的な特性を 達成するためには、製造された複合物が実質的に空隙を含まずそして与えられｌ ；出発混合物に関する理論密度を達成することができることが必要とされる。ま ｔ：、このようなセラミックー金属複合物の鍵となる利点が硬さであるので、セ ラミック成分含量を最大にすることが望ましい。好ましくは、複合組成物の少な くとも５０容量％がセラミックであるが、このような複合物はこれまでのところ 完全に高密度化するのが困難であっｌ；。金属成分は、セラミックー金属複合物 に強さを与えそして付加的には空隙を含まない高密度化を得る際の鍵となる要素 である。また、仕上げされた高密度化された成形体が出発混合物と化学的にそし てセラミック粒子サイズにおいて実質的に類似であることが望ましい。このよう な類似性は、予測できそして均一な特性を有する複合物を達成するのに重要であ る。

このような混合物に関する完全に高密度化されたセラミックー金属複合物を得る ことは、対象であるセラミック及び金属の組み合わせ物の相対的に困難な性質の ために、過去においては達成されなかった。金属及びセラミックの多くは、濡れ ずそしてそれ故セラミック粒子の間の空隙中への毛管力の影響下での金属の流動 を要求する方法によっては完全に高密度化することが困難である。また、セラミ ック及び金属の多くは、濡らすことができない困難さを克服する助けとして比較 的高い温度を利用する慣用の嵩密度化処理の間にそれらがお互いに反応するとい う意味で、“不適合”である。このような反応性の結果として、仕上げされた複 合物は、新しい成分または相を含む可能性があり、それらの存在は、一般に複合 生成物の性質に悪影響を与える。

先行技術は、加熱プレス、加熱地殻均衡プレス（ｈｏｔ　１ｓｏｓｔａｔｉｃ　 ｐｒｅｓｓｉｎｇ）　（ＨＩ　Ｐ）及び爆発圧縮を含む多数の技術によるセラミ ックー金属複合物の高密度化を開示している。かくして、米国特許２，１４８． ０４０においてシュワルツコア（Ｓｃｈｗａｒｚｋｏｐｆ　）は、混合物を、全 体の混合物の溶融温度より１０−１５％下として規定される予備焼結温度に加熱 することを含む、セラミックー金属混合物を高密度化するための加熱プレス方法 を開示している。次に、生成するスポンジ状の、好ましくはまだ熱い多孔性構造 体を、平方インチあたり７１．１〜２１３．３千ポンド（ｋｐｓｉ）の圧力（４ ９０〜１４７０ＭＰａ）でオリフィスを通して押出す。この圧力増加は、比較的 低い融点の金属成分を流動せしめかくしてセラミック粒子の間の隙間を充填せし める。

シュワルツコアによって製造された複合物に関する困難は、不適切な温度制御の ためにそれらが確実に完全に密でまたは均一でないことである。また、押出プレ スステップは、製造することができる複合物のタイプを簡単な形に厳しく限定し ｔ；。

複雑な形のセラミックー金属複合物は、成分粉末の均質なスラリ混合物を作り、 次にこのスラリを、例えば、所望の複雑さの金型上にキャストしそして脱水して 生素地の物体または成形体を生成させることによって製造される。この成形体を 高い温度に加熱して最後の高密度化されたしかし実質的に理論密度の１００％未 満の成形体を生成させる。高い圧力の適用が一層の圧縮を助けるであろうことは すぐに認識された。まｔ；、通常利用できる数千ｐｓｉ（約１０〜１５ＭＰａ） までの圧力は、多数のセラミックー金属成形体に関して十分な密度を達成するに は不十分であることも認識された。

それ故、１平方インチあたり多くの千ボンドの程度でミリ秒で圧力をセラミノク ー金属複合物に適用することができる爆発圧縮方法に関心が向かった。かくして 、米国特許２，６４８．１２５において７５・ケナ（ＭｅＫｅｎｎａ）らは、液 体の物体によってセラミックー金属成形体を囲みそして５Ｏ−−６０ｋｐｓ　ｉ 　　（３４５−４１３ＭＰａ）の圧力を成形体に地殻均衡的に適用する爆発圧力 に液体の物体をさらｔ。マツケ子は、圧力をあｉり急速に展開しないのが望まし いことそして最大圧力は２５〜５０ミリ秒以内ｌこ達成されるのが最もよいこと を記している。米国特許３，２７６．８６７においてブライト（Ｂｒｉｔｓ）ら は、粉末化されたウラニウム酸化物または窒化物など及び粉末化された金属例え ばタングステン、二・ンケ／ｌ、鉄などの混合物を高密度化するための方法を開 示している。、この方法は、これらの粉末の間のいずれの反応温度より低い温度 にこの混合物を加熱すること、引き統いて２〜６ミリ秒にわたって２５０〜４０ ０ｋｐｓ　ｉ　　（１７２４−２７５８ＭＰａ）の圧力を加える高エネルギー高 速圧縮を必要とする。米国特許３，１５７，４９８においてゼルノウ（Ｚｅｒｎ ｏｖ）らは、成形体中の数千ケルビン度の程度であるかもしれない非常に大きな 断熱的温度増加を誘発する短時間高圧縮に成形体をかける爆発技術を用いる。

爆発圧縮方法は、多数の理由のために不満足であった。利用されるプロセス温度 は、しばしば、ゼルノウ（Ｚｅｒｎｏｖｗ）らにおけるように、制御することが 困難であり、不利な相形酸が起きるような大きな増加を結果としてもたらした。

このようにして処理されｊ；複合物は、一般に小さなサイズに限定されそして極 端な圧力がしばしば複合物の割れを引き起こした。それ故この産業は、もっと均 一に生成された複合物を得るための手段として、ある程度もっと低い圧力での高 められた温度のプレスに向かつＩ；。

米国特許４，５３９．１７５＋こおいてリチテ４　（Ｌｉｃｈｔｉ）らは、粉末 物質例えばセラミックー金属物体を、この物体を９２６℃〜２２０４℃に加熱し そして２Ｏ−１２０ｋｐｓ　ｉ　　（１３８−８２７ＭＰａ）で地殻均衡的Ｊこ （ｉｓｏｓｔａｔ　１ｃａｌｌｙ）プレスすることによって、圧縮することを述 べている。

金属粉末から空隙を含まない金属部品を生成させる際に、米国特許４゜５９１． ４８２においてナイス（Ｎｙｅｅ）は、最初に金属成形体を焼結温度より１０〜 ２０％低い温度に加熱する。１〜２ｋｐｓｉ（７〜１４ＭＰａ）の圧力が、この 成形体を高密度化するために適用され、そして残留する空隙を崩壊させ実質的に 完全に密な仕上げされ！二部量を得るのを助ける、成形体中の小量の液体を生成 させる温度スパイクを引き起こすと言われている。この温度スパイクは、生成物 の弱体化を導く顕著な粒子成長を回避するために５〜１０分間だけであるが成形 体を焼結温度に戻すとして述べられている。

これらの相対的により低い圧力のプロセスは、相対的に高い温度を用いる傾向が あり、この高い温度は、プロセスの期間と組み合わせられて、不適合性、即ち、 反応性のセラミック及び金属システム中に多相を生成させる。前に記しｔ；よう に、これらの相の存在は、仕上げされた生成物品質に対して有害である可能性が ある。

最近の仕事は、圧縮プロセス中に含まれると考えられる機構に一層直接的に集中 している。かくして、米国特許４，６０５．４４０においてハルバーソン（Ｈａ 　１ｖｅｒｓｏｎ）らは、多くのセラミックー金属システムにおいて、固体セラ ミック相の上の液体相の低い接触角を有する液体金属相が生成されるのに十分な 温度に複合物をさらす場合には高密度化が改良されることを教示している。この 条件は濡れ（ｗｅｔ　ｔ　ｉｎｇ）と呼ばれそしてこのシステムのだめの毛管熱 力学基準を満ｔ；す。／′−ルバーソンは、アルミニウム金属成分を経るセラミ ック成分の濡れが起きる１１８０℃〜１２００℃の温度で焼結することによって 製造される完全に密な炭化ホウ素アルミニウム複合物を述べている。しかしなが ら、ハルバーソンによって製造される生成物は、複合生成物の機械的性質に悪影 響を与える、出発物質とは異なる多数のセラミック相、例えばＡｌＢ２、Ａｉ、 ＢＣ，ＡｌＢ１２Ｃ２、ＡＩＢ＋ｘ及びＡ１．Ｃ３を含む。これらの望ましくな いセラミック相は、焼結温度での炭化ホウ素とアルミニウムの間の不適合性のた めに展開しそしてアルミニウムとＢ、Ｃとの反応速度が高密度化プロセスの速度 より速いので現れる。

米国特許４，７０２．７７０において、ビジツク（Ｐｙｚ　ｉｋ）らは、高めら れた温度、特に濡れ性（ｖｅｔｔａｂｉｌｉｔｙ）を達成するのに関連した温度 での多くのセラミックー金属ンステムの反応性または“不適合性”特性に集中し ている。ビジツクは、一般にハルバーソンの多相の結果を回避しながら、炭化ホ ウ素、アルミニウム及び小量のその他のセラミック相から主に成る複合物を製造 する。ビジツクの方法においては、Ｂ、ＣとＡＩの間の化学反応の速度は、Ｂ、 Ｃセラミック成分を２１００℃以上で焼結することによって減少される。例えば 、Ｂ、Ｃの多孔性の生素地の物体を生成させ、２１００℃で焼結しそして次に１ １５０℃以上の温度でアルミニウムを侵入させる。この方法は、反応の速度に対 するある程度の制御を可能にするが、すべての望ましくないセラミック相の生成 を回避はしない。加えて、もし使用される金属が合金であるならば、侵入のため に必要とされる高い温度が典型的には複合物中の見い出される金属の組成を完全 に変え、例えば、ＡＩ、Ｚｎ％Ｍｇのアルミニウム合金は、Ｚｎ及びＭｇの蒸発 的な損失によって９００〜１０００℃より高い侵入温度で組成を変えるであろう 。

要約すると、特に化学的に不適合で濡れないセラミックー金属システムに関して は、プＩ−ス技術によるセラミックー金属複合物の高密度化の技術は、完全に高 密度化された複合物を確実に製造することはできない。

プレス技術が比較的高い温度を含む場合には、生成物特性の予測性が低い。この 技術における失敗は、高密度化を求められるセラミック及び金属成分の濡れ住持 性と不適合性特性の間の相互作用によって高密度化プロセスにおいて達成される 結果がどのように影響されるかに関する理解の欠如に起因する。ハルバーソンら の比較的最近の仕事は、高温処理を用いることによって金属によるセラミ７りの 濡れを達成する必要性を教示している。しかしながら、これらの高温で達成され る結果は、不適合成分の間の化学反応によって、一般に、金属の早い消耗及びし ばしば望ましくない新しい相の生成を引き起こす。ビジ・Ｉりらの方法は、多セ ラミック相の生成を減少させながら濡れを達成するが、セラミック相のための高 温での別の処理ステップを要求する。

本発明は、（１）液体金属相を生成させるが望ましくないセラミックー金属相を 生成させない温度にセラミックー金属混合物または成形体を加熱すること；（２ ）望ましくないセラミック相生成を増進する温度を回避しながらセラミック粒子 の間に、加熱と組み合わせて、液体金属を押し込むようにシステムに十分に高い 外部圧力を適用すること；及び（３）セラミック粒子の間の空隙が充填されるよ うに各々の特定のセラミックー金属システムのために十分な量の金属を使用する こと：の重要性を認識することによって先行技術の教示の困難を解決する。

本発明は、セラミックー金属混合物の出発の化学と実質的に類似している最後の 組成を達成しそしてセラミック粒子のサイズが出発粉末と類似または同一である 微細構造によってさらに特徴づけられる、密なセラミックー金属複合物を生成さ せる方法を提供する。これらの複合物は連続的なまたは不連続的な金属相を含む 。本発明の方法は、出発混合物の理論密度の９５％より一般的に大きい、密な実 質的に空隙を含まない複合物を生成させる。先行技術とは対照的に、処理は、液 体金属がセラミック粒子の間の隙間中へ流れ込むがセラミック及び金属の間の不 適合性が仕上げされた生成物品質に悪影響を与える望ましくないセラミック相を 結果としてもたらすような条件に成形体をさらさない条件で実施される。

セラミック相が望まれる場合には、本発明の方法は、生成される相のタイプ及び それらの速度論を制御することを可能にする。出発組成と近い化学を有する本発 明の複合物は、次に、もつと高い温度に上げて所望のセラミック相を生成させて もまＩ；はその他の冶金特性を達成するためにもっと低い温度で処理してもよい 。

セラミック及び金属混合物または複合物を高密度化する本発明の方法は、第一に −またはそれより多いセラミック物質及び−またはそれより多い金属物質の実質 的に均質な混合物を形成することを含む。典型的には、この混合物は慣用のキャ スティングまたはプレス技術によって生素地へと生成される。この混合物まｊ； は成形体を、この金属が流動し始める温度に近いが低い第一の温度に加熱する。

このような温度は、利用される金属粉末の酸化の程度に依存して純粋な金属の溶 融温度より高い可能性がある。次に、本方法では、混合物ま！；は成形体の圧縮 及び高密度化が起きるような圧力で混合物または成形体を加圧すること（ｐｒｅ ｓｓｉｎｇ）が必要とされる。この加圧ステップは成形体中に第二の温度を誘発 し、ここでこの第二の温度は、金属成分が溶融しそして流動して混合物がさらに 圧縮及び高密度化され、初期混合物に関する理論密度の１００％に少なくとも近 い実質的に空隙を含まない成形体を達成する温度に等しいかまたはこれを越える 。絶対値における第二の温度及び期間は、混合物の金属及びセラミックの間の意 味のある望ましくない反応を引き起こすであろう条件未満に留まる。

この加圧圧力は、成形体の温度プロフィールが、高密度化を改良するのに十分で あるが金属及びセラミックの間の意味のある不利な反応が起きる温度条件への混 合物の暴露を最小にする約ｌＯ℃〜２００℃のスパイク（ｓｐｉｋｅ）増加を含 むような高い増加速度でそして短い期間で適用される。

加圧ステップは、少なくとも約６０に、ｐｓ　ｉ　　（４１３ＭＰａ）を要求し 、少なくとも約５−２５０ｋｐｓｉ／秒（３４−１７２４ＭＰａ／秒）の速度で 適用される。実際的な圧力上限は約２５０ｋｐｓ　ｉ　　（１７２４ＭＰａ）で ある。しかしながら、第一の温度が適切に選択された場合には、７００ｋｐｓ　 ｉ　　（４８２７ＭＰａ）はど高い圧力を使用してよい。

本発明の方法は、加圧ステップによって誘発される温度がセラミック及び金属成 分の間に不利な反応が起きるかもしれない温度を越えないことを確実にするため に成形体の最初の加熱温度の注意深い選択を要求する。

誘発される第二の温度は、セラミック及び金属の間の不利な反応が起きないよう に選択される。与えられた組成及び圧力に関する温度の増加は、成分及びンステ ムの熱力学的及び物理的特性を利用して計算することができる。この計算は、最 初の加熱ステップによって達成される第一の温度を確立する。

この加圧ステ７プは、セラミックー金属覆合物成形体に圧力を適用する任意の手 段を利用してよい。好ましい方法は地殻均衡的な加圧を要求する。典塁的には理 論密度の５０〜７０％の生素地成形体を、含まれている非反応性圧力伝達流体ま たは流体化できる媒体中にカプセル化し、この媒体に圧力を適用して成形体に地 殻均衡的に圧力を適用し、それによって成形体を高密度化する。成形体は、生素 地製造のための技術において知られている方法、例えば、それが好ましいのであ るが、コールド地殻均衡プレス（ｃｏｌｄ　１ｓｏｓｔａｔｉｃ　ｐｒｅｓｓｉ ｎｇ）を使用して製造することができる。本発明の方法は、成形体を、圧力伝達 媒体中にカプセル化しそして６０ｋｐｓ　ｉ　（４１３ＭＰａ）未満で加圧して 部分的に高密度化された成形体が理論密度の少なくとも約５０重量％の密度を有 するようにする、第一の成形体形成加圧ステップを含んでよい。すると、この成 形体は、第二の温度が成形体中に疑似断熱的に誘発される後続の加熱ステップ及 び加圧ステップの間、圧力伝達媒体中にカプセル化されたままでいる。加圧ステ ップに引き続いて、圧力を解放しそして金属及びセラミックの間の意味のある反 応が起きる前に成形体は冷える。本発明の方法は、反応性温度未満で化学的に不 適合性または反応性でありそして濡れないセラミック及び金属から完全に高密度 化された成形体を製造するのに特に有用である。

本発明は、セラミックが、Ｂ、Ｃ，ＳｉＣ％ＳｉＢ、、Ｓ　ｉ　Ｂ、、Ａ　Ｉ　 Ｂ、、ＡＩＢｉｔ、ＡＩＢＩ□Ｃ７、Ａ１．ＢＣ，Ｔｉ８％ＴｉＢ５、ＴｉＣ， Ａｌｔｏｌ、ＭｇＯ，ムライト、Ｚｒ０ｈ、ＭｇＳｉＯ３、ＭｇｚＳｉＯｌ、Ｍ ｇＡｌ、Ｏ４、ＭｇｔＡ　ｌ　２Ｓ　ｉ　＊０１ａ、ＴｉＮ、ＷＣ，ＡｌＮ５Ｓ ｉ３Ｎ、またはこれらの混合物である、組成物の少なくとも約５０容量％の量の セラミックを含有して成る高密度化されたセラミックー金属組成物を含む。

この組成物は、金属例えばＡＩ％Ｍｇ％Ｔｉ％Ｆｅ％Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍ　ｎ　。

Ｃｕ、Ｓｉまｔ；はそれらの合金を含む。

好ましい高密度化され！；セラミック及び金属組成物は、ＳｉＢ、％５ｉＢａ、 ＳｉＢ＋いＳｉＢ、またはそれらの混合物であるホウ化ケイ素を組成物の５０〜 ８０容量％の量でそして金属例えばＡＩ％Ｃｕ％Ｆｅ。

Ｃｏ１Ｓｉ、Ｎｉまたはそれらの合金を含有して成る。ホウ化ケイ素のもっとも 好ましい組成物は、組成物の６０〜７０容量％の量でＳｉＢ。

及び５ｉＢｓを含む。好ましい金属は、アルミニウム及び銅またはアルミニウム 合金を含む。これらのセラミックー金属組成物は、セラミック及び金属成分の最 初の均質な混合物と実質的に類似している組成及びセラミック粒子サイズによっ て特徴づけられる。

本発明において特別に興味あるものの中には、非常に化学的に不適合でかつ濡れ ないセラミック及び金属例えばＢ、Ｃ−Ａｌ及びＢ、Ｃ−Ａｌ合金物質から作ら れ！；サーメットがある。その他のこのようなシステムはアルミニウムとのＳｉ Ｃ，５ｉＢａ及び５ｉＢ４；Ｍｇ５ＦｅとのＢ、Ｃ：ＣｕとのＳｉＣを含む。特 に興味のある濡れないシステムは、アルミニウムとのＡ　Ｉ　Ｂ　！、ＡＩＢ＋ ＊、ＴｉＢ、、Ａ　Ｉ　Ｎ、　Ｓ　ｔ　ｓＮ　４まｔ二はＡ１．０３を含む。

第１図は、本発明の方法に従う、金属相の溶融温度、ＴＳｌ、を越える誘発温度 を示す。

第２図は、Ｂ、Ｃ−Ａｌシステムの示差熱分析である。

第３図は、Ｂ、Ｃ−Ａｌシステム１こ関する加圧温度増加に対する成形体組成及 び生素地密度の効果を示す。

第４図は、セラミックー金属成形体の高密度化のために必要な金属含量の量を決 定するために有用な一覧図である。

゛第５図は、Ｂ、Ｃ−Ａ　Ｉシステムの高密度化に対する金属含量の量の効果を 示すグラフである。

第６図は、Ｂ、Ｃ−Ａ　Ｉシステムに関する、誘発温度、Ｔ８、に対する最初の 加熱温度での金属含量の効果を示す。

第７図は、金属含量及び最初の加熱温度の関数としてのＢ、Ｃ−Ａ　Ｉシステム に関するΔＴを図示する。

第８図は、最初の加熱温度に関する加圧圧力の関数としての△Ｔを示す。

第９図は、本発明のＢ、Ｃ−３０容量％Ａ１複合物の走査電子顕微鏡写真（ＳＥ Ｍ）である。

第１Ｏ図は、本発明のＳ　ｉ　Ｂ＠／　Ｓ　ｉ　Ｂ４−３０容量％Ａ１複合物の ＳＥＭである。

第１１図は、本発明のＳ　ｉ　Ｃ−５０容量％Ａ１複合物のＳＥＭである。

高密度化されるべきセラミックー金属システムは、液相焼結の古典的なモデルを 適用して、毛管現象及び適合性の熱力学的な基準を満たさなければならない。高 密度化は３段階で起こる＝（１）再配列（ｒｅａｒｒａｎｇｅｍｅｎｔ）；（２ ）溶液化（ｓｏｌｕｔｉｏｎ）−再沈殿（ｒｅｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ）　 ；及び（３）固相焼結。しかしながら、非常にしばしば、セラミックー金属シス テムは、このモデルから逸脱しそして相互不溶性及び／または強い化学反応性に よって特徴づけられる。両方の成分が熱力学的に不適合性、即ち非反応性である 場合には、主な高密度化機構は、毛管力によって引き起こされる相再配列である 。固体及び液体が熱力学的不適合性の状態にある場合には、セラミック及び金属 成分は、それらの一つが完全に消耗するまで反応する。多くのセラミックー金属 システムに関しては、化学反応の速度が高密度化の速度より速い。その結果とし て、多くの潜在的なセラミックー金属複合物を展開する際に困難に遭遇してきた ６例えば、反応が進行するにつれて、新たに生成されたセラミック相がセラミッ ク粒子を橋かけして以後の再配列が不可能になる。

多くのセラミックー金属システムに関する化学反応の速度は、より低い温度での 処理によって減らすことができる。しかしながら、すると、結果として、濡れを 達成するのが非常に困難となる可能性があり、これが、１００％高密度化された 複合物を達成する際の先行技術の比較的低い温度の加圧方法の成功の一般的な欠 如を説明する。

上で述べた先行技術中に記載されたようにしばしは用いられた劇的により高い圧 力もまた、セラミックー金属複合物を完全に高密度化するのに成功しなかった。

２またはそれより多い成分または相のセラミックー金属混合物または複合物が動 的に圧縮されそしてただ一つの相、例えば金属相が変形できるときに、圧力に応 答して観察される複合物の密度変化は、変形する相にだけ起因する。もし存在す る主な成分例えばセラミック相が実質的に変形できないならば、適用される圧力 は、堅い骨格が形成されそして次に再配列が停止する点までの再配列による高密 度化を引き起こす。硬いセラミックの粒子によって形成された堅い骨格は、セラ ミックの隙間中に配置されたすべての柔らかい金属の変形を不可能にしそしてこ のシステムはさらに収縮するその推進力を失ってしまった。変形できる金属相が 存在しそして成形体に高い圧力がかけられる場合においてさえ、この圧力がセラ ミック粒子が壊れる圧力を越えない限り、以後の高密度化は起きないであろう。

しかしながら、成形体中に有意の液体金属相が存在する本発明の方法に従うと、 セラミックー金属システムの一層の高密度化が起きるであろう。先行技術の高密 度化方法は、圧力の力だけまたは毛管の力だけまたはそれらの相互作用は引さ起 こさないこれらの二つの力のある種の組み合わせに依存している。本発明の鍵と なる要素は、与えられｔ；特別な濡れないンステムの内部の毛管の力を、第一に 実質的な液体金属相を創り出し、そして第二にこの液体金属をセラミック粒子の 隙間中に押し込んで完全に密な生成物を達成する注意深く選択されたそして相互 に関連付けられた圧力一温度過程（ｒｅｇｉｍｅ）によって置き換えるまたは補 足することである。この過程の注意深い選択が、望ましくない粒子の成長及び多 セラミック相が生成されないことを確実にする。かくして、セラミックー金属混 合物の高密度化は、セラミ／りの塑性変形（一般的に非常に限定されている）に よって及びセラミック粒子の再配列によって起きる。

以後のセラミック粒子の再配列は、濡れ性、液体中の固体の溶解度及び化学反応 の速度のような因子によって影響を受ける液体金属相の挙動によって制御される 。

複合物システム中の液体の出現は、適用されｔ；圧力下でのセラミックー金属高 密度化の挙動を劇的に変える。例えば、８４Ｃ−３０容量％Ａ１複合物に関する 圧縮実験ｌ二よって、圧縮の間ｌこ複合物中に液体金属相が、それぞれ、存在し ないまたは存在する場合において、理論密度の７３と９９％の間の範囲にわたる 密度が可能であることが発見された。結果におけるこの違いは、セラミック粒子 の広汎な表面潤滑化を引き起こす液体金属相に起因すると考えられる。この潤滑 化によって粒子は、高密度化プロセスにおいてお互いに滑り、一層目の詰んだ（ ｃｏｍｐａｃｔ）−屠畜な（ｄｅｎｓｅ）生成物を生成させる。この効果の程度 は、固体セラミック粒子及び液体金属の間の相互作用に依存する。例えもし圧縮 が数秒しか続かなくても、成形体のサイズ、用いられる処理方法、圧縮温度及び その他のシステムパラメーターに依存して、液体はもっとずっと長くセラミック 粒子と接触ｌ−で留まり得る。

かくして、本発明の方法に適用できる提案された高密度化機構は：（１）液体金 属相の生成；（２）適用された荷重下でのセラミック相構造の崩壊：及び（３） セラミック粒子の間への溶融しｊ二金属の注入である。１゜０％空隙を含まない 高密度化を達成する際の重要な因子はまた、セラミック物質のすべての空隙及び 隙間を完全に充填するために十分な量の金属の存在である。高密度化のために必 要とされる金属の量は、特定のシステム特性に依存しそして各々のシステム毎に 決定されねばならない。

本発明の方法においては、本発明の最も重要な部分は、セラミツタ−金属混合物 または複合物の金属相が溶融物を生成しそしてこの溶融物が、急速に適用される 高い圧力の影響下で、セラミック粒子の間に注入され、セラミック構造を崩壊せ しめそして高密度化せしめなければならないことである。本発明の第二の重要な 構成要素は、高密度化の間の複合物の温度増加が、存在するセラミック及び金属 物質の間に意味のある化学反応か起きないように、絶対値及び期間の両方におい て限定されるということである。“意味のある反応が起きない”とは、すべての 新ｔ；に生成された相が、セラミ・ツク粒子を慣かけしてそれらの以後の再配列 を不可能にするのに、または生成物特性に望ましくない影響を与えるのに、また は液体金属を消耗して完全な実質的に空隙を含まない密度が達成できないように するのに十分な量では存在しないことを意味する。本発明の方法は、限定された 温度増加が数秒の間の高い圧力の急速な適用によって誘発され、引き続いて圧力 が解放され、そして仕上げされた完全に高密度化された複合物が冷却さ七ること を必要とする。

第）図を参照して説明すると、本方法においては、第一に、システム中に存在す る金属が溶融及び流動し始めるａ度Ｔ工に近いが低い温度Ｔ。

にセラミックー金属混合物またはｖＩｉ自物を加熱することが必要とされる。

次に、混合物または成形体を加圧ステノ／にかけるが、このステツ／においては 高い圧力の適用か複合物の体積における変化を引き起こし、それが、温度Ｔ、を 越える温度Ｔ、への疑似断熱的な温度増加Δ丁を結果としてもたらす。液体金属 相の生成は、最後の高密度化を助ける潤滑剤として体用する。温度Ｔ２はほんの 瞬間的に保持されそして次に複合物は冷却される。好ましくは、ＴＭの上の三角 形中の面積を最小にして、化学的に不適合な／ステムに関しては特に重要である 金属及びセラミック相の間の不利な反応の機会を回避する。高密度化の後の液体 の移動を最小にするｔ；めに、濡れないセラミックー金属システムに関しては温 度スパイクの期間を最小にすることもまｔ：有利である。

本発明の方法の温度パラメーターＴｌ５Ｔ２、△Ｔ及びＴ、の決定ｉ：：ｉ：ｔ 、特に不適合なセラミックー金属複合物を生成させる予定の場合には、注意が必 要とされる。Ｔ３、プロセスのピーク温度の決定が最初の関心事である。Ｔ、は 、それが、セラミック及び金属成分の間の意味のある不利な反応が起きる温度Ｉ こ到達しないように選択される。Ｔ、の選択は、好ましくは、特定のセラミック ー金属システムの反応性の知識を基にする。このような情報は、文献からまたは 高温Ｘ線回折若しくは示差熱分析（ＤＴＡ）のような技術を用いることによって 得ることができる。

第２図を参照して説明すると、８４Ｃ−３０容量％Ａ＋に関するＤＴＡが示され ている。このＤＴＡは、約７００℃で強い発熱反応が起きることを示す。システ ム高密度化は、セラミック及び金属の間の化学反応の速度より遅いことが知られ ている。もし７００℃で保持するならば、炭化ホウ素セラミックの仕上げされた 生成物品質に有害である３までの異なるセラミック相が生成するであろう。８４ Ｃ−Ａ　Ｉシステムが１１５０℃未満では濡れない７ステムであることもまたよ く知られている。かくして、濡れる温度未満の温度で高密度化を達成するｔ：め には、本発明の方法は、金属成分がセラミック粒子の間の隙間中に押し入る毛管 力を助Ｃブるために高い圧力を用いる。第２図の検討を基ｔこすると、約６６０ ℃のＴ８及び約７００℃の第一の反応が認められる。これらの要因の考慮は、望 ま１．＜ないセラミック相を生成させることを回避するために７００℃未満での Ｔ、の選択に導く。炭化ホウ素−アルミニウムシステムは慣用の方法によって処 理するのが極めて困難であること、そして本発明の方法によるこのシステムの高 密度化は、その他のこのように高密度化するのが困難なシステムをもまた高密度 化するであろうことを示すことが認められる。

システムのためのピーク温度Ｔ２を決定及び選択してしまうと、与えられたシス テム及び圧力のための温度の増加△Ｔを計算し、そしてそれ故最初の加熱温度Ｔ 、を決定することが今や可能である。△Ｔの決定は、圧力下で成形体の体積を変 化させるためには、システムにおいて仕事が為されなければならないという事実 を基にしたモデルを利用する。本明細書中で意図されるように、このシステムは 断熱的な方法に近付くかまたはシステムの詳細に依存して小量の熱損失があって もよいので“疑似断熱的７である。

このような疑似断熱的・システムにおいては、圧縮において為される仕事（Ｗ） は、以下の式によって規定することができる：Ｗ＝ｐ　（Ｖ＋　　Ｖ、） 式中、 ｐは適用される圧力であり、 ■、は圧縮の後の複合物体積であり、 ■、は圧縮の前の複合物体積である。

セラミックー金属システムの温度は、二つの成分に費やされる仕事、システムの 塑性及び弾性変形に起因して増加する。全温度増加ΔＴは、△Ｔ、及び△Ｔ、の 和である。弾性変形による△Ｔ、は以下の式から計算することができる： 式中、 ａはセラミック／金属システムに関する線熱膨張係数であり、ｐは適用される圧 力であり、 Ｔ１は最初の加熱温度であり、 ＱＴはセラミック／金属システムの理論密度であり、Ｃ０はセラミック／金属シ ステムの熱容量である。

複合物がガラス圧力−伝達媒体中に典を的に埋め込まれている複合物加圧システ ムの疑似断熱的挙動を仮定すると、システムに為されるすべての仕事は熱に行く 。すると、塑性変形による温度増加、ΔＴ、は以下の式によって記述することが できる： ｐ（１／Ｑ、　　ｌ／Ｑ＋）Ｃｏ（Ｔ、−Ｔ＋）−Ｌ、Ｗ。

式中、 ｐは適用される圧力であり、 Ｑ、は生素地の密度であり、 Ｑ、は最後の密度であり、 Ｃ０はセラミック／金属システムの熱容量であり、Ｔ、は金属の溶融温度であり 、 Ｔ１はシステムの最初の加熱温度であり、しいは金属の潜熱であり、 Ｗｌは金属の重量％であり、そして Ｃ０°は金属が溶融している複合物の熱容量である。

△Ｔは、△Ｔを推算する際に考慮に入れなければならない多数のシステム特性に 影響される。例えば、第３図は、理論密度の５０と９０％の間の領域の、異なる 最初のまたは生素地の密度のセラミックー金属成形体に関する金属含量に対して プロットされた最後の温度Ｔ２を示す。このＢ、Ｃ−Ａｌの例に８けるＴ、は６ ２５℃である。これらの曲線は、金属含量が低ければ低いほどそして生素地密度 が低ければ低いほど、温度増加がそれだけ大きいであろうことを示す。第３図を 作る際に用いられた計算は、システムの最後の密度は理論密度に等しいことを仮 定する。

もし十分な量の金属が存在しなければ、Ｂ、Ｃ−Ａｌシステム、または任意のそ の他のセラミックー金属システムを高密度化することは不可能である。かくして 、本発明の方法のＩ；めの温度パラメーターを確立するためにはまた、完全な高 密度化のために必要とされる金属の量の決定が必要とされる。十分な圧力が利用 できること、セラミック相が顕著には変形［７ないことモして十分な液体相がシ ステム中に出現することを仮定すると、圧縮の間の複合物の挙動を予言しそして 完全な高密度化のｔ；めに必要とされる金属の量を近似することが可能である。

一般に、この決定には、金属−セラミックシステムの濡れ性、成分の間の適合性 の程度及びセラミック相を変形させる能力の知識が必要とされる。濡れ性は、前 に引用したハルバーソンらによって教示されたように、固体セラミック相の上の 液体相金属の実際の接触角を測定することによって決定することができる。特定 のセラミック金属システムの適合性の証拠は、一般に、文献中で入手できる。こ れらの要素から、セラミックシステムの有意の変形がないと仮定して、セラミッ クー金属複合物の高密度化のために地図まｔ；は一覧図の処理を確立することが できる。第４図を参照して説明すると、このような地図が提示されている。一覧 図のゼロ点では、セラミックー金属混合物は、濡れない条件（９０℃より大きい 接触角）によって及び化学的適合性によって特徴づけられ、これらは、化学反応 が起きることなしでの相の間の長期の接触を可能にする。Ｂ　ａ　Ｃ／　Ｃｕま たはＣ／　Ｃｕが、広い温度範囲にわたる９０″より大きい接触角によって特徴 づけられる典型的な例である。

一覧図に移ると、垂直即ちｙ軸の領域においてまだ、改良された濡れ（ａ度の関 数として）しかし無視できる溶解度を有するセラミックー金属システム、例えば ＴｉＢ、−Ｎｉ、Ｔ　ｉ　Ｂ　ｘ／　Ａ　ｌ及びＡ　Ｉ　Ｂ、、−Ａ　Ｉが示さ れる。ゼロ座標のすぐ近くでは、高度に強化された（ｃｏｎｓｏｌ　１ｄａｔｅ ｄ）物質を得ることは非常に困難である。その結果として、Ｍｌｌ初物４０〜５ ０容量％程度の多量の金属が必要とされる。

水平即ちＸ軸に沿っての右または左手方向へのどちらかへの移動は、液体金属中 の固体セラミックの溶解度を変化させることを示す。一覧図の左及び右半分の間 の基礎的な差は、生成する反応生成物の組成である。

一覧図の左手部分に位置するシステムにおいては、金属はセラミックを溶かす。

しかしながら、沈殿する相は出発組成物と類似しにまたは同一の化学を有する。

存在する液体の量は、溶解度賑度に依存しそして導入された金属の量を多数倍越 えることができる。一覧図の右手部分に現れるシステムにおいては、二元及び三 元の相の新しい化学的組成物の生成か起きる。液体の量は導入された金属の量よ りいつでも少なく、そして極端な場合には、完全な液体の消耗が起きる可能性が ある。

セラミックー金属、ステムの位置か第４図の上の右手隅１こ近ければ近いほど、 小量の金属によって高い密度を得ることがそれだけ容易である。

例えば、ＷＣ／Ｃｏ、〜ＶＣ／ＦｅまたはＴ　ｉ　Ｃ／Ｎ　ｉ−Ｍｏは２〜１０ ％の金属によって完全に強化することができる。一覧図の右手隅の、ｙ軸に関し て比較的高く現れる組成物は、一般に、完全な密度を達成するｔ；めには２０〜 ３０容量％の金属を要求する。このタイプの化学的に適合するセラミックー金属 システムの利点は、物質組成における顕著な変化なしで濡らすことを達成するこ とが可能でありそして加熱温度Ｔ、の正確な決定が化学的に不適合なシステムの 場合におけるほど限界的ではないことである。

セラミックー金属複合物が第４図の底の右手隅に近く位置すれば近く位置すれほ ど、高度に高密度化されｔ；物質を得ることはそれだけ困難である。これは、６ ０容量％より多いセラミック相を含むシステムに関して殊に当て嵌まる。それ故 、これらの複合物の多くはこれまでのところ全く得られなかった。速い化学反応 と組み合わせられた濡れの欠如が、本発明の方法の適用のための理想的な状況を 創り出す。本発明の方法は、すべてのタイプのセラミックー金属組成物を強化し て複合物またはサーメットを生成させるために使用することができる。しかしな がら、他の技術を上回るその利点は、第４図の右底の三角形中に示されたセラミ ックー金属システムの強化によって最もよく例示される。

第５図は、濡れない不適合な興味あるシステム、ここではＢ、Ｃ−Ａｌに関する 、金属含量の関数としての最後の成形体密度を示す。第５図は、６２５°Ｃの最 初の温度及び１２０ｋｐｓ　ｉ　（８２７ＭＰａ）の適用で、炭化ホウ素セラミ ック単独では理論密度の６７％までしか高密度化することができないことを示す 。溶融されたアルミニウム金属相を添加することによって、密度は増加して、３ ０容量％で理論密度の９９．２％メニ達する。

第６図を参照して説明すると、Ｂ、Ｃ−Ａｌシステムに関する計算は、種々の示 された最初の加熱温度に対する、達成される温度Ｔ２への金属含量の効果を示す 。第６図は、１２０ｋｐｓ　ｉ　（８２７ＭＰａ）で加圧されるＢ、Ｃ−Ａｌシ ステムに関しては、最高温度ピークが約２０容量％の金属含量で誘導されること を示す。この金属含量より低くてもそして高くても、温度増加はより低い。例え もし物質を最初に６２５℃に加熱するだけでも、成形体は金属の融点を越える温 度を経験することを記すことは重要である。同じ圧縮条件が異なる△Ｔを結果と して生じる可能性があり、そして、その結果として、セラミックー金属システム は存在、するまたは存在しない液体相を有する可能性があり、それは、今度は、 完全に異なる微細構造及び最後の密度を与える。処理の観点からは、液体相の存 在が必要とされる。炭化ホウ素−アルミニウム複合物に関しては、最高の△Ｔは ２０％の金属においてである。しかしながら、第５図中に示すように、完全な密 度を達成するためには３０％の金属が必要とされる。第３図において示されｌ； ように、金属含量を増加させることまたは生素地密度を変えることによって、△ Ｔ及びＴ２を金属融点より高いが近くに留まるように制御することができる。

圧力下での高密度化の重要なメカニズム、即ち、塑性変形は、炭化ホウ素−アル ミニウム複合物に関しては非常に効果的ではない。約６００℃では、炭化ホウ素 は変形するには硬くそしてアルミニウム金属の大部分は炭化ホウ素粒子の間の穴 中ｌこ囲まれて留まりそして何ら圧力を受けない。金属が溶融しそして液体が現 れる時には、状況が変化するか、濡れ、溶解度及び化学反応の速度のような要因 を考慮しなければならない。

液体金属中の炭化ホウ素の溶解度は、温度の関数どして増加する。液体相が潤滑 剤として作用するので通常は粒子の充填を助ける濡れ性は増加する（即ち、接触 角は減少する）。しかしながら、６２５°Ｃで複合物の密度が理論密度の９９． ２％であるのに、一方９００℃で僅かに８５％の密度しか達成されないことが見 い出された。これは、Ｂ、Ｃ−Ａｌシステムが高度に反応性であるのでそのよう なのである。比較的高い温度では、液体金属が消耗される程度まで新しい相が生 成される。新しい相はＢ、Ｃ粒子を橋かけして堅い骨格を創りそして以後の再配 列は不可能になる。６６０°ＣではＢ、Ｃ及びＡ１の溶解度は低くそしてこのシ ステムは実質的に濡れ不可能（接触角が９０℃より大きい）でありそしてセラミ ックの塑性変形は起きない。それ故、すべての存在する空隙を充填するのに必要 な量で金属を使用することが必要である。炭化ホウ素の良好な充填を有して、金 属のこの量は実質的に３０％に近い。

ｗｃ７図を参照して説明すると、Ｂ、Ｃ−Ａ、Ｉシステムに関する温度増加△Ｔ か、金属含量及び５８０℃〜６４０℃の範囲の多数の最初の加熱温度Ｔ、の関数 として示されている。この図は、最初の加熱温度Ｔ、が低ければ低いＩＪど、こ のシステムは組成変化に対してそれだけ鈍感であることを示す。５８０°Ｃでは 、実際的に使用でさる断熱的加熱効果は達成されない。６００°Ｃでは、高い密 度の物質を達成することができる狭い範囲の金属含量、即ち約３０容量％の金属 含量だけが存在する。、６２０℃及び６７１０°Ｃでは、潜在的な組成範囲はよ り広い、即ち、３０容量％以上である。複合物中に望まれるＢ、Ｃの量が高けれ ば高いほど、炭化ホウ素−アルミニウム複合物を首尾よく圧縮することができる 処理範囲はそれだけ狭い。しかしながら、最初の加熱温度Ｔ、が増加するにつれ て、液体相はそれだけ長くセラミ−／りと接触しそして望ましくない相生成にさ らされるであろう。かくして、ホウ素−アルミニウム複合物を首尾よく圧縮する ことができる非常ｌ：狭い処理範囲しかない。

第８図を参照して説明すると、誘導されｔ；温度増加ΔＴが、種々の最初の加熱 温度、Ｔｌを示す曲線に関し７て加圧圧力の関数として示されている。第８図は 、疑似断熱的圧縮効果、即ち、圧力の適用の結果として完全な金属溶融に導く、 Ｔ、からＴ２への温度における誘導された変化は、約６０ｋｐｓ　ｉ　（４１３ ＭＰａ）より低い圧力では得ることができないことを示す。適用される圧力を１ ２０ｋｐｓｉから２００ｋｐｓｉに（８２７から１３７９ＭＰａに）増加するこ とによって、△Ｔを７０℃から１５０℃に増加させることができる。３００ｋｐ ｓ　ｉ　（２０６９ＭＰａ）では、△Ｔは高く２８０℃である。それ故、セラミ ックー金属処理の観点からは、圧力を限定することは、本発明の方法の限度を確 立する際の重要な考慮事項である。

本発明の方法による高密度化のためのセラミックー金属混合物を製造する際には 、セラミック及び金属は、粒子、小板、ボイスカーまたは切断された繊維の形で よい。この混合物は、仕上げされた複合物中の均一な微細構造を達成するために 、均質な組成に混合しなければならない。

一般に、混合が良けれは良いほど、同じ最後の密度を達成するために使用しなけ ればならない金属はそれだけ少ない。好ましくは、セラミック及び金属は、コロ イドの混合技術、乾式混合または湿式混合を使用するこきによってまず一緒にブ レンドされる粉末の形である。ブレンドされＩ；混合物は、次に、スリップキャ スト及び／または地殻均衡的に加圧（プレス）されて、部分的に高密度化された 成形体である生素地を生成する。

次に、この生素地を金属融点に近い温度に加熱する。物質が加熱される必要があ る温度は、圧力を適用した後で金属が、加圧の間に粒子の間に注入されて高密度 化を引き起こす液体の最大量を生成させることを確実にするのに十分に高く、そ して達成されるピーク温度が、セラミック及び金属相の間に過剰の反応が起きる 温度より低いことを確実にするのに十分に低くなければならない。上で述べたよ うに、与えられたセラミック及び金属システムに関するピーク温度Ｔ２は、高温 Ｘ線回折または示差走査熱量分析技術を使用することによって決定することがで きる（第２図において示したように）。

与えられたセラミック及び金属システムに関する反応温度が、金属溶融温度に非 常に近い、即ち、５０°Ｃ〜８０°Ｃ未満以内であるときには、最初の加熱温度 は最初の液体出現の温度未満でなければならない。与えられた圧力に関する正確 な加熱温度は、上で示したように、セラミックの熱容量、金属の潜熱、物質の化 学組成、生素地の密度及び取り囲むサンプル媒体の熱容量を知って、熱力学的圧 力一体積−密度データから計算することができる。七ラミック及び金属相の間の 反応が起きる温度が金属融点よりもｓｏ’ｃ〜８０°Ｃよりもつと高いときには 、生素地を金属融点またはそれ以上で加熱することかでさる。ここで重要な条件 は、もしかなりの液体金属移動が起きれば微細構造の均一性が失われることであ る。

通常は、細かい金属粉子は表面上で強く酸化される。酸化物の層は、セラミンク 及び新しい金属表面の間の直接の接触からの保護を与えそしてまた液体流動を防 止する。このような金属に関しては、最初の加熱温度は、ある程度、金属酸化の 程度に依存する。典型的には、アルミニウムのような金属に関しては、酸化され た物質に関して液体が流動する温度は、純粋な金属の溶融温度を１００℃〜２５ ０℃だけ超過する可能性がある。

生素地成形体が均一な温度を達成した時に、圧力を成形体に適用する。

この加圧ステップにおいては、５〜２５０ｋｐｓ　ｉ／秒（３４〜１７２４ＭＰ ａ／秒）の速度で適用される、６０〜２５０ｋｐｓ　ｉ　　（４１３〜１７２４ ＭＰａ）への圧力の急速な適用が必要とされる。新しい液体金属が物質中に現れ そしてセラミック粒子の圧縮を助ける潤滑剤として作用する。粒子が再配列しそ して堅いセラミック構造が崩壊する。高密度化は秒の程度で達成される。所望の 密度が達成された後で、この複合物質を冷却してよい。圧力を適用してから金属 固化までの時間は、圧力の大ささ及び用いられる最初の加熱温度に依存する。本 発明の方法の意図は、高められた温度での金属及びセラミックの間の直接の接触 が存在する時間を最小に減らすことである。

この加圧（プレス）ステップは、高密度化される生素地成形体に必要とされる高 い圧力及び適用の高い速度を適用することができる任意の圧力技術を用いてよい 。加圧の好ましい方法は、複雑な形状の網に近い形（ｎｅａｒ　ｎｅｔ　５ｈａ ｐｅ）のセラミックー金属複合物を可能にする、圧力の地殻均衡的な適用である 。一つの技術においては、セラミックー金属生素地を、直接にまたは間接に、即 ち、保護ホイルまたはカプセルによって囲い込んで、ガス、無機物質、ガラス、 セラミック、有機物、プラスチ７り、オイルなどである圧力伝達媒体であって、 非反応性または金属−セラミ／り複合物から単離できる媒体中ｊこ置く。

このセラミックー金属粉末混合物１よ、典型的１こ（よ、慣用のキャスティング 及び類似技術によって生素地成形体へと生成される。加圧ステ・ンブは、好まし くは、生素地物体複合物力（圧縮されなし１圧力伝達媒体中≦こ置かれそして金 属の相の溶融温度より少し低し一温度に加熱される地殻均衡的な手段である。圧 力伝達媒体及びその中１こ含まれる生素地物体１よ、圧力伝導媒体への外部の力 の適用１こよって急速Ｃ；断熱的に圧縮される。外部の力の適用の速度は、生素 地の物体の至るところで疑似断熱的条件力；達成されるのに十分に速くなければ ならなし１゜５０〜６０％力）ら１００％密度物質へのその高密度化の間１こ成 形体ｌ二外部の力ｌこよって為される仕事の結果として、成形体の温度は金属の 溶融温度より高く上刃−り、金属は溶融しそして適用された圧力の影響下で物質 中のすべての７３％さな空隙中に浸透して成形体の高密度化を理論密度の１００ ％ｊこ完了させる。

加圧の後で、このシステムは素早く冷却されそして液体相（ま固イヒする。

本発明の方法は、従来の技術に対して明確なｆＩＩ点を有する。セラミックー金 属成形体は、従来の技術によって必要とされるような数時間の４１わりに、金属 の相の溶融温度より高し一温度での数秒なｕ１シ数分ｌご【すを過ごす。この利 点は、セラミンク及び金属の間の不適合性及び速（寓反応速度によって特徴つけ ら１１るセラミ・ツクー金属システムの高密度イヒを可能にする。この方法にお いて利用される高１１圧力の適用（ま、溶融しＩ：相及びセラミックの間の乏し い濡れによって特徴づ１プられるセラミ・ツク一金属システムを処理することを 可能にする。

以下の実施例は、本発明の方法及びセラミックー金属部品の種々の面を示す。こ わらの実施例は例示の目的Ｉど（すの！こめでありそして限定する意図はない。

実施例１　−８４Ｃ−ＡＩ複合物 １００〜６５容量％のＢ、Ｃ及びＯ〜３５容量％のＡ１金属でＢ、Ｃ−Ａｌ組成 物を製造しそして高密度化しＩ；。Ｂ、Ｃは、西ドイツのＥＳＫによって製造さ れた″１５００グリッド（ｇｒｉｔ）″であった。この炭化ホウ素は、２．５２ 　ｇ　／　ｃ　ｍ　３の密度、４．５ｘＩ　Ｏ−’（’Ｋ）−’の熱膨張係数、 １．７ジユール／°に−ｇの熱容量及び３マイクロメートルの平均粒径によって 特徴づけられた。

６マイクロメードルの平均粒径を有するアルミニウム粉末がアルコアジュール／ ’に−ｇ及びＣ＝１．１ジユール／’に−ｇ、熱膨張ａ−（１体） ２５　ｘ　Ｉ　Ｏ−’　（’Ｋ）−’、９５力ロリー／ｇの潜熱及び６６０℃（ ９３３６Ｋ）の溶融温度によって特徴づけられた。

このセラミ／り及び金属粉末をエタノール中で混合して均質なスラリを生成させ 、このスラリを慣用の方法で石膏を上にキャストして生素地成形体を生成させた 。次にこの生素地を乾燥させた。この生素地の密度は理論の５５％であった。

このＢ、Ｃ−Ａｌ生素地をゴムのバッグ中に包み込みそして地殻均衡的に４５ｋ ｐｓ　ｉ　　（３１０ＭＰａ）で加圧して理論密度の約６５重量％まで部分的に 高密度化された生素地を生成させた。

この部分的に高密度化された８４Ｃ−ＡＩ成形体をＡＩボイル中に包み、ガラス 圧力伝達媒体中に埋め込み、６２５°Ｃに加熱しそして１２０ｋｐｓ　ｉ　　（ ８２７ＭＰａ）に動的に加圧した。最大圧力には３秒で到達しこれを５秒間保持 した。第１表は、組成物の金属容量％及び達成された％理論密度を報告する。

１００　　　　　　　’　０　　　　　　６７第１表のデータを図式的に第５図 に示す。ピーク温度Ｔ、に対する組成の効果を選ばれた最初の加熱温度、Ｔ１に 関して第６図中に示す。Ｂ。

Ｃ−Ａｌシステムに関してソーキング（ｓｏａｋｉｎｇ）温度Ｔ１を変えると、 Ｂ４Ｃ−３０容量％Ａｌシステムについては第■表に示す結果が得られた。

寒ｌ嚢 最初の加熱または ６３５　　　　　　　　　９９＋ これらの結果１プ、物質中に液体相が現れる（５００″Ｃと６１０″Ｃの間で密 度に激（７い変化が起きることを示す。か＜１．て、圧縮の間に複合物中Ｉこ存 在する溶けた金属の量を最大にするためには、最初の加熱ステップの間に６２０ °Ｃを越える温度を用いることが必要とされる。

他方、望ましくないセラミック相の生成の量を最小にするためには、最大温度Ｔ 、は、６６０℃にできる限り近くなければならない。ΔＴ１そして、その結果と しての最大温度Ｔ、は、複合物の生素地密度及び／または金属含量を変えること によって制御することができる。第ｍ表中に示すように、高密度Ｂ、Ｃ−Ａ　Ｉ サーメットに導く数個の処理領域を選択することができる。

五工嚢 組　　成 ＡＱ容量％　　　　　３０　　　３０　　　４０　　　４０圧力　ｋｐｓｉ　　 　　　　１２０　　　１２０　　　１２０　　　１２０本生素地密度、％　　６ ０−７０　　６５−７０　　６０−７０　　５０−６０温度　Ｔ、、　”Ｃ６２ ５６３５６４０６２５最後の密度３％　　　９９．０　　９９．２　　９９．１ 　　９９．３＊８２７ＭＰａ より高いソーキング温度（Ｔ１）を使用することによって、密なり、Ｃ−Ａｌ複 合物をなお得ることができる。しかしながら、成形体の組成は、セラミック相例 えばＡ！８２及びＡ１．ＢＣが生成するであろうから変化するであろう。

実施例１は、非常に反応性で濡れない複合物が今や存在することを例示している 。これらの複合物は本発明の方法によって製造される。

実施例２−　Ｂ、Ｃ−３０容量％Ａ１ 実施例１のＢ、Ｃ及びＡ１粉末を利用して均質な７０容量％Ｂ　４　Ｃ−３０容 量％Ａ１混合物を生成させた。これらの粉末はエタノール中で混合してスラリを 生成させた。１重量％の有機バインダをこのスラリに添加した。混合を１時間続 け、引き統いて乾燥し、粉砕しそして６０メツシユ（２５０マイクロメートル） のふるいを通してこの粉末混合物をふるった。次にこの均質な混合物を５ｋｐｓ ｉでコールドプレスしそして次に４５　（３１０ＭＰａ）ｋｐｓ　ｉで地殻均衡 的にプレスして１／２インチ径で１／４インチ厚さくＬ　２７ｃｍｘＯ，６１ｃ ｍ）の円盤を生成させた。プレスしたサンプルを流れるアルゴン中で１時間４５ ０℃で加熱して有機バインダを焼き払った。次に、これらのサンプル成形体をア ルミニウムホイル中に包みそしてアルゴンによってパージされたキャストできる セラミンクの開いたシェル（□ｐ６ｎ−ｓｈｓ　ｌ　Ｉ）中に置きそして低粘度 の鉛含有ガラスで満たした。

このシステムを、サンプル成形体の隣のガラス中に置いた熱電対によって示され た温度で加熱した。別々のサンプル成形体を２時間の平均加熱時間の間、５８０ °Ｃ！、６２５°Ｃ１８００℃、１０２５°Ｃ及び１１８０℃のソーキング温度 （］’、）に加熱した。ソーキング温度が安定した後で、サンプル成形体を炉か ら取り出しそしでプレス中に置きそこでサンプル複合物を１２０ｋｐｓ　ｉ　　 （８２７ＭＰａ）に圧縮した。最大圧力１こ到達するためｌ二必要とした時間＋ ｉ約３秒でありそして最大温度を達成するための時間は３〜１．０秒であった。

冷却後、サンプルをガラスから取り出しそし、てサンドブラストした。得られた 密度は以下の通りであった：鼾！ ５８０　　　　　　　　　７２．７ ６２５　　　　　　　　　９９．１ ８００　　　　　　　　　９３．１ １０２５　　　　　　　　　８５．１ １１８０　　　　　　　　　７５．９ データは、システム中に液体相が現れる時に突然の密度増加が起さることを示す 。最大密度に達した後では、ソーキング温度の一層の増加は結果として密度の減 少をもたらす。この密度の減少は、金属の消耗及び新しい相の生成に導＜Ｂ、Ｃ −Ａｌシステムの化学反応の速い速度に起因する。これらの新しい相はＢ、Ｃ粒 子を橋かけして圧力下での粒子の再配列を不可能にし、かくして比較的低い密度 の生陵物を生成させる。

実施例３〜Ｂ、Ｃ−３０容量％Ａ！及び先行技術の方法Ｂ、Ｃ及びＡ、　］の間 の化学反応の速度が非常に速いので、高密度化プロセスは非常に灯い時間で終了 しなければならない。結果として、先行技術の技法例えば地殻均衡的プレスｌす 高い密度の複合物を生成させない。

本発明の方法は、出発混合物特性に近い化学及びセラミック粒径を有する高い密 度の物質を供給するただ一つの技法である。

焼結　　　　　　　　　　　３０　　　　　　　　５　　　　　７８（７００℃ 、　１ｂｒ） ホットプレス　　　　　　　３０　　　　　　　　１１　　　　　８２（７００ ℃、　０．５ｈｒ） 第９図は、本発明のＢ、Ｃ−３０容量％複金物の走査電子顕微鏡写真である。

実施例４−　Ｂ、Ｃ−Ｃｕ Ｂ、Ｃ−Ｃｕ混合物は、９０°よりずっと高い接触角を有し極端に濡れないもの として特徴づけられる。複合物はまず炭化ホウ素粒子をニッケルによってコーテ ィングすることによって製造した。銅よりも高い溶融温度を有するニッケルコー ティングは、銅によるセラミック粒子の良好な濡れが達成できる場合には不利な 反応なしで十分に高い温度を達成することを可能にした。

１５〜２５マイクロメートルのＢ、Ｃ粉末を無電解析出の方法によってニッケル で被覆した。この析出方法にはまずＨＣＬによってＢ、Ｃ物質を洗浄することが 必要であった。次に、Ｂ、Ｃ表面をＰｄ触媒によって活性化した。活性化された ８　４　ＣをｐＨ９でＮ１浴中で混合すると、結果としてＢ４Ｃ粒子の上に完全 なＮｉ析出が生成した。

Ｎｉ被覆された８４ＣをＣｕと混合しそして生素地を生成させ、次にこの生素地 をガラス圧力伝達媒体を含むダイ中に置いＩ；。このシステムを１０２５℃に加 熱しそして次に１２０ｋｐｓ　ｉ　　（８２７ＭＰａ）で動的に圧縮した。銅の 相を溶融させそれによって銅が被覆された炭化ホウ素粒子に侵入して高密度化さ れた生成物を生成させるのに十分な、急速な温度増加が成形体中に誘発された。

ニッケル層は炭化ホウ素粒子上に留まりそして総括の密度は通常の組成物より実 質的に高かった。達成された結果を第■表中に示す。

Ｂ、Ｃ−１６％Ｃｕ　”　’　　　　　７０　　　　　　　　７４Ｂ４Ｃ−８， ６％Ｎｉ＋８％Ｃｕ　　　６０　　　　　　　　９４（！］本発明の実施例では ない 本発明の方法は、通常のホット地殻均衡的プレスプロセスによって要求される４ ０容量％より実質的に低い金属含量で理論密度の９４％の達成を可能にした。

実施例５−　Ｓ　ｉＢ　＊／　Ｓ　ＩＢ　４−Ａ　１１００〜５０容量％のＳ　 ｉ　Ｂ　４／　Ｓ　ｉ　Ｂ　４及びθ〜５０容量％のＡ１でＳ　ｉ　Ｂ４／　Ｓ 　ｉ　Ｂ＊−Ａ　Ｉの組成物を製造しそして高密度化した。８６／１４のＳ　ｉ 　Ｂ、／Ｓ　ｉ　Ｂ、比を有する粉末を用いるがこれは七ラック（ＣｅｒａＣ） 社によって製造されｔ；。このホウ化ケイ素混合物は、２．４２ｇ／ｃｍ３の密 度、８μｍの平均粒径及び６００〜７００℃の温度範囲での１．９２ジユール／ （’Ｋ）・ｇの熱容量によって特徴づけられた。

６μｍの平均粒径を有するＡ１粉末がアルコアから得られそして２゜７ｇ／ｃｍ ”の密度によって特徴づけられた。

このセラミンク及び金属粉末を混合してエタノールスラリを生成させた。このス ラリにバインダ及び分散剤を添加した。このスラリを石膏型上にキャストし、乾 燥しそして４５ｋｐｓ　ｉ　（３１０ＭＰａ）で地殻均衡的にコールドプレスし Ｉ；。この生素地の密度は理論の５７〜６３％の範囲であった。その後で、複合 物を４００℃で流れるアルゴン中で加熱してバインダを除去した。このＳ　ｉ　 Ｂ、／Ｓ　ｉ　Ｂ、−Ａ　Ｉ複合物をアルミニウムホイル中に包みそしてガラス 流体ダイ中に置いｌ；。このダイを６２５℃に加熱しモして１２０ｋｐｓ　ｉ　 　（８２７ＭＰａ）で動的に圧縮しに。

第４表は、組成物の金属容量％及び達成された理論密度の％を報告する。

１００　　　　　　　　０　　　　６９．３９０　　　　　　　１０　　　　８ ０．１８０　　　　　　　２０　　　　９１．２８０　　　　　　　２０　　　 　９１．２７５　　　　　　　２５　　　　９５．７７０　　　　　　　３０　 　　　９９．８６０　　　　　　　４０　　　　１００．０５０　　　　　　　 ５０　　　　１００．０密でタフでそして強いホウ化ケイ素ベースのサーノ・ノ ドの生成に導く好ましい条件の要約は以下の通りである：組成：２５〜３５容量 ％Ａ１ 混合：エタノール中のコロイｌ 加熱温度Ｔｌ：６２５〜６３５℃ 圧カニ　１２０ｋｐｓ　ｉ　（８２７ＭＰａ）圧力での時間：５〜１０秒 生素地密度：理論の６０〜６５％ 最高温度Ｔ、二く７００℃ ３０容量％に等しいかまたはそれより高い金属含量で本質的に完全に密な複合物 が得られた。観察された最高温度Ｔ、は、３０容量％の金属を有する複合物に関 してであった。８丁は、金属含量、生素地密度及び最初の加熱温度、Ｔ１を変え ることによって制御することができる。生素地密度及びＴ、温度に依存する最後 の密度の例は、ＳｉＢ、／ＳｉＢ。

−３０容量％Ａ１に関して第４表中に示されている。

生成された５ｉＢｓ／ＳｉＢ、−ＡＩ複合物の微細構造は、第１０図中に示され るように、連続的なアルミニウム母体中のＳｉＢ、及びＳｉＢ、の均質な分布ｌ こよって特徴づけられる。Ｓ　ｉ　Ｂ、／Ｓ　ｉ　Ｂ、３０容量％Ａ１複合物は 、２．５ｇ／ｃｍ’（１００°も理論）の密度、１０，４−１０．９ＭＰａ−ｍ ””の破壊強さくｔｏｕｇｈｎｅｓｓ）　（シェブロン（Ｃｈｅｖｒｏｎ）ノツ チ技術ｌこよって測定して）、８０〜９０ｋｐｓ　ｉ　（５５２〜６２１ＭＰａ ）の破壊強さくｓ＋、ｒｅｎｇ＋、ｈ）　（４点曲げテストによって測定して） 及び３５０−４５０　ｋ　ｇ／ｍｍ２の硬さくクヌープインデンタ−（Ｋｎｏｏ ｐ　１ｎｄｅｎｔｏｒ）を有するツコン（Ｔｕｋｏｎ）微小硬さテスター）を有 する。

実施例５−５ｉＣ−ＡＩ アメリカン　マトリックス社からのＳｉＣ小板を使用した。このＳ＋Ｃ物質は、 ５０＝１００μｍの粒径及び３．２ｇ／ｃｍ３の比重によって特徴づけられた。

６μｍの平均粒径を有するＡＩ粉末（アルコア）は、２−７ｇ／ｃｍ’の密度に よって特徴づけられた。このセラミック及び金属粉末を乾燥混合プロセスによっ て機械的混合した。この粉末混合物ｔ−５ｋｐｓ　ｉ　（３４ＭＰａ）でコール ドプレスしそして５８％の生素地密度に地殻均衡的にプレスした。この５ｉＣ− ５０容Ｉ％Ａ１複合物を真空下でＡ１容器中ｆごカプセル化しそして６１０℃に 加熱しｔ；。温度を１０分間安定化させそして次に１２０ｋｐｓｉの圧力を５秒 間適用した。理論的な複合物の９９．９％の密度が得られｔ；。Ｘ線回折はＡ１ ４Ｃ１の存在を示さなかった。第１１図は高密度化された複合物の微細構造を示 す。

ＳｉＢ、及び３０容Ｉ％のＣｕの混合物を利用して上で述べた方法を繰り返した 。このＳｉＢ、−３Ｑ容量％Ｃｕ生素地を１２３２℃に加熱した。この場合１こ は、Ｃｕは動的プレス（加圧）ステップの前に溶融した。

生成した複合物は理論の９９．９％の密度を有していた。走査顕微鏡写真は、こ のンステムに関しては濡れが乏しいに違いないことを示唆する大玉な銅のたまり （Ｉａｋｅｙ；）を示ず。これらの大きな銅のたまりの存在は、もつ２・均質な 構造が、より低い温度かも！―ちすように、加熱及び動的に加圧する−とによフ て達成することかできるであろうことを示唆する。

Ｓ　ｉ　Ｂ　ｖ及び３０容Ｉ−％の８１の混合物によって、上で述べた方法を縁 り返した。最初の加熱は１４００℃にであり、引き続いて動的な加圧ステ・Ｉプ を実施した。完全に高密度化された複合物に関する計算された密度は２．３７ｇ ／ｃｍ’である。実際の密度は２．３８ｇ／ｃｍ’であった。粒径は３０〜４０ マイクロメートルの範囲であった。

冒へ（ｔｒｅ、　Ｆ） 庸わ 「１■任４ 金属の量、宕士％ 麿Ａ書士１１％ しっ 国際調査報告

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １）セラミック及び金属の実質的に均質な混合物を形成すること；該金属が流動 し始める温度に近いがそれより低い第一の温度に該混合物を加熱すること；及び 該混合物の圧縮及び高密度化が起きそして該混合物の誘導された第二の温度が結 果として生じるような圧力で該混合物を加圧することからなり、ここで該第二の 温度は該金属の流動温度を越えそれ故該混合物がさらに圧縮及び高密度化され、 そして該第二の温度及びその期間が該金属及びセラミックの間の有意な反応が起 きるもの未満に留まることを特徴とする セラミック及び金属の混合物または複合物を高密度化する方法。 ２）該加熱ステップの前に、該混合物を部分的に高密度化された成形体または生 素地に形成せしめることをさらに有して成る、請求項１記載の方法。 ３）該第二の温度のプロフィールが、高密度化を改良するのに十分であるが該金 属及びセラミックの間の有意な反応が起きる温屋条件への該混合物の■露を最小 にする約１０℃〜２００℃のスパイクであるような高い増加の速度でそして短い 期間の間、該加圧圧力を適用する、請求項１記載の方法。 ４）該温度スパイクが３０〜７０℃である、請求項３記載の方法。 ５）該加圧が少なくとも約６０ｋｐｓｉ（４１３ＭＰａ）である、請求項１記載 の方法。 ６）該加圧が少ななくとも約５ないし２５０ｋｐｓｉ／秒（３４ないし１７２４ ＭＰａ／秒）の速度においてである、請求項１記載の方法。 ７）該加圧が６０〜２５０ｋｐｓｉ（４１３〜１７２４ＭＰａ）である、請求項 ５記載の方法。 ８）該加圧が地殻均衡的に達成される、請求項２記載の方法。 ９）該加圧が、該部分的に高密度化された成形体を、含まれている非反応性圧力 伝達流体または流体化できる媒体中に閉じ込め、該媒体に圧力を適用して該成形 体に地殻均衡的に該圧力を適用し、それによって該成形体をさらに高密度化する ことによって特徴づけられる、請求項８記載の方法。 １０）該圧力伝達媒体に第一の圧力を６０ｋｐｓｉ（４１３ＭＰａ）未満で適用 しそして該成形体を部分的に高密度化する、請求項９記載の方法。 １１）該部分的に高密度化された成形体が理論密度の少なくとも約５０重量％の 密度を有する、請求項１０記載の方法。 １２）該部分的に高密度化された成形体が、該第二の温度への該加熱及び加圧ス テップのために該圧力伝達媒体中に閉じ込められたままでいる、請求項１０記載 の方法。 １３）金属及びセラミックの間の有意な反応が起きないように、加圧の後で、該 高密度化された成形体を冷却することをさらに有して成る、請求項１記載の方法 。 １４）該混合物が１種より多いセラミック及び／または１種より多い金属を含む 、請求項１記載の方法。 １５）該セラミックが、Ｂ４Ｃ、ＳｉＣ、ＳｉＢ６、ＳｉＢ４、ＡｌＢ１２、Ａ ｌＢ２、Ａ１Ｂ１２Ｃ２、Ａｌ４ＢＣ、ＴｉＢ、ＴｉＢ２、ＴｉＣ、Ａｌ２Ｏ３ 、ＭｇＯ、ムライト、ＺｒＯ２、ＭｇＳｉＯ３、Ｍｇ２ＳｌＯ４、ＭｇＡｌ２Ｏ ４、Ｍｇ２Ａｌ２Ｓｉ５Ｏ１６、ＡｌＮ、ＴｉＮ、Ｓｉ３Ｎ４またはこれらの混 合物である、請求項１記載の方法。 １６）該金属が、Ａｌ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｓｉまたはそれ らの合金である、請求項１記載の方法。 １７）該セラミックが該混合物の少なくとも５０容量％である、請求項１記載の 方法。 １８）該混合物が、化学的に不適合性または反応性でありそして濡れないセラミ ック及び金属によって特徴づけられる、請求項１記載の方法。 １９）該セラミックー金属がＢ４Ｃ−Ａｌ、ＡｌＢ１２−Ｃｕ、ＡｌＢ１２−Ｆ ｅ、ＳｉＣ−ＣｕまたはＳｉＣ−Ａｌである、請求項１８記載の方法。 ２０）該セラミックがＢ４Ｃでありそして該金属がＡ１、ＭｇまたはＦｅである 、請求項１８記載の方法。 ２１）該混合物が、化学的に適合性または非反応性でありそして濡れるセラミッ ク及び金属によって特徴づけられ、そして該セラミックー金属がＴｉＢ２−Ａｌ またはＷＣ−Ｃｏである、請求項１記載の方法。 ２２）該混合物が、化学的に適合性でありそして濡れないセラミック及び金属に よって特徴づけられ、そして該セラミックー金属がＢ４Ｃ−Ｃｕ、ＡｌＮ−Ａｌ またはＡｌ２Ｏ３−Ａｌである、請求項１記載の方法。 ２３）該混合物が、化学的に不適合性でありそして濡れるセラミック及び金属に よって特徴づけられ、そして該セラミックー金属がＢ４Ｃ−Ｓｉである、請求項 １記載の方法。 ２４）該セラミック及び金属が、物理的な形においては粒子、小板、ホイスカー または切断された繊維である、請求項１記載の方法。 ２５）該第二の温度及びその期間が該金属及びセラミックの間の所望の反応を達 成するために十分であるように、該加熱及び加圧ステップを調節する、請求項１ 記載の方法。 ２６）該加圧ステップが、該成形体を高密度化するが該セラミック及び金属の間 の望ましくない反応を引き起こすのには十分ではない第二の温度を達成するよう に該成形体のための第一の温度及び金属含量を選択することをさらに有して成る 、請求項１記載の方法。 ２７）該第一の温度を、適用される圧力、該セラミック及び金属の熱力学的及び 物理的特性からの計算によって選択する、請求項２６記載の方法。 ２８）該成形体が、実質的に理論密度を達成するのに少なくとも十分な金属含量 を含有して成るが、該第二の温度が該セラミック及び金属の間の望ましくない反 応を引き起こすのには不十分であることを確実にする、請求項２記載の方法。 ２９）Ｂ４Ｃ、ＳｉＣ、ＳｉＢ６、ＳｉＢ４、ＡｌＢ１２、ＡｌＢ２、ＡｌＢ１ ２Ｃ２、Ａｌ４ＢＣ、ＴｉＢ、ＴｉＢ２、ＴｉＣ、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯ、ムライ ト、ＡｌＮ、Ｓｉ３Ｎ４またはこれらの混合物である、組成物の少なくとも５０ 容量％の量のセラミック；及びＡｌ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｎ、Ｃ ｕ、Ｓｉまたはそれらの合金である金属； を含有して成り、実質的に完全に密である、高密度化されたセラミック及び金属 組成物。 ３０）ＳｌＢ４、ＳｉＢ６、ＳｉＢ１４またはそれらの混合物の少なくとも一つ を含有して成る、組成物の５０〜８０容量％の量のホウ化ケイ素及び Ａｌ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｓｉ、Ｎｉまたはそれらの合金の少なくとも一つを含 有して成る金属； を含有して成る、高密度化されたセラミック及び金属組成物。 ３１）該セラミックが該組成物の５０〜７５容量％の量のＳｉＢ４及びＳｉＢ４ である、請求項３０記載の組成物。 ３２）該金属がＡｌでありそして該複合物が理論密度の１００％に近い所望の密 度のものである、請求項３１記載の組成物。 ３３）該金属がアルミニウム合金である、請求項３２記載の組成物。 ３４）該金属がＣｕでありそして該複合物が理論密度の実質的に１００％である 、請求項３１記載の組成物。 ３５）セラミック及び金属の均質な混合物の成形体を形成すること；該混合物に 関する理論密度の５０〜６５容量％の密度に該成形体を加圧すること； 該金属が流動し始める温度に近いがそれより低い第一の温度に該成形体を加熱す ること； 圧力下で該金属が流動し始める該温度を越える第二の温度に該成形体を加熱しそ して該成形体を高密度化するように５〜２５０ｋｐｓｉ／秒（３４〜１７２４／ 秒）の速度で６０〜２５０ｋｐｓｉ（４１３〜１７２４ＭＰａ）の圧力で実質的 に断熱的に該成形体を加圧すること；及び該セラミック及び金属がお互いに有意 に反応しないように、該第二の温度が達成された後で、該圧力を解放しそして該 成形体を十分に急速に冷却すること； を有して成る、セラミック金属の混合物または複合物を高密度化する方法。 ３６）該高密度化された複合物が、セラミック及び金属の最初の均質な混合物と 実質的に類似した組成及びセラミック粒子サイズを有する、請求項３２記載の方 法によって製造されたセラミックー金属複合物。 ３７）該高密度化された複合物が、セラミック及び金属の最初の均質な混合物と 実質的に類似した組成及びセラミック粒子サイズを有する、請求項１記載の方法 によって製造されたセラミックー金属複合物。 ３８）該加圧が６０〜２５０ｋｐｓｉ（４１３〜１７２４ＭＰａ）である、請求 項６記載の方法。 ３９）該セラミックが該混合物の少なくとも５０容量％である、請求項１４記載 の方法。