JPH055150A - 炭化ホウ素−反応性金属サーメツト - Google Patents

炭化ホウ素−反応性金属サーメツト

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JPH055150A
JPH055150A JP3313072A JP31307291A JPH055150A JP H055150 A JPH055150 A JP H055150A JP 3313072 A JP3313072 A JP 3313072A JP 31307291 A JP31307291 A JP 31307291A JP H055150 A JPH055150 A JP H055150A
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JP
Japan
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phase
boron carbide
reactive metal
aluminum
densified
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JP3313072A
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English (en)
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Aleksander J Pyzik
アレクサンダー・ジエイ・ピジク
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Dow Chemical Co
Original Assignee
Dow Chemical Co
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Publication date
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/05—Mixtures of metal powder with non-metallic powder
    • C22C1/058—Mixtures of metal powder with non-metallic powder by reaction sintering (i.e. gasless reaction starting from a mixture of solid metal compounds)
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
    • C22C29/02—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides
    • C22C29/06—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds
    • C22C29/062—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on carbides or carbonitrides based on carbides, but not containing other metal compounds based on B4C

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Abstract

(57)【要約】 【目的】 高められた破砕靱性と硬度を有する炭化ホウ
素−反応性金属サーメツトの提供。 【構成】 炭化ホウ素粉末と、炭化ホウ素と反応する金
属の粒子状原料との混合物を固め、ほぼ網目形状（net
shape）の高密度、軟質、サーメツトを得ることができ
る。該サーメツトは高密度化後熱処理によつて硬化し、
高められた破砕靱性と硬度を有する、最終的多相微細構
造を形成する。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、炭化ホウ素及び炭化ホ
ウ素と反応する金属の原料（source）に基づく、サーメ
ツト（cermet）として知られるセラミツク−金属混成体
（composite）に関する。
【０００２】
【従来の技術】サーメツト類はセラミツク相単独又は金
属相単独のいずれとも相違する特性を有する。それらは
従来粉末治金法、即ち各々の金属及びセラミツク粉末を
調製・混合し、その混合粉末を所望の型に圧縮し、そし
てその成形体を焼結熱処理に付して、直接的セラミツク
−対−セラミツク結合による場合が多いが、粒子間を結
合させ、所望の構造的一体性を発展させる、という方法
で製造される。
【０００３】サーメツト類は従来、急激な温度変化にさ
らされたときの機械的特性の安定性、操作温度での強度
及び耐疲労性が要求されるガスタービンやデイーゼルエ
ンジンの如き工学的部品（engineering component）を
製造するために用いられる。それらは従来のセラミツク
よりもこわれにくく、且つ材料中の欠陥伸長も形成され
にくい。
【０００４】米国特許第４,５５６,４２４号には、硬質
金属（hard metal）又は金属結合セラミツクを、スチー
ルを強靭化する変性（transformation）に類似した熱処
理工程に付すことにより、その破砕靱性（fracture tou
ghness）を改良する方法が開示されている。コバルト結
合炭化タングステン（cobalt-boundtungsten carbide）
の如きセラミツク混成体を、先ずバインダー材料が第一
の状態から第二の状態に変化（transform）するように
冷却し、そして該バインダー材料を変形（deform）させ
る。その後該混成体を周囲温度以上に加熱し、上記バイ
ンダーがある程度該変形を残存させつつその第一の状態
に復帰するようにする。該加熱混成体材料は、次いで冷
却され、或いは急冷される。
【０００５】米国特許第４,７０２,７７０号及び第４,
７１８,９４１号には、熔融金属が浸透したセラミツク
前駆体を加熱処理し、炭化ホウ素−反応性金属サーメツ
トの微細構造を仕立て上げることを教示している。
【０００６】図１は、種々の量のアルミニウムを含有す
る炭化ホウ素の種々の温度での高密度化後熱処理（post
-densification heattreatment）について説明するもの
である。図２は、硬度（hardness）を熱処理時間と温度
の関数として表わした、３０容積％アルミニウムを含有
する炭化ホウ素混成体の高密度化後熱処理について説明
するものである。図３は、高密度化後熱処理に付与した
炭化ホウ素−アルミニウム混成体の破砕靱性（fracture
toughness）に対する、熱処理時間の効果を示す曲線を
提供するものである。
【０００７】本発明の一局面は、炭化ホウ素相、アルミ
ニウム相及びＡｌＢ2相又はＡｌ4ＢＣ相又はＡｌＢ2相
及びＡｌ4ＢＣ相により特徴づけられる炭化ホウ素−ア
ルミニウムサーメツトである。
【０００８】本発明の第二の局面は、炭化ホウ素相、反
応性金属相及び反応性金属ホウ素化物相、又は反応性金
属ホウ素炭化物相又は反応性金属ホウ素化物相及び反応
性金属ホウ素炭化物相により特徴づけられ、該反応性金
属がヒ素、バリウム、ベリリウム、カルシウム、コバル
ト、クロム、鉄、ハフニウム、イリジウム、ランタン、
リチウム、マグネシウム、マンガン、モリブデン、ナト
リウム、ニオブ、ニツケル、オスミウム、パラジウム、
白金、プルトニウム、レニウム、ロジウム、ルテニウ
ム、スカンジウム、硅素、ストロンチウム、タンタル、
テクネチウム、トリウム、チタン、ウラン、バナジウ
ム、タングステン、イツトリウム又はジルコニウムであ
る炭化ホウ素−反応性金属サーメツトである。
【０００９】第三の局面は、 （ａ） 炭化ホウ素粉末とアルミニウム金属粉との混合
物をアルミニウムの融点近傍の温度で高密度化し（dens
ify）、高密度化混成体を形成し；そして （ｂ） 上記高密度化混成体を、該高密度化混成体中に
ＡｌＢ2相又はＡｌ4ＢＣ相又はＡｌＢ2相及びＡｌ4ＢＣ
相を形成させるに十分な時間、４５０℃〜１０００℃の
範囲内の温度に加熱する、ことを特徴とする炭化ホウ素
−アルミニウムサーメツトの製造方法である。時間は１
〜５０時間の範囲内である。
【００１０】第四の局面は、 （ａ） 炭化ホウ素粉末と反応性金属の粒子状原料（pan
ticulate source）の混合物を、反応性金属の融点近傍
の温度で高密度化して高密度化混成体を形成し、この際
反応性金属はヒ素、バリウム、ベリリウム、カルシウ
ム、コバルト、クロム、鉄、ハフニウム、イリジウム、
ランタン、リチウム、マグネシウム、マンガン、モリブ
デン、ナトリウム、ニオブ、ニツケル、オスミウム、パ
ラジウム、白金、プルトニウム、レニウム、ロジウム、
ルテニウム、スカンジウム、硅素、ストロンチウム、タ
ンタル、テクネチウム、トリウム、チタン、ウラン、バ
ナジウム、タングステン、イツトリウム又はジルコニウ
ムであり；そして （ｂ） 上記高密度化混成体中に反応性金属ホウ化物相
又は反応性金属ホウ素炭化物相又は反応性金属相及び反
応性金属ホウ素炭化物相を形成するに十分な時間、該高
密度化混成体を４５０℃〜１０００℃の範囲内の温度に
加熱する、ことを特徴とする炭化ホウ素−反応性金属サ
ーメツトの製造方法である。時間は１〜５０時間の範囲
内である。
【００１１】熱処理に適した高密度化混成体を製造する
ためには、粉末治金法が好ましい。粉末混合物はそのま
ま高密度化前に容器に配置して高密度化してもよく、又
は高密度化前に冷間圧縮（cold pressing）、冷間平衡
圧縮（cold isostatic pressing）の如き公知の方法で
プリフオームに転換することもできる。通常該粉末混合
物は高密度化前にはアルミニウムの如き反応性金属を２
０〜６０容積％含有する。高密度化後熱処理の後は、金
属の割合は２〜１２容積％である。該高密度化後熱処理
により、炭化ホウ素と反応性金属の相に加えて、ＡｌＢ
2の如き金属ホウ素化物相、又はＡｌ4ＢＣの如き金属ホ
ウ素炭化物相又は金属ホウ素化物相及び金属ホウ素炭化
物相を含有する微細構造が形成される。高密度化後熱処
理の温度と時間の制御で該微細構造を仕立て上げる（ta
iloring）ことができる。微細構造の変化は熱処理した
サーメツトの物理的特性を変化させる。
【００１２】炭化ホウ素−アルミニウムサーメツトのア
ルミニウム相はアルミニウム金属、アルミニウム金属合
金又は高密度化の間にそれらの対応する金属に還元され
るアルミニウム化合物から形成することができる。炭化
ホウ素−アルミニウムサーメツトは数多くの応用及び末
端用途の可能性をもつている。該応用には軽量構造物、
切断道具、廃棄核燃料容器、耐放射性構造物、タービン
エンジンの温冷部品（hot and cool parts）、耐衝撃構
造物、耐摩耗及び耐疲労材料、半導体装置、及び高めら
れた耐熱衝撃性並びに高度の化学安定性が要求される構
造物が包含されるが、これに限定されるものではない。
【００１３】炭化ホウ素と反応して、類似の炭化ホウ素
−反応性金属サーメツトを形成する金属には、ヒ素、バ
リウム、ベリリウム、カルシウム、コバルト、クロム、
鉄、ハフニウム、イリジウム、ランタン、リチウム、マ
グネシウム、マンガン、モリブデン、ナトリウム、ニオ
ブ、ニツケル、オスミウム、パラジウム、白金、プルト
ニウム、レニウム、ロジウム、ルテニウム、スカンジウ
ム、硅素、ストロンチウム、タンタル、テクネチウム、
トリウム、チタン、ウラン、バナジウム、タングステ
ン、イツトリウム又はジルコニウムが含まれる。アルミ
ニウムの場合のように、上記反応性金属相は反応性金
属、反応性金属を含有する合金又は高密度化の間にそれ
らの対応する金属若しくは金属合金に還元される反応性
金属化合物から形成することができる。
【００１４】本発明のサーメツトは従来技術とは２つの
点で異なる方法によつて得られる。第１に、炭化ホウ素
及びアルミニウム或いはその他の反応性金属の原料（so
urce）の混合物の高密度化を該金属の融点近傍の温度で
起こす。この温度が高密度化の間の炭化ホウ素とアルミ
ニウム或いは他の反応性金属との反応を最小にすると信
じられる。第２に、上記高密度化混合物やサーメツトは
熱処理を受けて、炭化ホウ素相及び反応性金属相以外の
１又はそれ以上の相を含む微細構造を生成する。微細構
造の変化が破砕靱性や衝撃強度の如き物理的特性におけ
る改善につながる。
【００１５】高密度化後熱処理は４５０℃〜１０００℃
の範囲の温度でおこる。上記範囲は望ましくは５００℃
〜８００℃であり、好ましくは５００℃〜８００℃であ
る。熱処理時間は１〜５０時間の範囲内である。処理時
間の範囲は望ましくは１〜３０時間であり、好ましくは
１０〜２０時間である。
【００１６】６００℃〜７００℃の範囲の熱処理はＡｌ
Ｂ2の如き反応性金属ホウ素化物の形成をもたらす。該
ホウ素化物は熱処理前の高密度化混成体よりも耐衝撃性
を増大させる。熱処理温度が７００℃以上に上がるとＡ
ｌ4ＢＣの如き反応性金属ホウ素炭化物が形成しはじめ
る。温度上昇をつづけると、反応性金属ホウ素化物に比
べた反応性金属ホウ素炭化物の量もまた増大する。９０
０℃と１０００℃の間では反応性金属ホウ素炭化物が優
勢な反応生成物である。１０００℃を超える熱処理温度
では反応性金属ホウ素化物の分解がおこり、遊離の反応
性金属が生成する。反応性金属ホウ素化物と反応性金属
ホウ素炭化物の混合体は熱処理前の高密度化混成体より
も高い破砕靱性と硬度とを有する。
【００１７】以下の実施例は本発明の種々の局面を説明
するものであるが、その範囲を制限する意図はない。本
明細書では特にことわらないかぎり温度は摂氏で、部、
パーセンテージ（％）及び割合は重量基準である。
【００１８】
【実施例】実施例１ 本実施例はＢ4Ｃ／Ａｌ系の特性と化学（構造）がプロ
セス条件を変化させることにより仕立上げ（tailored）
られることを説明するものである。以下の粉末、プロセ
ス条件及び分析方法が用いられた：炭化ホウ素は２１.
２７％の総炭素含量、０.４％の遊離炭素、１.２７％の
酸素及び６.８ｍ2／ｇの表面積を有する粉末であつた。
主要な不純物は１６１ｐｐｍ Ｃａ、１４２ｐｐｍ Ｃ
ｒ、２６８ｐｐｍ Ｆｅ及び３３１ｐｐｍ Ｎｉであつ
た。アルミニウム粉末［アルカン−トーヨー・アメリ
カ，インク.（Alcan-ToyoAmerica，Inc.）製のアルカン
（Alcan）１０５］は０.８％Ａｌ2Ｏ3，０.１８％Ｆｅ
及び０.１２％Ｓｉを含有し、０.５ｍ2／ｇの表面積を
有していた。
【００１９】７０容積％の炭化ホウ素粉末と３０容積％
のアルミニウム粉末の混合物を混合し、２４ｍｍ径のペ
レツトに圧縮した。該ペレツトをムライト製管状炉中、
アルゴン気流下、４００℃〜１２００℃の範囲内の温度
で１時間熱処理した。熱処理したペレツトは１０℃／分
の速度で、又は液体窒素で冷却して、室温迄冷やした。
【００２０】結晶相はフイリツプス回折計を用い、Ｃｕ
Ｋ放射、２°／分の走査速度を用いたＸ−線回折で同定
した。全相の化学（構造）はカメカカメバツクス（CAME
CA CAMEBAX）エレクトロンプローブを用い、研磨した断
面のエレクトロンプローブ分析から決定した。元素組成
の決定における精度は存在量の３％内であつた。高温Ｄ
ＳＣ走査におけるアルミニウム熔融吸熱の面積を、５０
０℃と１２００℃間の温度でのＢ4ＣとＡｌの反応性の
指標（measure）として用いた。データはコンピータに
接続したパーキンエルマー（Perkin-Elmer）ＤＴＡ １
７００を用いて集収した。パージガスは４０ｃｃ／ｍｉ
ｎ流量の超高純度アルゴンであつた。試料はアルミナ坩
堝中２０℃／ｍｉｎで加熱し、そして高純度アルミニウ
ム（９９.９９９％）を標準として用いた。アルミニウ
ム金属の％は、Ａを試料中のＡｌ熔融吸熱のピーク面積
（cal／g）とし、ＢをＡｌ標準についての同じものとし
たとき、Ａ／Ｂ×１００で求めた。精度は２％であつ
た。
【００２１】結果は、炭化ホウ素とアルミニウムの反応
は４５０℃で始まり、Ａｌ4ＢＣを形成することを示
す。６００℃以下では反応速度は遅い。５５０℃〜６０
０℃の範囲内で、２４容積％の金属（初期Ａｌの８０
％）が回収できる。６００℃以上では図１からわかるよ
うにＡｌＢ2が形成し、アルミニウムが急速に涸渇す
る。図１の白丸は、４５０℃と１２００℃の間の温度で
１時間加熱し、１０℃／分で室温まで冷やした後のＢ4
Ｃ／Ａｌ粉末混合物中に残る未反応Ａｌ金属の量を表わ
す。白四角は液体窒素中で冷却した後に存在する未反応
金属の量を示す。６００℃と７００℃の間では、ＡｌＢ
2とＢ4Ｃが優勢な相である。７００℃以上ではＡｌＢ2
とＡｌ4ＢＣが存在し、温度が上昇するとＡｌ4ＢＣの比
率が増大する。９００℃と１０００℃の間では優勢な反
応生成物はＡｌ4ＢＣである。１０００℃以上ではＡｌ
Ｂ2が分解し、遊離のアルミニウムが生成する。１００
０℃を超えた熱処理では主としてＡｌＢ24Ｃ4といくら
かのＡｌ4Ｃ3が生成する。１０００℃以下で形成される
相はアルミニウムに富んでおり、それらの形成は急激な
金属涸渇に導く。１０００℃を超える温度で形成された
相はホウ素と炭素とに豊んでおり、Ｂ4Ｃが涸渇し、同
一出発粉末を１０００℃より低い温度で加熱したものに
比べてより大なる量の遊離金属とより小なる量の炭化ホ
ウ素を有する混成体の発達をもたらす。
【００２２】Ｂ4Ｃ／Ａｌ系材料の機械的特性に影響を
及ぼす主たる相は、Ａｌ4ＢＣ、ＡｌＢ2、ＡｌＢ24Ｃ4
及びＡｌ4Ｃ3である。ＡｌＢ24Ｃ4の形成は望ましくな
いＡｌ4Ｃ3の存在を伴うので、上記熱処理はＡｌＢ2及
びＡｌ4ＢＣが優勢な新相となる１０００℃又はそれ以
下の温度に制限するべきである。
【００２３】実施例２ 実施例２はＢ4Ｃ／Ａｌサーメツトの硬度を相化学（構
造）の関数として変化させうることを示すものである。
【００２４】実施例１と同じ粉末を用いた。炭化ホウ素
とアルミニウム粉末を回転混合機で乾式混合し、ステン
レススチールダイ中で一軸圧縮を用いて７５ｍｍ径のデ
イスクにプレスした。潤滑剤やバインダーは用いなかつ
た。該試料を金属缶中に配置した。密閉した缶を流体ダ
イ（fluid die）中に配置した。Ｂ4ＣとＡｌ粉末の混合
物を有する該流体ダイを実施例１の炉中で６４０℃に加
熱した。しかるのち炉から該流体ダイを取り出し、鍛治
プレスに配置し、かためた。該かためられたダイを鍛治
プレスから取り出し、室温まで冷却した。デイスクを慣
用の手順で冷却したダイからはずし、試験及び分析用に
種々の形状に切断した。
【００２５】順次４５、３０、１６、６及び１μｍダイ
ヤモンドペーストで研磨し、そして最終的にＬＥＣＯ自
動研磨機上でコロイダルシリカ分散液を用いて仕上げし
た表面上で、バルク（bulk）硬度を測定した。ロツクウ
エルＡ硬度は１３.３ｋｇ負荷を用いて測定した。単離
相のヴイツカー微細硬度（Vickers microhardness）は
ＬＥＣＯ試験機を用い、１０〜２０グラムの負荷で測定
した。特定の相の最大粒（grain）を、隣接の又は下方
の材料の寄与を除去或いは最小にするために試験した。
一般的にインデント（indent）の中心から最近接の粒境
界（grain boundary）までの距離は、インデントの対角
線の寸法の２倍以上であつた。該インデント対角線は、
１００００倍で走査電顕（ＳＥＭ）を用いて測定した。
【００２６】高密度化後、Ｂ4Ｃ／３０容積％Ａｌ材料
はロツクウエルＡスケールで８１の硬度を有していた。
６００℃及び１０００℃での高密度化後熱処理により、
８３の最大硬度値が得られ、それは図２に示される如く
長時間安定であつた。１０００℃では硬度は初めＡｌＢ
2の分解により低下したが、その後Ａｌ4ＢＣが形成され
るにつれ再び上昇した。７００℃、８００℃、９００℃
及び１１００℃で実施された熱処理で、硬度対時間にお
いて極大が形成された。より高い温度では、最大硬度を
達成するのにより短い時間が必要である。
【００２７】硬度の変化はＢ4Ｃ／Ａｌ系の特徴であ
り、動力学（kinetics）とＢ−Ｃ−Ａｌ相平衡によるも
のである。１０００℃以下では熱処理の初期段階では硬
いＡｌ4ＢＣが好ましい。時間が増大すると有効なＡｌ
が不十分となり、より軟いＡｌＢ2が形成して全体の硬
度が下る。６００℃と１０００℃の間ではＡｌ4ＢＣと
ＡｌＢ2が両方存在する。ＡｌＢ2／Ａｌ4ＢＣ比率が増
大すると最大硬度が低下し、硬度上昇からよりゆるやか
な硬度下降への転換がおこる。
【００２８】熱処理２０時間後、ＡｌＢ2／Ａｌ4ＢＣ比
は７００、８００及び９００℃でそれぞれ８、０.７及
び０.４であつた。１１００℃ではＡｌ4ＢＣが、そして
その後でＡｌＢ24Ｃ4が形成し、高い硬度の混成体をも
たらした。しかし熱処理８〜１０時間後は、Ａｌ4Ｃ3が
優勢な新相となり硬度が低下した。最高硬度値は１１０
０℃で１０時間（ＨRA＝８９）、９００℃で２０時間
（ＨRA＝８８）及び８００℃で２０時間（ＨRA＝８８）
の熱処理により達成された。
【００２９】実施例３ 実施例３は高密度Ｂ4Ｃ／Ａｌ材料の破砕靱性が増大し
うることを示すものである。この増大は金属相の高密度
化を伴う。セラミツク相の形成は靱性を減退させるが、
この減退の程度は形成された相の型（type）に依る。Ａ
ｌＢ2が最も害が小さい。
【００３０】実施例１及び２と同様の粉末と加工条件が
用いられた。破砕靱性はシエブロン・ノツチ・テクニー
ク（Chevron notch technique）と標準の４×３×４ｍ
ｍ試料を用いて測定した。切り目（notch）は２５０μ
ｍ幅のダイヤモンド刃で形成し、試料高に対する切り目
深さの比は０.４２であつた。３点曲げ装具（３pointbe
nd fixture）において０.０５ｍｍ／分のクロスヘツド
速度（crosshead speed）が用いられた。５〜７測定の
平均を示した。
【００３１】多くのＢ−Ｃ−Ａｌ相の破砕靱性の値は知
られていない。しかし、インデント相（indented phase
s）における損傷及び破壊パターンはＡｌＢ2がＡｌ4Ｂ
Ｃ又はＡｌＢ24Ｃ4より高い靱性を持つことを示してい
る。小さなセラミツク結晶を含有するアルミニウムは塑
性的に変形する。ＡｌＢ2における損傷は脆性破壊より
も剪断変形を表わしている。ある場合には破壊はＡｌＢ
24Ｃ4を通じて進展し、炭化ホウ素粒界で停止するが、
通常Ｂ4ＣとＡｌＢ24Ｃ4は類似の挙動を示す。Ａｌ4Ｂ
Ｃはいくつかの破壊がインデントの角（corner）及び側
部（side）から走るという脆い挙動を示す。
【００３２】図３の結果は高密度化後熱処理が実質的に
破砕靱性を改善できることを示している。加圧高密度化
材料に比較したときＫICは全熱処理領域に亘つて増大し
ている。６００℃での増大を超えるとＫICは減少する。
分析透過電顕（Analytical transmission electron mic
roscopy）では加圧高密度化した及び熱処理した金属相
間の相違（例えば沈澱）は何ら見出されなかつた。しか
し、密度の増大及びセラミツクと金属との間の結合の増
大を意味する多孔度の減少が熱処理した試料中で観察さ
れ、これが破砕靱性の増大に寄与しているのであろう。
最高の破砕靱性が得られた６００℃では、有効量の新相
が形成される前に金属の焼結がおこる。ＡｌＢ2を含有
する材料はＡｌ4ＢＣ及びＡｌＢ24Ｃ4のそれよりも高い
ＫIC値を有する。
【００３３】実施例４ 実施例４は、高密度化後熱処理がサーメツトを少量の残
留金属しか含有しない多相（multi-phase）セラミツク
材料に変化させることにより、Ｂ4Ｃ／Ａｌサーメツト
の多くの特性を改善するのに利用できることを示すもの
である。
【００３４】異なる諸相を持つが、同じ量の残留未反応
金属を有するＢ4Ｃ／Ａｌ混成体を製造することが可能
である。下表に加圧高密度化した、並びに熱処理したＢ
4Ｃ／Ａｌ混成体の機械的特性を比較するデータを示
す。最高の硬度とモジユラスはＡｌ4ＢＣを含有する試
料で得られた。これらの材料は加圧高密度化材料と比較
して改善された靱性を有するが、それはたつたの８.２
ＭＰａ ｍ1/2であつた。一方ＡｌＢ2を含有する試料は
高められた破砕靱性（９.２ＭＰａ ｍ1/2）を示した
が、わずかな硬度改善（８１から８５）のみであつた。
【００３５】７００℃と９００℃の間の温度での熱処理
によつてＡｌＢ2／Ａｌ4ＢＣ比を変化させ、且つ制御す
ることができるので、Ｂ4Ｃ／Ａｌ混成体の特性は特定
の用途について選択することができる。１０００℃又は
それ以上での加工で大量のＡｌＢ2の形成が可能であ
り、Ａｌ4Ｃ3の形成を回避される。
【００３６】６００℃又はそれ以下での熱処理において
は、新しい相は制限された量でしか形成されず、多相
（multi-phase）セラミツクは形成されない。得られる
Ｂ4Ｃ／Ａｌサーメツトはアルミニウムマトリツクス中
の孤立した炭化ホウ素粒（grains）の微細構造が特徴で
あり、改善された破砕靱性と破砕強度を有する。
【００３７】
【表１】 表−金属マトリツクス中に孤立した炭化ホウ素を有するＢ4Ｃ／Ａｌ材料の特 性に対する熱処理の効果 加圧高密 600℃超で加熱して形成： 600℃での 特 性 度化後 AlB2 Al4BC AlB24C4A 加熱後 密度 g/cm3 2.57 2.63 2.70 2.62 2.58 屈曲強度(MPa) 419 357 351 312 434 破砕靱性(MPA m1/2) 7.23 9.2 8.2 7.5 12.7 ヤングのモジユラス(GPa) 254 290 310 280 260 バルクモジユラス (GPa) 138 167 175 156 140 硬度ロツクウエル A 81 85 88 88 81 ポアソン比 0.23 0.21 0.20 0.20 0.23 本発明をある特定の実施態様を引用して説明したが、本
発明の範囲及び精神を離れることなく多くの変形が可能
であることは当業者なら認識しうるであろう。そして本
発明の範囲と精神からの離脱を構成しない、ここに説明
の為に開示された本発明の全ての変形及び改変は包含さ
れるものと理解されるであろう。
【００３８】以下、本発明の実施態様を挙げる。
【００３９】１．炭化ホウ素相、アルミニウム相、及び
ＡｌＢ2相又はＡｌ4ＢＣ相又はＡｌＢ2及びＡｌ4ＢＣ相
により特徴づけられる炭化ホウ素−アルミニウムサーメ
ツト。
【００４０】２．上記アルミニウム相が２〜１２容積％
の量で存在する第１項の組成物。
【００４１】３．炭化ホウ素相、反応性金属相又は反応
性金属ホウ素化物相及び反応性金属ホウ素炭化物相、及
び反応性金属ホウ素化物相又は反応性金属ホウ素炭化物
相により特徴づけられ、該反応性金属がヒ素、バリウ
ム、ベリリウム、カルシウム、コバルト、クロム、鉄、
ハフニウム、イリジウム、ランタン、リチウム、マグネ
シウム、マンガン、モリブデン、ナトリウム、ニオブ、
ニツケル、オスミウム、パラジウム、白金、プルトニウ
ム、レニウム、ロジウム、ルテニウム、スカンジウム、
硅素、ストロンチウム、タンタル、テクネチウム、トリ
ウム、チタン、ウラン、バナジウム、タングステン、イ
ツトリウム又はジルコニウムである炭化ホウ素−反応性
金属サーメツト。
【００４２】４．上記反応性金属相が２〜１２容積％の
量で存在する第３項の組成物。
【００４３】５．（ａ） 炭化ホウ素粉末とアルミニウ
ム金属粉との混合物をアルミニウムの融点近傍の温度で
高密度化し、（densify）、高密度化混成体を形成し；
そして （ｂ） 上記高密度化混成体を、該高密度化混成体中に
ＡｌＢ2相又はＡｌ4ＢＣ相又はＡｌＢ2相及びＡｌ4ＢＣ
相を形成させるに十分な時間、４５０℃〜１０００℃の
範囲内の温度に加熱する、ことを特徴とする炭化ホウ素
−アルミニウムサーメツトの製造方法。
【００４４】６．加熱前に、上記高密度化混成体が２０
〜６０容積％のアルミニウムと８０〜４０容積％の炭化
ホウ素とを有してなる第５項の方法。７．加熱後に、上
記高密度化混成体が２〜１２容積％のアルミニウムを含
有する第５項の方法。
【００４５】８．（ａ） 炭化ホウ素粉末と反応性金属
の粒子状原料の混合物を、反応性金属の融点近傍の温度
で高密度化して高密度化混成体を形成し、この際反応性
金属はヒ素、バリウム、ベリリウム、カルシウム、コバ
ルト、クロム、鉄、ハフニウム、イリジウム、ランタ
ン、リチウム、マグネシウム、マンガン、モリブデン、
ナトリウム、ニオブ、ニツケル、オスミウム、パラジウ
ム、白金、プルトニウム、レニウム、ロジウム、ルテニ
ウム、スカンジウム、硅素、ストロンチウム、タンタ
ル、テクネチウム、トリウム、チタン、ウラン、バナジ
ウム、タングステン、イツトリウム又はジルコニウムで
あり；そして （ｂ） 上記高密度化混成体中に、反応性金属ホウ素化
物相又は反応性金属ホウ素炭化物相又は反応性金属相及
び反応性金属ホウ素炭化物相を形成するに十分な時間、
該高密度化混成体を４５０℃〜１０００℃の範囲内の温
度に加熱する、ことを特徴とする炭化ホウ素−反応性金
属サーメツトの製造方法。
【００４６】９．上記高密度化混成体を１〜３０時間５
００℃〜８００℃の温度で加熱する第５項又は第８項の
方法。
【００４７】１０．上記高密度化混成体を１０〜２０時
間６００℃〜７００℃の温度で加熱する第５項又は第８
項の方法。
【００４８】１１．加熱前に上記高密度化混成体が２０
〜６０容積％の反応性金属源を有してなる、第８項の方
法。
【００４９】１２．加熱後に、上記高密度化混成体が２
〜１２容積％の反応性金属源を含有する第８項の方法。
【図面の簡単な説明】
【図１】種々の温度で熱処理された、炭化ホウ素／アル
ミニウム混成体が、種々の量のアルミニウムを含有する
ことを示す。
【図２】３０容積％のアルミニウムを含有する炭化ホウ
素／アルミニウム混成体の熱処理と硬度の関係を示す。
【図３】熱処理時間と破砕靱性の関係を示す。

Claims (1)

  1. 【特許請求の範囲】 【請求項１】 炭化ホウ素相、アルミニウム相、及びＡ
    ｌＢ2相又はＡｌ4ＢＣ相又はＡｌＢ2相及びＡｌ4ＢＣ相
    により特徴づけられる炭化ホウ素−アルミニウムサーメ
    ツト。 【請求項２】 炭化ホウ素相、反応性金属相又は反応性
    金属ホウ素化物相及び反応性金属ホウ素炭化物相、及び
    反応性金属ホウ素化物相又は反応性金属ホウ素炭化物相
    により特徴づけられ、該反応性金属がヒ素、バリウム、
    ベリリウム、カルシウム、コバルト、クロム、鉄、ハフ
    ニウム、イリジウム、ランタン、リチウム、マグネシウ
    ム、マンガン、モリブデン、ナトリウム、ニオブ、ニツ
    ケル、オスミウム、パラジウム、白金、プルトニウム、
    レニウム、ロジウム、ルテニウム、スカンジウム、硅
    素、ストロンチウム、タンタル、テクネチウム、トリウ
    ム、チタン、ウラン、バナジウム、タングステン、イツ
    トリウム又はジルコニウムである炭化ホウ素−反応性金
    属サーメツト。 【請求項３】 （ａ） 炭化ホウ素粉末とアルミニウム
    金属粉との混合物をアルミニウムの融点近傍の温度で高
    密度化し、高密度化混成体を形成し；そして （ｂ） 上記高密度化混成体を、該高密度化混成体中に
    ＡｌＢ2相又はＡｌ4ＢＣ相又はＡｌＢ2相及びＡｌ4ＢＣ
    相を形成させるに十分な時間、４５０℃〜１０００℃の
    範囲内の温度に加熱する、ことを特徴とする炭化ホウ素
    −アルミニウムサーメツトの製造方法。 【請求項４】 （ａ） 炭化ホウ素粉末と反応性金属の
    粒子状原料の混合物を、反応性金属の融点近傍の温度で
    高密度化して高密度化混成体を形成し、この際反応性金
    属はヒ素、バリウム、ベリリウム、カルシウム、コバル
    ト、クロム、鉄、ハフニウム、イリジウム、ランタン、
    リチウム、マグネシウム、マンガン、モリブデン、ナト
    リウム、ニオブ、ニツケル、オスミウム、パラジウム、
    白金、プルトニウム、レニウム、ロジウム、ルテニウ
    ム、スカンジウム、硅素、ストロンチウム、タンタル、
    テクネチウム、トリウム、チタン、ウラン、バナジウ
    ム、タングステン、イツトリウム又はジルコニウムであ
    り；そして （ｂ） 上記高密度化混成体中に、反応性金属ホウ素化
    物相又は反応性金属ホウ素炭化物相又は反応性金属相及
    び反応性金属ホウ素炭化物相を形成するに十分な時間、
    ４５０℃〜１０００℃の範囲内の温度に加熱する、こと
    を特徴とする炭化ホウ素−反応性金属サーメツトの製造
    方法。
JP3313072A 1990-11-02 1991-11-01 炭化ホウ素−反応性金属サーメツト Pending JPH055150A (ja)

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