JPH0776128B2 - 炭化ほう素―アルミニウム及び炭化ほう素―反応性金属サーメット - Google Patents

炭化ほう素―アルミニウム及び炭化ほう素―反応性金属サーメット

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JPH0776128B2 JP61103731A JP10373186A JPH0776128B2 JP H0776128 B2 JPH0776128 B2 JP H0776128B2 JP 61103731 A JP61103731 A JP 61103731A JP 10373186 A JP10373186 A JP 10373186A JP H0776128 B2 JPH0776128 B2 JP H0776128B2
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Description

【発明の詳細な説明】 発明の背景 本発明は、一般に炭化ほう素−アルミニウム及び他の炭
化ほう素−金属組成物、さらに詳しくは炭化ほう素−ア
ルミニウムサーメット及び他の炭化ほう素−反応性金属
サーメットに関する。
Loweの米国特許第2,746,133号、Bergmannの米国特許第
3,178,807号、Lippの米国特許第3,364,152及びWeaverの
米国特許第4,104,062号は、すべて炭化ほう素−アルミ
ニウム複合材料及びその製造に関するものである。しか
しながら、これらの特許は、特定のサーメット組成物又
は有用な団結サーメット体を直接製造する方法を示して
いない。
単一のセラミック材料は、歴史的に構造材料としてその
用途が限られていた。これは、それらの固有の破壊機構
によるもので、この破壊機構は、それらを、微細構造的
欠陥、例えば亀裂又は空隙が極めて生じ易くする。この
形式の破壊に対する材料の抵抗性の一つの目安は破壊靭
性である。通常のセラミックは低い破壊靭性を有してい
る。
破壊靭性を増加する一つの手段は、他のセラミック相、
例えばAl2O3−B4C複合材料、又は金属相、例えばB4C−
金属サーメットの添加によるものである。サーメットと
は、最終微細構造体が50容量％以上のセラミック相であ
るようなセラミック−金属複合材料を意味する。
第１図は、幾つかの通常の単一のセラミック材料と通常
のサーメット（TiC−Ni−Mo）における、破壊靭性と密
度との相関関係を示す。第１図から、通常の単一のセラ
ミック材料と通常のサーメット（TiC−Ni−Mo）では、
その破壊靭性は、一般に密度の増加と共に増加する傾向
にあることがわかる。これに対し、本発明のB4C−Alサ
ーメット又は他のB4C−金属サーメットは、これら通常
の単一のセラミック材料或いはサーメットにみられる破
壊靭性と密度との相関関係からは予測できない破壊靭性
と密度との関係を示している。例えば、セラミック−セ
ラミック複合材料のAl2O3−B4Cでは、破壊靭性の増加が
あまり見られないが、B4C−Alサーメットは、同一密度
で、通常の単一のセラミック材料（B4C）の凡そ５倍の
破壊靭性を示し、通常のサーメット（TiC−Ni−Mo）の
凡そ２倍の破壊靭性を示す。
従って、炭化ほう素−アルミニウム及び他の炭化ほう素
−反応性金属サーメット組成物を提供するのが本発明の
目的である。
炭化ほう素−アルミニウム及び他の炭化ほう素−反応性
金属サーメット組成物を製造する方法を提供するのがま
た本発明の目的である。
仕立てが可能な（tailorable）微細構造を有する炭化ほ
う素−アルミニウム及び他の炭化ほう素−反応性金属サ
ーメット複合材料、及びそれらを生成する方法を提供す
るのが本発明の他の目的である。
十分に緻密な炭化ほう素−アルミニウム及び他の炭化ほ
う素−反応性金属サーメット組成物及びその生成方法を
提供するのがさらに本発明のもう一つの目的である。
十分に緻密な炭化ほう素−アルミニウム及び他の炭化ほ
う素−反応性金属サーメット複合材料で製造された製品
を提供するのが本発明の別の目的である。
比較的低コストで炭化ほう素−アルミニウム及び炭化ほ
う素−反応性金属サーメット組成物を製造する方法並び
にそれらより製造した製品を提供するのがまた本発明の
目的である。
発明の概要 本発明は、炭化ほう素−アルミニウム及び他の炭化ほう
素−反応性金属サーメットの特定の組成物、及びこれら
の炭化ほう素−アルミニウム及び炭化ほう素−反応性金
属サーメットを達成するために、基本的な熱力学及び動
力学の原理を適用する方法を提供する。本発明は、十分
に緻密な微細構造体を包含する多数の多相サーメット
（multiphase cermet）組成物、及び所望の組成物を選
択的に製造する方法を包含する。
本発明によれば、これらの組成物物質を形成するのに３
つの主な工程がある。
まず第一に、金属による炭化ほう素相の浸潤（wettin
g）によって、急速な団結を達成する毛細管現象の熱力
学基準（capillarity thermodynamic criteria）が達成
されなければならない。更に、浸潤は、一般に炭化ほう
素相と金属相との間の界面反応のしるしである。すべて
の金属が、炭化ほう素（即ち、浸潤炭化ほう素）と反応
するものではなく、それ故に本発明は炭化ほう素との適
当な反応体である金属にのみ適用できる。この型の金属
は、Al,As,Ba,Be,Ca,Co,Cr,Fe,Hf,Ir,La,Li,Mg,Mn,Mo,N
a,Nb,Ni,Os,Pd,Pt,Pu,Re,Rh,Ru,Sc,Si,Sr,Ta,Tc,Th,Ti,
U,V,W,Y,Zr及びその合金、或は加工中に金属状態に還元
されるその化合物を包含する。最も好ましい金属はアル
ミニウムである。
第二工程は、所望の反応生成物を微細構造体で達成する
ために、炭化ほう素−金属組成物に反応熱力学基準を適
用することである。この工程によって、工程１の浸潤せ
る炭化ほう素−金属組成物を使用して、それらを、所望
の微細構造体となる特定の最終生成物に反応せしめるこ
とができる。また、最初の出発成分のいかなる金属相又
はいかなる相も表示しない複合材料を達成する為に、金
属又は合金相のすべてと、これらの工程中に形成する任
意の準安定相を完全に反応させることが可能である。即
ち、任意のセラミック−金属出発組成物から、サーメッ
ト又はセラミック−セラミック複合材料とする事が可能
である。
第三工程は、製造の適当な方法を選択するために、上記
加工中に団結するこれらの炭化ほう素−反応性金属複合
材料に如何なる動力学を適用するかである。団結は、焼
結するであろうこれらの複合材料に対し温度を付与する
ことを包含し、また十分に緻密な最終生成物が得られる
事を保証するために、温度とともに圧力を付与すること
も包含している。しかしながら、圧力の付与を排除し、
低減せる加工コストで、無視できるか又は全くない気孔
を有する最終生成物を得るために、本発明の一部を形成
するコロイド団結技術を適用するのが特に好ましい。
発明の詳細な説明 アルミニウムは炭化ほう素と反応性であるので、B4C−A
lサーメットの開発に適する金属相である。アルミニウ
ムは、低比重を有する地上で安全な金属相であり、また
延性、無毒で、比較的廉く、容易に生成でき又は耐食性
の状態で入手される。
炭化ほう素−アルミニウムサーメット及びその合金は、
軽量構造で高い硬度と靭性との組合せを提供する。炭化
ほう素はすぐれた中性子吸収材であるので、これらのサ
ーメットはまたすぐれた中性子吸収材である。
炭化ほう素−アルミニウム複合材料及びそれらの合金
は、セラミックと金属との材料の有用な性質を一つの系
に結合している。特に、これらの複合材料は、高弾性
率、高硬度、低密度、高破壊靭性を得るように、種々の
加工ルートによって調節できる性質を提供する。
炭化ほう素−アルミニウム複合材料及びその合金の潜在
的用途は制限されるけれども、軽量構造材、切削工具、
廃棄核燃料容器、耐放射性構造材、タービンエンジンの
加熱、冷却部品、耐衝撃材、耐摩耗材料、半導体装置及
び増加せる耐熱衝撃性と高度の化学安定性とを必要とす
る構造材を包含する。連続金属相を持つことにより、こ
の複合材料は、延性及び熱及び（又は）電気伝導体が要
求される材料を生みだす。
本発明は、主としてアルミニウムについて述べたが、同
じ方法を使用して炭化ほう素と反応して同様の複合材料
又はサーメットを形成する他の金属に適用され、かつそ
れらを包含する。これらの金属としてはAs,Ba,Be,Ca,C
o,Cr,Fe,Hf,Ir,La,Li,Mg,Mn,Mo,Na,Ni,Os,Pd,Pt,Pu,Re,
Rh,Ru,Sc,Si,Sr,Ta,Tc,Th,Ti,U,V,W,Y,Zrを包含する。
更に、これら金属の合金は、加工中に金属に還元される
それらの化合物と同様に利用できる。
炭化ほう素とアルミニウム又は他の反応性金属との複合
材料を形成する方法及び形成された組成物を次に述べ
る。方法は、次の３つの主な工程を包含し、１）出発原
料の団結又は生成、２）正しい毛細管現象−熱力学状態
の形成又は出発原料の浸潤、３）出発原料の所望の組成
物を生成するための反応、を包含する。団結工程は、他
の２工程の前に実施されるけれども、それらは団結工程
で遭遇しなければならないある要求を課せられるので、
浸潤及び反応工程を、最初に説明する。
毛細管現象熱力学 炭化ほう素−反応性金属サーメットにおける団結（微細
構造的転位（microstructual rearrangement）の動力
学）の機構は、反応性−液相焼結（reactive−liquid−
phase sintering）の現象により大きく変る。この現象
を生ぜしめるには、炭化ほう素−セラミック固相におけ
る液体−金属相の低接触角の毛細管現象熱力学基準が達
成されなければならない。この状態は浸潤と謂われ、第
2A図及び第2B図に示される。
浸潤とは、固体−液体界面が形成される過程を意味す
る。浸潤に対する駆動力は、共存する固相、液相及び気
相と定義される系の自由エネルギーにおける低下であ
る。
浸潤についての初期の熱力学的処理は、共存する固相、
液相、気相が化学平衡にあると考えた。しかしながら、
高温では、炭化ほう素−反応性金属混合物は、化学平衡
にはない固体、液体、気相の界面を有するので、「反応
性金属」なる語は、これらの組成物を参照するのに使用
される。化学的非平衡状態の下では、固相、液相、気相
が、お互いに界面を通って化学平衡の状態を達成するよ
うに反応するために、界面エネルギーでの化学反応（反
応熱力学）の効果を考えなければならない。これらの非
平衡動力学状態中に、界面エネルギー及び接触角は連続
的に変化する。これは、系が化学平衡状態に達するまで
続けられる。
セラミック−金属界面を横切る物質移動（mass transfe
r）は、系の自由エネルギーにおいて正味の減少を生じ
る。物質移動は、通常、化学平衡が達せられるまで、焼
結工程中に開始し、その間続けられる。もし系の自由エ
ネルギーが減少しないならば、反応は進行しないだろ
う。炭化ほう素−反応性金属複合材料では、自由エネル
ギーに対し減少する傾向があり、またこれはある反応生
成物の形成を生ずる。
接触角測定は、この浸潤現象の量を定めるのに行なわれ
る。これは、炭化ほう素−セラミック相の研磨せる基体
上の金属又は合金相を加熱することによって容易に行な
われる。接触角は、それからその場で、或は加熱及び記
録後測定される。
実例として、炭化ほう素上のアルミニウムに対する接触
角データを第３図に示し、そこでは真空又はアルゴン雰
囲気下で、種々の温度に対する時間の関数としての接触
角が示されている。接触角の測定をする時は、温度、時
間及び雰囲気のパラメーターを考慮することが重要であ
る。これらの３つの関連変数（coupled variables）な
しでは、所望の浸潤状態を達成するのに必要な状態を正
確に反復することができない。アルミニウムに対する加
工温度は、約1050゜〜1250℃の範囲であり、加工時間
は、一般に約２〜10分である。
炭化ほう素−反応性金属複合材料は、それのセラミック
−金属界面を横切って物質移動を受けるので、時間パラ
メーターは特に重要である。例えば、真空状態では、90
0℃で、２分間の加熱処理で得られる微細構造体は、界
面反応が発生していないので非常に弱い。これらの界面
反応は、セラミック−金属界面の結合力が最高となるの
を保証する点で、本発明の第１工程では臨界的である。
同様に、真空下で、1300℃、100分間の加熱処理で得ら
れる微細構造体は、また、非常に弱い微細構造体とな
る。これは、あまりに多くの界面反応が生起したためで
ある。即ち、セラミック−金属界面における反応動力学
は、複合材料の構造的結合性（structural integrity）
を与える為の金属相が残存しない程に、非常に大きく促
進される。
雰囲気のパラメーターもまた、浸潤挙動に対する温度−
時間曲線を考えることができるので重要である。これ
は、特に反応性金属相が加工等温線で低蒸気圧を有する
ので重要である。
本発明の第一工程のキーポイントは、良好な界面結合が
初期に達成されると同時に、蒸発又は促進された反応動
力学によって金属又は合金相の完全な消耗が避けられる
ことを保証するために、中間の温度−時間加工窓（proc
essing window）が、接触角データより選ばれなければ
ならないことである。
反応熱力学 もし反応性液相焼結が生起するならば、炭化ほう素−金
属混合物は、炭化ほう素−セラミック固相と、準安定Al
xByCz,AlxBy,AlxCy化合物又は固溶体が、存在する液状
金属又は合金相に部分的に溶けるという、反応熱力学的
基準を満足しなければならない。
特定の炭化ほう素−金属複合材料が、異なる加工等温線
で如何に反応するかを十分に理解するには、特定の組成
物に対する反応シリーズを考慮しなければならない。相
−平衡データ（即ち、ほう素−炭素−金属、ほう素−金
属及び炭素−金属相状態図）を単に調査することでは十
分でない。これは、これらの反応性金属組成物が屡々相
−平衡データより明らかでない準安定相を形成するから
である。
多くの場合、熱力学−平衡データでさえ利用できない。
それ故に、Ｘ−線回折、エネルギー伝播性分光学（ener
gy dispersive spectroscopy）、光学及び電子顕微鏡／
微小探触子（microscope/microprobe）装置を使用する
詳細な研究が採用されなければならない。これらの研究
は、各々の特定の微細構造体を含む準安定の平衡反応生
成物を正確に決定するために、複合材料の加工経歴中の
漸増過程で実施されなければならない。これらの詳細な
研究は、微細構造体を仕立て上げるのに使用できる反応
−系列地図（reaction−series map）を得ることとな
る。更に、この反応系列地図は、任意に与えられた加熱
処理条件で得られる物の組成を特定的に定義する。
反応−系列地図により、炭化ほう素−反応性金属出発組
成物を加工することは、本発明の工程２である。工程２
で、選択された材料特性が、最終微細構造体を形成する
反応生成物を仕立て上げる事によって導入される。
反応生成物は平衡相をとることができ、或は準安定状態
は、微細構造体の中に凍結され得る。
炭化ほう素−アルミニウム出発組成物に対する反応系列
地図を第４図に示す。炭化ほう素とアルミニウムとの初
期混合物を、図面の上部に示す。炭化ほう素は、化学量
論的にB4Cとして示されているけれども、他の炭化ほう
素の化学量論物質（stoichiometries）又はその組合せ
の使用が同様に可能である。炭化ほう素化学量論物質の
範囲は不明確であり、炭化ほう素に対する同質性範囲
（homogeneityrange）によって第５図に示される。特
に、ほう素と炭素の固溶性（solid−solubility）のこ
の範囲は、９−20原子％炭素である。
工程１の必要な毛細管現象−熱力学条件が一旦適合され
たならば、存在する相間の緊密な接触は、反応系列地図
を使用する仕立て上げの為の加熱処理を可能とする。反
応温度は、約800〜1400℃の範囲である。反応時間は、
全く短かく、例えば10分間か、或は所望の生成物よりさ
らに長く数時間以上とすることができる。
800℃、900℃、1000℃、1200℃、1300℃、14000℃で加
熱処理を受ける炭化ほう素−アルミニウム組成物より生
成する準安定の平衡反応生成物を第４図に示す。示され
るように、単一相又は単一化合物より成る組成物はな
く、寧ろ局部的平衡が微細構造体における３つの隣接相
の間で達成される。
例えば、900℃における加熱処理は、７つの相で作られ
た微細構造体を生じ、その相対量はＢ−Ｃ−Al三元系状
態図における点の大きさによって示される。他の実例と
して、1300℃での加熱処理では、６つの相だけが微細構
造体に存在する。しかしながら、複合材料の化学は可成
り変更された。勿論、アルミニウムの炭化ほう素の実際
量は、これらの成分の出発混合物の比により変る。
一般に、約1200℃以上の高温度では、50容量％以上のア
ルミニウムの多い出発組成物が必要である。約1200℃以
下の低温度で加工するときは、さらに低量のアルミニウ
ムが使用される。十分に緻密な構造を生成するには、微
細構造体におけるすべての空隙又は気孔を充填するに十
分なアルミニウムが必要である。
ここに述べられた工程による出発原料の加工は、これら
の複合材料における未同定（unidentified）相（Ｘ相）
を形成する事になる。この新しい相の正確な構造及びそ
の機械的性質は、未だ知られていない。この相の存在は
確認されており、同定記号であるＸ線回折図が、第１表
に示される。予備結果は、この相が、構造の新しいアイ
ソタイプであり得ることを示している。
本発明の工程２で包含される炭化ほう素−アルミニウム
複合材料に対する反応系列を集約すると、第２表に示さ
れる組成物となる。
第４図は、また遅延時間で加熱処理する２つの組成物を
示す。例えば、800℃での延長した加熱処理は、それら
の相対量だけが移動している同じ反応生成物を生ずる。
Ｘ相はアルミニウムが多くなり、アルミニウム全部が反
応した後、この相並びにAlB2及びAlB12C2は、結局、炭
化ほう素、α−AlB12及びAl4C3の相溶性三角形（断続
線）〔Compatibility triangle（dashad line）〕によ
って示される平衡生成物を形成するように分解する。
他方、1400℃における延長せる加熱処理は、存在する相
の相対量に変化を生ずるばかりでなく、複合材料の化学
にも変化を生ずる。かくして、一旦アルミニウムが微細
構造体より消耗されると、Ｘ、Al2O3及び固溶体Al4B1-4
C4は、炭化ほう素、AlB24C4及び炭素の相溶性三角形を
形成するように分解する。
本発明の工程２のキーポイントは、少なくともある程度
までは、炭化ほう素−反応性金属複合材料の微細構造体
を仕立て上げる事が可能であるということである。この
事の有用性は、炭化ほう素−アルミニウムサーメットの
反応生成物に対する硬度値が示されている第３表に示さ
れる。硬度は、多くの他の機械的性質と相関関係にある
ので、炭化ほう素−反応性金属複合材料が、加工パラメ
ーターの選択によって与えられる望ましい機械的性質を
有する構造体を提供することは明らかである。
焼成前の団結（Consolidation） 第３工程の団結は、十分に緻密な、即ち無視できる気孔
を有する微細構造体を形成するのに必要である。本発明
の工程３は、実施に当って、明らかに工程１及び２に先
行するけれども、炭化ほう素−反応性金属系が微細構造
体を提供するかどうかを決定するには、これらの他の２
つの工程を考慮することが非常に重要であり、次いで所
望の性質の特定の用途を探す事である。
炭化ほう素−反応性金属サーメットは、工程１の毛細管
現象−熱力学基準が最初に微細構造体において達成され
るならば、十分な密度に熱間圧縮又は熱間静水圧処理
（HIP）される。これなしでは、圧力形成した微細構造
体は、この状態が満足されるものより実質的に弱い。
これらの加圧技術に必要である主な装置の高コストは、
屡々これらの複合材料の製造を経済的に不利益とする。
この経費を避ける一つの手段は、これらの複合材料に対
して、反応性液相焼結のみによって十分な密度に達する
ことを可能ならしめることである。これを可能ならしめ
る為には、複合材料の予備焼成した未焼結体（green bo
dy）を適当に調製しなければならない。
適当な調製は、３つの工程、即ち、適当な出発粒度の選
択、炭化ほう素及び反応性金属粉末の共分散及び非常に
均質にして均一な方法での共分散した粉末の団結を包含
する。
正しい粒度の選択は、緻密化（densification）及び反
応−熱力学の動力学に直接影響するので重要である。即
ち、大きな炭化ほう素の出発粉末（例えば直径５〜50μ
ｍ）は、サブミクロンの炭化ほう素の出発粉末より反応
に約立つ表面積が非常に少ない。
その低い表面積による大きな粉末は、反応性液相焼結工
程中では、動力学的に遅く、それ故に焼成中、微細構造
体の転位に時間がかかる。この追加時間は、焼結体にお
いて高密度（即ち低気孔性）を達成するのに有利であ
る。
しかしながら、大きな出発成分は、一般に、小さな粒度
の微細構造体と同じ組成物ほど強くない。大きな粒度の
複合材料の微細構造体を生ずるので必ずしも望ましくな
い。しかしながら、さらに重要なのは、これらの大きな
粒度の出発成分の予備焼成団結は、未焼成体又は未焼結
体に、大きな不均質性及び不均一性を常にもたらすとい
う事実である。この事実が、通常の乾式混合、湿式混合
及びボール粉砕技術は、反応性液相焼結のみによって完
全密度を達成することのできる未焼結体を提供しない理
由である。それ故に、圧力を適用することが必要であ
る。
小さな粒度、例えば平均直径で約５μｍ以下乃至サブミ
クロンまでの出発粉末の使用によって、成分が均質かつ
均一に分布している未焼結体に達することができる。し
かしさらに重要なのは、反応性液相焼結のみの作用によ
って、閉塞させるのに十分なほど小さい、均一に分布し
ている欠陥（即ち気孔）を有する未焼結体の微細構造体
を達成することが可能であること、それによって十分に
緻密な最終複合体を達成するために、外部圧力の適用の
必然を無視することができることである。
均質にして均一に団結した未焼結体を達成するには、出
発成分粉末を、狭い粒度分布に分けるように分級するこ
とが必要である。分級は空気分級機（air classifier）
又は連続遠心分離機（continuous centifuge）によって
行なうことができる。これが、未焼結体の充填構造（pa
cking morphology）を調節するための第１工程である。
例えば、炭化ほう素とアルミニウムの出発粉末を、同じ
サイズの理想的球状であると考える。もし空間容積にお
けるすべての許容点が、未焼結体の団結中に球で充填さ
れるならば、達成される焼成前の最大密度（maximum gr
een density）は完全密度の74％である。しかしなが
ら、この理想的密充填密度は、完全密度を達成するため
に、焼成中に可成りの転位をなお必要とする。焼成前の
密度（green density）をさらに改良するためには、前
に仮定した密充填した微細構造体の間隙に適応し得る小
さなサイズの理想球状出発成分をさらに使用することが
できる。この二形式の充填構造（bimodal packing morp
hology）では、気孔の分布は極めて均一であり、単一サ
イズの（monosized）未焼結体におけるより非常に小さ
いものである。この理想的な二形式の未焼結体（bimoda
l green body）は、完全密度の90％より大きい焼成前の
密度を有すべきであり、それ故に、完全密度を達成する
には、反応性液相焼結中での転位をほとんど必要としな
い。
充填構造を調節するための次の工程は、粉末の緊密な混
合を液状分散体において確めるための出発成分の共分散
（codispersion）である。理想的な場合として、各々の
懸濁した炭化ほう素粒子が、懸濁したアルミニウム粒子
だけに隣接し、また各々の懸濁したアルミニウム粒子
が、懸濁した炭化ほう素粒子だけに隣接する状態を考え
る。この理想的場合を得ることはできないけれども、適
当な分散媒体を選択することによってこの状態に近付く
ことはできる。
炭化ほう素及び反応性金属粉末を共分散するには、同じ
粉末と異なる粉末との両方の間の反撥力が最大であるこ
とが必要である。これは、均一にして緻密な充填構造
が、未焼結体の予備焼成中に得られることを保証してい
る。組成上の均質性と均一性とを最高とするためには、
共分散した出発粉末を、好ましくは超音波方法、例えば
超音波探触子、超音波浴によって撹拌することが重要で
ある。
分散方法は、静電的又は立体的（steric）或はその組合
せに分類できる。静電的分散は、各粒子とその包囲する
流体とに関連する電荷を調節することに基づき、拡散二
重層説（diffuse−double−layer theory）に基いてい
る。立体的分散（stericdispersion）は、溶剤又は溶剤
と表面活性剤の使用を包含し、溶剤は、極性又は無極性
に分類され、表面活性剤は、陰イオン、陽イオン、非イ
オン又は両性に分類される。これらの表面活性剤の性質
及びその代表的構造を第４表に示し、それには本発明に
より使用され得る代表的表面活性剤が示されている。
特定の溶剤に部分的に溶ける表面活性剤の使用は、全粒
子間に最高の反撥力を達成せしめることができる。これ
は、粒子の表面から向けられている、拡げた指のように
突き出す各粒子の表面上での重合体（表面活性剤）の吸
収層によるものである。これらの指は、団結中に、隣接
する粒子上の他の指を押し、それによって均質にして均
一な未焼結体が得られる。
炭化ほう素とアルミニウムの出発粉末を共分散する手段
は、それに制限されないが、ジエチレントリアミンと反
応するコハク酸基に結合した約70の炭素原子のポリブテ
ン表面活性剤とともに、メチルアルコール（極性溶剤）
の使用又はベンゼン、トルエン、四塩化炭素（無極性溶
剤）の使用を包含する。
充填構造を制御する最終工程は、未焼結体への固体成分
の実際の団結を包含する。これを行うには、分散流体を
除去する方法を使用しなければならない。
２つの団結方法、スリップ（slip）成形又は遠心成形が
可能である。
スリップ成形は、２方法の中最も簡単なもので、分散媒
体に可溶性でない、多孔性成形型に共分散した固体−液
体混合物を注入することを包含する。成形型は、所望の
幾何学体の一部を満たすように成形することができる。
流体は、未焼結体中の最小のサイズの欠陥の非常に均一
にして均質な分布を有する、非常に均一にして均質の組
成状態でそれらを残している粉末の周囲より基本的に吸
い取られる。
遠心成形は、遠心分離機に位置している成形型の使用を
包含する。求心加速度（centripetal acceleration）
は、高質量（higher−mass）固体を成形型の底部で団結
せしめ、低質量液体−分散流体を、成形型の頂部に押し
上げている。この流体は、後で無用の上澄み液（unwant
ed supernant）として除かれる。
もし成形される複雑な幾何学体が、取扱のために大きな
初期強度を必要とすることがわかれば、低温度結合剤の
使用が、また未焼結体に採用されてもよい。
最適の充填構造を達成する条件、即ち本発明の工程３、
が一旦得られたならば、次いで本発明の工程１及び２
が、意図する用途に対して所望の微細構造を有する高密
度（即ち低気孔性）焼成体を得るために採用されるべき
である。
要 約 硬く、強靭で、軽量の炭化ほう素−アルミニウムサーメ
ットが、加工の原理としての基本的熱力学指針を適用す
ることにより、そしてコロイド凝固技術の使用によって
製造される。これらの技術は、他の炭化ほう素−反応性
金属組成物に同様に適用できる。
これらの複合材料の焼成工程中で、焼結は、炭化ほう素
−セラミック相が部分的に溶ける反応性液体金属相の形
成によって生起する。非平衡浸潤状態は、炭化ほう素−
金属界面での化学反応により、焼成中に生起する。これ
らの反応は、加熱中に共存する固相、液相、気相の表面
エネルギーを動的状態とし、それがまた、系の自由エネ
ルギーを低下し、反応性液体−金属相の拡散をもたら
す。
最適の毛細管現象熱力学状態だけは、所望の微細構造組
成物に対する加熱処理前に、複合材料において達成され
るべきである。この最適状態は、界面結合力をセラミッ
ク−金属界面において最高のものとする。更に、この最
適状態は、未焼結体がコロイド技術によって調製された
時に起こる緊密な接触の最高の状態で、出発成分間の緊
密な接触を可能とする。これが、界面−結合力の最高化
であり、そして反応熱力学によって製造されるときの個
々の相を、全体として、複合材料の性質に寄与せしめる
ところの、緊密な相接触である。
現在までに、炭化ほう素−アルミニウムサーメットの微
細構造体は、110ksiを超す破断弾性率（modulus of rap
uture（MOR））と を超す破壊靭性（KIC）を持つものが製造された。第１
図は、これらの性質を、種々の従来技術の材料との比較
において示すものである。
実施例１ ５ミクロンの平均直径の、80容量％のB4Cと20容量％のA
lとを、超音波探触子を使用して、エタノール中で湿式
混合した。パリス成形型（paris mold）のプラスターで
スリップ成形した。成形型から粉末を除き、703kg/cm2
（10,000psi）で冷間圧縮した。ペレットを除き、炉に
収容し、10分間、1050℃に加熱した。温度を800℃に下
げ、24時間保持した。得られた複合材料は、下記より成
るものであった。
34容量％ Ｘ相 32 〃 B4C 23 〃 AlB2 5 〃 Al 3 〃 α−AlB12 2 〃 Al4C3 1 〃 AlB12C2 実施例２ ５ミクロンの平均直径の、30容量％のB4Cと70容量％のA
lとを、超音波探触子を使用して、エタノール中で湿式
混合した。パリス成形型（paris mold）のプラスターで
スリップ成形した。成形型から粉末を除き、703kg/cm2
（10,000psi）で冷間圧縮した。ペレットを除き、炉に
収容し、５分間、1220℃に加熱した。温度を1400℃に上
げ、６時間保持した。得られた複合材料は、下記より成
るものであった。
42容量％ Al 15 〃 Al4C3 13 〃 AlB24C4 11 〃 B4C 9 〃 Al4B1-3C4 7 〃 Ｘ相 3 〃 その他（AlB12C2、α−AlB12、Ｃ） 特別に記載した実施例における変化と修正は、特許請求
の範囲によってのみ制限しようとする本発明の範囲より
逸脱することなく実施することができる。
【図面の簡単な説明】
第１図は、従来技術のセラミック材料及び本発明による
サーメット材料に対する破壊靭性対密度の図表であり、 第2A図及び第2B図は、本発明による浸潤工程を示し、 第３図は、炭化ほう素基体上のアルミニウム金属に対す
る接触角データの図表であり、 第４図は、本発明により製造される組成物を図式的に示
す、炭化ほう素−アルミニウムに対する反応系列地図で
あり、 第５図は、炭化ほう素に対する均質性範囲を示すもので
ある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 アレクサンダー ジェイ ピジク アメリカ合衆国 ワシントン州 98107 シアトル ノース ウエスト フィフティ シックスス ストリート 1111 (72)発明者 イルハン エイ アクセイ アメリカ合衆国 ワシントン州 98155 シアトル ノース イースト ワンハンド レッドアンドナインティフィフス ストリ ート 3729 (56)参考文献 特開 昭47−8078（ＪＰ，Ａ) 米国特許4104062（ＵＳ，Ａ) 米国特許3364152（ＵＳ，Ａ)

Claims (7)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】次の工程を含む、炭化ほう素−反応性金属
    組成物の製造方法。 ｉ）炭化ほう素粉末及び、Al,As,Ba,Be,Ca,Co,Cr,Fe,H
    f,Ir,La,Li,Mg,Mn,Mo,Na,Nb,Ni,Os,Pd,Pt,Pu,Re,Rh,Ru,
    Sc,Si,Sr,Ta,Tc,Th,Ti,U,V,W,Y,Zr、それらの２種又は
    それ以上の合金、及び処理中に金属状態に還元されるそ
    れらの化合物からなる群から選ばれる反応性金属粉末
    を、共分散して混合物を形成する工程、 ii）該混合物を成形して、焼成前の密度が完全密度の90
    ％以上である未焼結体とする工程、 iii）炭化ほう素−反応性金属界面間の物質移動を達成
    し、該反応性金属の実質的消耗を伴うことなしに炭化ほ
    う素と反応性金属間の界面反応を生起するために該未焼
    結体を焼結する工程、及び iv）得られた焼結体を完全密度まで焼成し、金属相中に
    均質に分散した炭化ほう素と反応性金属の反応生成物を
    含む複数のセラミック相を含む微細構造を有する組成物
    を造る工程。
  2. 【請求項２】金属がアルミニウムである特許請求の範囲
    第（１）項記載の方法。
  3. 【請求項３】焼結が、1050℃〜1250℃の温度で、２〜10
    分間の加熱で行われる特許請求の範囲第（２）項記載の
    方法。
  4. 【請求項４】焼成が、800℃〜1400℃の温度で、少なく
    とも10分間の加熱で行われる特許請求の範囲第（２）又
    は第（３）項記載の方法。
  5. 【請求項５】該炭化ほう素粉末及び反応性金属粉末が、
    50ミクロン以上１ミクロン未満の粒径範囲にあり、少な
    くとも２つの実質的に異なる粒径からなる特許請求の範
    囲第（１）項〜第（４）項のいずれか１項記載の方法。
  6. 【請求項６】共分散が、該粒子を溶媒中に入れて、溶媒
    用の表面活性剤の存在下に行われる特許請求の範囲第
    （１）項〜第（５）項のいずれか１項記載の方法。
  7. 【請求項７】該成形が、スリップ成形又は遠心成形によ
    って行われる特許請求の範囲第（１）項〜第（６）項の
    いずれか１項記載の方法。
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Families Citing this family (105)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA1218250A (en) * 1982-12-30 1987-02-24 Martin R. Reeve Metallic materials re-inforced by a continuous network of a ceramic phase
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
US4624705A (en) * 1986-04-04 1986-11-25 Inco Alloys International, Inc. Mechanical alloying
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
US5268339A (en) * 1986-09-17 1993-12-07 Lanxide Technology Company, Lp Method for in situ tailoring the component of ceramic articles
US5633213A (en) * 1986-09-17 1997-05-27 Lanxide Technology Company, Lp Method for in situ tailoring the component of ceramic articles
US4704250A (en) * 1986-11-04 1987-11-03 The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy Method for making boron carbide cermets
US4800065A (en) * 1986-12-19 1989-01-24 Martin Marietta Corporation Process for making ceramic-ceramic composites and products thereof
US5254509A (en) * 1987-01-13 1993-10-19 Lanxide Technology Company, Lp Production of metal carbide articles
US5082807A (en) * 1987-01-13 1992-01-21 Lanxide Technology Company, Lp Production of metal carbide articles
US5401694A (en) * 1987-01-13 1995-03-28 Lanxide Technology Company, Lp Production of metal carbide articles
US4891338A (en) * 1987-01-13 1990-01-02 Lanxide Technology Company, Lp Production of metal carbide articles
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
US4885130A (en) * 1987-07-15 1989-12-05 Lanxide Technology Company, Lp Process for preparing self-supporting bodies and products produced thereby
US5298051A (en) * 1987-12-23 1994-03-29 Lanxide Technology Company, Lp Method of modifying ceramic composite bodies by a post-treatment process and articles produced thereby
US4915736A (en) * 1987-12-23 1990-04-10 Lanxide Technology Company, Lp Method of modifying ceramic composite bodies by carburization process and articles produced thereby
US5066622A (en) * 1987-12-23 1991-11-19 Lanxide Technology Company, Lp Method of producing and modifying the properties of ceramic composite bodies
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
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
US4961778A (en) * 1988-01-13 1990-10-09 The Dow Chemical Company Densification of ceramic-metal composites
US4994219A (en) * 1988-03-08 1991-02-19 Allied-Signal Inc. Method for forming a high strength silicon nitride
US4870036A (en) * 1988-03-08 1989-09-26 Allied-Signal Inc. High strength silicon nitride
US4961780A (en) * 1988-06-29 1990-10-09 Vermont American Corporation Boron-treated hard metal
US5116416A (en) * 1988-03-11 1992-05-26 Vermont American Corporation Boron-treated hard metal
US4834938A (en) * 1988-04-25 1989-05-30 The Dow Chemical Company Method for making composite articles that include complex internal geometry
US5006417A (en) * 1988-06-09 1991-04-09 Advanced Composite Materials Corporation Ternary metal matrix composite
US5106702A (en) * 1988-08-04 1992-04-21 Advanced Composite Materials Corporation Reinforced aluminum matrix composite
US5518061A (en) * 1988-11-10 1996-05-21 Lanxide Technology Company, Lp Method of modifying the properties of a metal matrix composite body
US5372178A (en) * 1989-01-13 1994-12-13 Lanxide Technology Company, Lp Method of producing ceramic composite bodies
US5010044A (en) * 1989-01-13 1991-04-23 Lanxide Technology Company, Lp. Process for preparing self-supporting bodies and products produced thereby
US5004714A (en) * 1989-01-13 1991-04-02 Lanxide Technology Company, Lp Method of modifying ceramic composite bodies by a post-treatment process and articles 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
US5238883A (en) * 1989-01-13 1993-08-24 Lanxide Technology Company, Lp Process for preparing self-supporting bodies and products produced thereby
US5019539A (en) * 1989-01-13 1991-05-28 Lanxide Technology Company, Lp Process for preparing self-supporting bodies having controlled porosity and graded properties and products produced thereby
US5011063A (en) * 1989-01-13 1991-04-30 Lanxide Technology Company, Lp Method of bonding a ceramic composite body to a second body and articles produced thereby
IL92396A0 (en) * 1989-01-13 1990-07-26 Lanxide Technology Co Ltd Method of producing ceramic composite bodies
US5187128A (en) * 1989-01-13 1993-02-16 Lanxide Technology Company, Lp Process for preparing self-supporting bodies
US4885131A (en) * 1989-01-13 1989-12-05 Lanxide Technology Company, Lp Process for preparing self-supporting bodies and products produced thereby
US5104029A (en) * 1989-01-13 1992-04-14 Lanxide Technology Company, Lp Method of bonding a ceramic composite body to a second body and articles produced thereby
US4904446A (en) * 1989-01-13 1990-02-27 Lanxide Technology Company, Lp Process for preparing self-supporting bodies and products made thereby
US5039633A (en) * 1989-09-14 1991-08-13 The Dow Chemical Company B4C/Al cermets and method for making same
US5227345A (en) * 1990-05-03 1993-07-13 The Dow Chemical Company Powder mixtures including ceramics and metal compounds
US5112654A (en) * 1990-06-25 1992-05-12 Lanxide Technology Company, Lp Method for forming a surface coating
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
US5120684A (en) * 1990-07-12 1992-06-09 Lanxide Technology Company, Lp Pressure assisted technique for forming self-supporting composite bodies and articles formed thereby
EP0538417B1 (en) * 1990-07-12 1995-01-25 Lanxide Technology Company, Lp Joining methods for ceramic composite bodies
US5264401A (en) * 1990-07-12 1993-11-23 Lanxide Technology Company, Lp Pressure assisted technique for forming self-supporting composite bodies and articles formed thereby
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
US5203488A (en) * 1990-07-12 1993-04-20 Lanxide Technology Company, Lp Method for joining ceramic composite bodies and articles formed thereby
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
US5273709A (en) * 1990-10-01 1993-12-28 Thermal Technology Inc. High neutron absorbing refractory compositions of matter and methods for their manufacture
US5156804A (en) * 1990-10-01 1992-10-20 Thermal Technology, Inc. High neutron-absorbing refractory compositions of matter and methods for their manufacture
EP0484014A1 (en) * 1990-11-02 1992-05-06 The Dow Chemical Company Boron carbide-reactive metal cermets having microstructure tailored by post-densification heat treatment
US5298468A (en) * 1990-11-02 1994-03-29 The Dow Chemical Company Boron carbide-aluminum cermets having microstructures tailored by a post-densification heat treatment
US5166105A (en) * 1990-12-10 1992-11-24 Lanxide Technology Company, Lp Process for preparing self-supporting ceramic composite bodies and bodies produced thereby
US5500182A (en) * 1991-07-12 1996-03-19 Lanxide Technology Company, Lp Ceramic composite bodies with increased metal content
US5435966A (en) * 1991-07-12 1995-07-25 Lanxide Technology Company, Lp Reduced metal content ceramic composite bodies
US5308422A (en) * 1991-08-12 1994-05-03 The Washington Technology Center Method of making ceramic/metal composites with layers of high and low metal content
US5240495A (en) * 1992-04-02 1993-08-31 Cornell Research Foundation, Inc. In situ formation of metal-ceramic oxide microstructures
US5258337A (en) * 1992-06-18 1993-11-02 W. R. Grace & Co.-Conn. Reaction processing of AlN/B4 C composites
US5521016A (en) * 1992-07-17 1996-05-28 The Dow Chemical Company Light weight boron carbide/aluminum cermets
CA2139322A1 (en) * 1992-07-17 1994-02-03 Aleksander J. Pyzik Method of preparing boron carbide/aluminum cermets having a controlled microstructure
US5451365A (en) * 1993-05-24 1995-09-19 Drexel University Methods for densifying and strengthening ceramic-ceramic composites by transient plastic phase processing
US5486278A (en) * 1993-06-02 1996-01-23 Moltech Invent S.A. Treating prebaked carbon components for aluminum production, the treated components thereof, and the components use in an electrolytic cell
US5848349A (en) * 1993-06-25 1998-12-08 Lanxide Technology Company, Lp Method of modifying the properties of a metal matrix composite body
US5980602A (en) * 1994-01-19 1999-11-09 Alyn Corporation Metal matrix composite
US5722033A (en) * 1994-01-19 1998-02-24 Alyn Corporation Fabrication methods for metal matrix composites
US5669059A (en) * 1994-01-19 1997-09-16 Alyn Corporation Metal matrix compositions and method of manufacturing thereof
US6702068B1 (en) * 1994-12-08 2004-03-09 Goodrich Corporation Aircraft brake
US5672435A (en) * 1994-12-12 1997-09-30 The Dow Chemical Company Hard disk drive components and methods of making same
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
US5753382A (en) * 1996-01-10 1998-05-19 Moltech Invent S.A. Carbon bodies resistant to deterioration by oxidizing gases
US5957251A (en) * 1996-05-02 1999-09-28 The Dow Chemical Company Brake or clutch components having a ceramic-metal composite friction material
US5878849A (en) * 1996-05-02 1999-03-09 The Dow Chemical Company Ceramic metal composite brake components and manufacture thereof
US5925039A (en) * 1996-06-12 1999-07-20 Iti Medical Technologies, Inc. Electrosurgical instrument with conductive ceramic or cermet and method of making same
ATE286297T1 (de) * 1996-07-01 2005-01-15 Dyson Us Holdings Inc Magnetplattensubstrate aus keramik-metall matrix kompositen mit oder ohne metallbeschichtung
US5712014A (en) * 1996-07-01 1998-01-27 Alyn Corporation Metal matrix compositions for substrates used to make magnetic disks for hard disk drives
US5895696A (en) * 1996-07-01 1999-04-20 Alyn Corporation Metal-clad ceramic-metal matrix composites for magnetic disk substrates for hard disk drives
US5948495A (en) * 1996-07-01 1999-09-07 Alyn Corporation Ceramic-metal matrix composites for magnetic disk substrates for hard disk drives
US5700962A (en) * 1996-07-01 1997-12-23 Alyn Corporation Metal matrix compositions for neutron shielding applications
US8268234B2 (en) 1997-03-31 2012-09-18 Lawrence Livermore National Security, Llc Cermets from molten metal infiltration processing
US6042627A (en) * 1997-04-29 2000-03-28 The Dow Chemical Company Aluminum-boron-carbon abrasive article and method to form said article
US6332906B1 (en) 1998-03-24 2001-12-25 California Consolidated Technology, Inc. Aluminum-silicon alloy formed from a metal powder
US5965829A (en) * 1998-04-14 1999-10-12 Reynolds Metals Company Radiation absorbing refractory composition
US6458466B1 (en) 1998-04-24 2002-10-01 Dow Global Technologies Inc. Brake or clutch components having a ceramic-metal composite friction material
DE19926056B4 (de) * 1999-06-08 2004-03-25 Gkss-Forschungszentrum Geesthacht Gmbh Einrichtung zur Analyse atomarer und/oder molekularer Elemente mittels wellenlängendispersiver, röntgenspektrometrischer Einrichtungen
EP1119006B1 (en) * 1999-07-30 2006-09-20 Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. Aluminum composite material having neutron-absorbing ability
JP3297412B2 (ja) * 1999-11-01 2002-07-02 三菱重工業株式会社 中性子吸収棒、この挿入装置、キャスク、および使用済み核燃料集合体の搬送・貯蔵方法
JP3207841B1 (ja) 2000-07-12 2001-09-10 三菱重工業株式会社 アルミニウム複合粉末およびその製造方法、アルミニウム複合材料、使用済み燃料貯蔵部材およびその製造方法
JP2004510674A (ja) 2000-09-29 2004-04-08 グッドリッチ・コーポレイション 炭化ホウ素をベースとしたセラミックマトリックス複合材料
ES2248600T3 (es) * 2001-08-29 2006-03-16 Dow Global Technologies Inc. Material compuesto de aluminio metalico y ceramica que contiene boro y metodo para formar el material compuesto.
ES2269815T3 (es) * 2001-09-24 2007-04-01 Saffil Limited Materiales compuestos de matriz metalica de aluminio, magnesio y titanio producidos a base de hexaboruro de calcio.
US20030056861A1 (en) * 2001-09-24 2003-03-27 Weaver Samuel C. Metal matrix composites of aluminum, magnesium and titanium using calcium hexaboride
US6741669B2 (en) 2001-10-25 2004-05-25 Kenneth O. Lindquist Neutron absorber systems and method for absorbing neutrons
US20060141237A1 (en) * 2004-12-23 2006-06-29 Katherine Leighton Metal-ceramic materials
CN101528407B (zh) * 2006-10-18 2012-01-04 陶氏环球技术公司 粘合铝-硼-碳复合材料的改进方法
KR101110788B1 (ko) * 2009-08-13 2012-03-13 한국기계연구원 탄소열환원공정을 이용한 Ａｌ３ＢＣ３의 제조방법
JP2017534059A (ja) * 2014-11-10 2017-11-16 スリーエム イノベイティブ プロパティズ カンパニー 放射線遮蔽組成物及びその製造方法
EP3289108B1 (en) * 2015-05-01 2020-06-17 Université Du Québec À Chicoutimi Composite material having improved mechanical properties at elevated temperatures
CN107973608A (zh) * 2017-11-22 2018-05-01 中国兵器科学研究院宁波分院 一种常压烧结碳化硼陶瓷用的增韧烧结助剂及其制备方法
CN109293363B (zh) * 2018-10-24 2021-10-22 浙江吉成新材股份有限公司 一种铝碳化硼复合材料的制备方法
CN111573687A (zh) * 2019-11-15 2020-08-25 上海核工程研究设计院有限公司 一种高硼装载量的中子吸收体材料
CN116136004B (zh) * 2023-04-18 2023-06-16 合肥工业大学 一种梯度式多层级结构的铝基复合材料

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3364152A (en) 1964-01-23 1968-01-16 Kempten Elektroschmelz Gmbh Process for the manufacture of a boron, aluminum or alkaline earth metal, and carbon composition and product
US4104062A (en) 1969-08-13 1978-08-01 Norton Company Process for making aluminum modified boron carbide and products resulting therefrom

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2746133A (en) * 1951-10-16 1956-05-22 Norton Co Process of making boron carbide containing aluminum, and products thereof
US3178807A (en) * 1961-10-05 1965-04-20 Du Pont Cermet of aluminum with boron carbide or silicon carbide
GB1325204A (en) * 1970-10-07 1973-08-01 United States Borax Chem Production of hard articles of a boron-carbon compound
JPS59184767A (ja) * 1983-04-05 1984-10-20 東芝タンガロイ株式会社 Ｂ↓４ｃの高強度高密度焼結体およびその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3364152A (en) 1964-01-23 1968-01-16 Kempten Elektroschmelz Gmbh Process for the manufacture of a boron, aluminum or alkaline earth metal, and carbon composition and product
US4104062A (en) 1969-08-13 1978-08-01 Norton Company Process for making aluminum modified boron carbide and products resulting therefrom

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Publication number Publication date
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