JPH08269592A - 導電性サーメットの製造方法 - Google Patents
導電性サーメットの製造方法Info
- Publication number
- JPH08269592A JPH08269592A JP8028726A JP2872696A JPH08269592A JP H08269592 A JPH08269592 A JP H08269592A JP 8028726 A JP8028726 A JP 8028726A JP 2872696 A JP2872696 A JP 2872696A JP H08269592 A JPH08269592 A JP H08269592A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- powder
- ceramic
- noble metal
- phase
- sintering
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
- H01B1/00—Conductors or conductive bodies characterised by the conductive materials; Selection of materials as conductors
- H01B1/14—Conductive material dispersed in non-conductive inorganic material
- H01B1/16—Conductive material dispersed in non-conductive inorganic material the conductive material comprising metals or alloys
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
- B22F1/05—Metallic powder characterised by the size or surface area of the particles
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
- B22F1/06—Metallic powder characterised by the shape of the particles
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
- B22F1/12—Metallic powder containing non-metallic particles
-
- 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
- C22C29/12—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on oxides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
- C22C32/001—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with only oxides
- C22C32/0015—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with only oxides with only single oxides as main non-metallic constituents
- C22C32/0021—Matrix based on noble metals, Cu or alloys thereof
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Nanotechnology (AREA)
- Dispersion Chemistry (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 高温耐性セラミックおよび貴金属の粉末を混
合し、生地体を形成し、未加工物体を焼結して、金属相
からなるつながりのある網状組織を有するサーメットに
することにより、３５容量％以下の貴金属含量を有する
導電性サーメットを製造する公知方法から出発して、高
温耐性材料を基礎とする良好な導電性および高い密度を
有するサーメットの製造を可能にする方法を提供する。 【解決方法】 生地体形成のために僅かな焼結活性を有
する貴金属粉末を使用し、その際生地体を緻密焼結する
場合の貴金属相の体積減少はセラミック粉末により形成
されるセラミック相の体積減少よりも僅かである。
合し、生地体を形成し、未加工物体を焼結して、金属相
からなるつながりのある網状組織を有するサーメットに
することにより、３５容量％以下の貴金属含量を有する
導電性サーメットを製造する公知方法から出発して、高
温耐性材料を基礎とする良好な導電性および高い密度を
有するサーメットの製造を可能にする方法を提供する。 【解決方法】 生地体形成のために僅かな焼結活性を有
する貴金属粉末を使用し、その際生地体を緻密焼結する
場合の貴金属相の体積減少はセラミック粉末により形成
されるセラミック相の体積減少よりも僅かである。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高温耐性セラミッ
クおよび貴金属の粉末を混合し、粉末混合物からなる生
地体を成形し、生地体を、緻密なセラミック相およびつ
ながりのある、金属相からなる網状組織を有するサーメ
ットの形成下に焼結することにより、３５容量％以下の
貴金属分量を有する導電性サーメットを製造する方法に
関する。
クおよび貴金属の粉末を混合し、粉末混合物からなる生
地体を成形し、生地体を、緻密なセラミック相およびつ
ながりのある、金属相からなる網状組織を有するサーメ
ットの形成下に焼結することにより、３５容量％以下の
貴金属分量を有する導電性サーメットを製造する方法に
関する。
【０００２】３５容量％以下の貴金属分量を有する導電
性サーメットの製造方法は、高温耐性セラミックおよび
貴金属の粉末を混合し、生地体を成形し、生地体を金属
相からなるつながりのある網状組織に焼結することによ
る。
性サーメットの製造方法は、高温耐性セラミックおよび
貴金属の粉末を混合し、生地体を成形し、生地体を金属
相からなるつながりのある網状組織に焼結することによ
る。
【０００３】サーメットとは、セラミック成分および金
属成分の密接な混合物を表わす。このサーメットは、セ
ラミックの耐食性および硬度を金属の導電性および強度
と結合する。サーメットは、たとえば放電灯における電
気のブッシング、点火プラグにまたは電気の質量流量計
におけるセンサ素子の製造に使用される。
属成分の密接な混合物を表わす。このサーメットは、セ
ラミックの耐食性および硬度を金属の導電性および強度
と結合する。サーメットは、たとえば放電灯における電
気のブッシング、点火プラグにまたは電気の質量流量計
におけるセンサ素子の製造に使用される。
【０００４】このようなサーメットを製造するための上
記部類の方法は、ドイツ国特許（ＤＥ−Ａ）第１２６５
８６４７号から公知である。ここには、差し当たり酸化
アルミニウム粉末からなる分散液を、、セラミック相と
金属相との間の接着助剤を形成する硝酸クロムの添加下
に製造することが提案されている。分散液を蒸発濃縮し
た後、製造された個々の粒子に、還元剤の存在下に塩化
白金酸またはテトラミン・塩化白金の溶液にさらし、こ
の溶液から白金を個々の粒子上に析出させることによ
り、貴金属、たとえば白金からなる皮膜を設ける。これ
により、個々の粒子を包含する、大体においてつながり
のある貴金属からなるスケルトン状の組織が得られる。
こうして製造された生地体を約１４００℃で焼結した
後、良好な導電性を有するサーメットが得られる。導電
性は、形成された、つながりのあるスケルトン状の金属
相組織に基づく。白金金属の容量割合は、公知サーメッ
トではたとえば約１２．５％である。
記部類の方法は、ドイツ国特許（ＤＥ−Ａ）第１２６５
８６４７号から公知である。ここには、差し当たり酸化
アルミニウム粉末からなる分散液を、、セラミック相と
金属相との間の接着助剤を形成する硝酸クロムの添加下
に製造することが提案されている。分散液を蒸発濃縮し
た後、製造された個々の粒子に、還元剤の存在下に塩化
白金酸またはテトラミン・塩化白金の溶液にさらし、こ
の溶液から白金を個々の粒子上に析出させることによ
り、貴金属、たとえば白金からなる皮膜を設ける。これ
により、個々の粒子を包含する、大体においてつながり
のある貴金属からなるスケルトン状の組織が得られる。
こうして製造された生地体を約１４００℃で焼結した
後、良好な導電性を有するサーメットが得られる。導電
性は、形成された、つながりのあるスケルトン状の金属
相組織に基づく。白金金属の容量割合は、公知サーメッ
トではたとえば約１２．５％である。
【０００５】この方法を用いると、低い白金含量におい
て良好な導電性を有するサーメットを製造することがで
きる。しかし、僅かな貴金属含量を有するこのようなサ
ーメットの導電性は、約１５００℃以上の高い温度で焼
結した後、急速に低下することが判明した。しかし、幾
つかの使用目的には、高い強度または気密な組織が必要
とされる。酸化アルミニウムまたは酸化ジルコニウムの
ような高温耐性材料を基礎とする強固で緻密なセラミッ
ク相の製造は、少なくとも１５００℃の焼結温度を必要
とする。高い温度で焼結する際の導電性の低下は、たと
えば４０容量％の高い貴金属含量によって避けることの
できることが判明した。しかし、高い貴金属含量は必然
的にサーメットの高い材料費と結合している。
て良好な導電性を有するサーメットを製造することがで
きる。しかし、僅かな貴金属含量を有するこのようなサ
ーメットの導電性は、約１５００℃以上の高い温度で焼
結した後、急速に低下することが判明した。しかし、幾
つかの使用目的には、高い強度または気密な組織が必要
とされる。酸化アルミニウムまたは酸化ジルコニウムの
ような高温耐性材料を基礎とする強固で緻密なセラミッ
ク相の製造は、少なくとも１５００℃の焼結温度を必要
とする。高い温度で焼結する際の導電性の低下は、たと
えば４０容量％の高い貴金属含量によって避けることの
できることが判明した。しかし、高い貴金属含量は必然
的にサーメットの高い材料費と結合している。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】従って、本発明の課題
は、良好な導電性および高い密度を有すると同時に貴金
属割合の僅かな高温耐性材料を基礎とするサーメットの
製造を可能にする方法を提供することである。
は、良好な導電性および高い密度を有すると同時に貴金
属割合の僅かな高温耐性材料を基礎とするサーメットの
製造を可能にする方法を提供することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】この課題は、冒頭に記載
した方法から出発して本発明により、金属相の形成下に
焼結する際に、セラミック相形成の際のセラミック粉末
よりも小さい体積減少および僅かな焼結活性を有する貴
金属粉末を使用することによって解決される。僅かな貴
金属含量を有する生地体を高い温度で焼結する際の導電
性低下に対する可能な説明は、金属相が加熱する際にそ
の表面の縮小および表面エネルギーの減少下に収縮する
ことである。これにより、たとえばつながりのある金属
組織の微細な分枝が分離しうる。その結果、サーメット
の導電性が減少する。これは、生地体形成のために僅か
な焼結活性を有する貴金属粉末を使用することによって
避けられる。これにより、小さい半径を丸くして金属相
の表面縮小を生じる、金属相の焼結を惹起する輸送過程
は全く経過しないかまたは僅かな程度経過するにすぎな
い。生地物体中に実現される貴金属の微細構造は、高い
温度で焼結した後も維持され；金属相の微細な分枝は遮
断されない。貴金属の焼結活性の減少は、多数の公知手
段、たとえば結晶成長阻止添加剤、貴金属粉末の狭い粒
度分布、僅かな表面エネルギーを包含する、粉末の個々
の粒子の形態学によるかまたは粉末全体の僅かな比表面
積によって達成することができる。有利には、使用した
セラミック粉末は高い焼結活性を有する。
した方法から出発して本発明により、金属相の形成下に
焼結する際に、セラミック相形成の際のセラミック粉末
よりも小さい体積減少および僅かな焼結活性を有する貴
金属粉末を使用することによって解決される。僅かな貴
金属含量を有する生地体を高い温度で焼結する際の導電
性低下に対する可能な説明は、金属相が加熱する際にそ
の表面の縮小および表面エネルギーの減少下に収縮する
ことである。これにより、たとえばつながりのある金属
組織の微細な分枝が分離しうる。その結果、サーメット
の導電性が減少する。これは、生地体形成のために僅か
な焼結活性を有する貴金属粉末を使用することによって
避けられる。これにより、小さい半径を丸くして金属相
の表面縮小を生じる、金属相の焼結を惹起する輸送過程
は全く経過しないかまたは僅かな程度経過するにすぎな
い。生地物体中に実現される貴金属の微細構造は、高い
温度で焼結した後も維持され；金属相の微細な分枝は遮
断されない。貴金属の焼結活性の減少は、多数の公知手
段、たとえば結晶成長阻止添加剤、貴金属粉末の狭い粒
度分布、僅かな表面エネルギーを包含する、粉末の個々
の粒子の形態学によるかまたは粉末全体の僅かな比表面
積によって達成することができる。有利には、使用した
セラミック粉末は高い焼結活性を有する。
【０００８】生地体を緻密焼結する際の金属相の体積減
少は、セラミック粉末により形成されるセラミック相の
体積減少よりも僅かであることにより、緻密焼結の経過
中に、金属相の収縮性生地体中で利用される相対的体積
が減少する。セラミック相は、いわば貴金属粉末の骨組
上に収縮する。その際、むしろ生地体中に互いに分離し
て存在する貴金属含有範囲は互いに結合しうる。貴金属
含有範囲の微細な分枝の分離は阻止される。従って、緻
密焼結されたサーメットの導電性は、生地体の導電性よ
りも高い。この効果は、セラミック相および金属相の体
積減少が大きく相違すればするほど、ますます顕著であ
る。焼結する際のそれぞれの体積減少の間にできるだけ
大きい差異を形成するために、非常に小さい体積減少を
有する貴金属粉末および／または非常に大きい体積減少
を有するセラミック粉末を選択することができる。
少は、セラミック粉末により形成されるセラミック相の
体積減少よりも僅かであることにより、緻密焼結の経過
中に、金属相の収縮性生地体中で利用される相対的体積
が減少する。セラミック相は、いわば貴金属粉末の骨組
上に収縮する。その際、むしろ生地体中に互いに分離し
て存在する貴金属含有範囲は互いに結合しうる。貴金属
含有範囲の微細な分枝の分離は阻止される。従って、緻
密焼結されたサーメットの導電性は、生地体の導電性よ
りも高い。この効果は、セラミック相および金属相の体
積減少が大きく相違すればするほど、ますます顕著であ
る。焼結する際のそれぞれの体積減少の間にできるだけ
大きい差異を形成するために、非常に小さい体積減少を
有する貴金属粉末および／または非常に大きい体積減少
を有するセラミック粉末を選択することができる。
【０００９】生地体の形成に使用された粉末の体積減少
は、膨張計測定により確かめられる。このために、相当
する膨張計試験片を、貴金属粉末およびセラミック粉末
の冷間プレス加工によって製造する。これらの測定の
際、事情によっては貴金属粉末においてむしろ加熱する
際に体積増加が観察される。この体積増加は、たとえば
前製造した試験片の緩和過程によって説明される。これ
に関して、請求項１に“小さい”と記載した、貴金属粉
末を焼結する際の体積減少は体積増加とも理解される。
は、膨張計測定により確かめられる。このために、相当
する膨張計試験片を、貴金属粉末およびセラミック粉末
の冷間プレス加工によって製造する。これらの測定の
際、事情によっては貴金属粉末においてむしろ加熱する
際に体積増加が観察される。この体積増加は、たとえば
前製造した試験片の緩和過程によって説明される。これ
に関して、請求項１に“小さい”と記載した、貴金属粉
末を焼結する際の体積減少は体積増加とも理解される。
【００１０】貴金属粉末は、セラミック粉末よりも僅か
な焼結活性を有する。貴金属粉末およびセラミック粉末
の焼結活性の比較は、それぞれの粉末の冷間前圧縮され
た試験片を、粒子成長の観察下に加熱することによって
行われる。粒子成長が低い温度で起きるような粉末は、
僅かな焼結活性を有する。
な焼結活性を有する。貴金属粉末およびセラミック粉末
の焼結活性の比較は、それぞれの粉末の冷間前圧縮され
た試験片を、粒子成長の観察下に加熱することによって
行われる。粒子成長が低い温度で起きるような粉末は、
僅かな焼結活性を有する。
【００１１】ＢＥＴ法により測定して１ｍ2／ｇよりも
小さい、とくに０．１ｍ2／ｇよりも小さい比表面積を
有する貴金属粉末を使用する場合に、とくに良好な結果
が得られる。かかる粉末においては、焼結活性は僅かな
表面エネルギーに基づき特に低い。従って、このような
粉末を用いて製造された、生地体中の構造および網状組
織は、１５００℃以上の温度で焼結する場合にも維持さ
れる。
小さい、とくに０．１ｍ2／ｇよりも小さい比表面積を
有する貴金属粉末を使用する場合に、とくに良好な結果
が得られる。かかる粉末においては、焼結活性は僅かな
表面エネルギーに基づき特に低い。従って、このような
粉末を用いて製造された、生地体中の構造および網状組
織は、１５００℃以上の温度で焼結する場合にも維持さ
れる。
【００１２】５０重量％が２０μｍよりも小さい、とく
に１５μｍよりも小さい粒度を有し、１０重量％が少な
くとも２μｍ，とくに少なくとも４μｍの粒度を有する
貴金属粉末を使用するのが有利であることが判明した。
このような粉末は、比較的狭い粒度分布および緩慢な焼
結に有利な平均粒度を有する。非常に小さい粒子は、そ
の小さい半径に基づき高い表面エネルギー、ひいては高
い焼結活性を有するので、できるだけ避ける。小さい粒
子のほかに非常に大きい原料粒子は、増強された粒子成
長、“巨大粒子”の周りの範囲で貴金属が乏しくなるい
いわゆる巨大粒子成長を経験する。この貴金属貧化が、
線条細工の網状組織の分離を生じ得る。狭い粒度分布
は、焼結速度を付加的に減少する。
に１５μｍよりも小さい粒度を有し、１０重量％が少な
くとも２μｍ，とくに少なくとも４μｍの粒度を有する
貴金属粉末を使用するのが有利であることが判明した。
このような粉末は、比較的狭い粒度分布および緩慢な焼
結に有利な平均粒度を有する。非常に小さい粒子は、そ
の小さい半径に基づき高い表面エネルギー、ひいては高
い焼結活性を有するので、できるだけ避ける。小さい粒
子のほかに非常に大きい原料粒子は、増強された粒子成
長、“巨大粒子”の周りの範囲で貴金属が乏しくなるい
いわゆる巨大粒子成長を経験する。この貴金属貧化が、
線条細工の網状組織の分離を生じ得る。狭い粒度分布
は、焼結速度を付加的に減少する。
【００１３】ＢＥＴ法により測定した比表面積が貴金属
粉末の比表面積よりも少なくとも２０倍大きいセラミッ
ク粉末を使用する方法が好ましい。比表面積は、焼結活
性の尺度である。貴金属粉末と比べて比較的大きい比表
面積を有するセラミック粉末においては、高い焼結活性
が期待される。それとともに、セラミック相の早期体積
減少が保証されている。この点で、貴金属粉末の少なく
とも１／１０の平均粒度を有し、その際セラミック粉末
の少なくとも９０重量％が最大５μｍの粒度を有するセ
ラミック粉末を使用するのが有利であることが判明し
た。
粉末の比表面積よりも少なくとも２０倍大きいセラミッ
ク粉末を使用する方法が好ましい。比表面積は、焼結活
性の尺度である。貴金属粉末と比べて比較的大きい比表
面積を有するセラミック粉末においては、高い焼結活性
が期待される。それとともに、セラミック相の早期体積
減少が保証されている。この点で、貴金属粉末の少なく
とも１／１０の平均粒度を有し、その際セラミック粉末
の少なくとも９０重量％が最大５μｍの粒度を有するセ
ラミック粉末を使用するのが有利であることが判明し
た。
【００１４】生地体を緻密焼結する際の金属相の体積減
少がセラミック相の体積減少の少なくとも５％、とくに
１０％小さい貴金属粉末を使用するのがとくに有利であ
ることが判明した。体積収縮率だけが重要であるので、
適当な原料物質の選択は貴金属粉末の代わりにセラミッ
ク粉末を目指していてもよい。冒頭に既に説明したよう
に、特定の事情の下では貴金属粉末において観察される
体積収縮はゼロまたはむしろマイナスであってもよい。
少がセラミック相の体積減少の少なくとも５％、とくに
１０％小さい貴金属粉末を使用するのがとくに有利であ
ることが判明した。体積収縮率だけが重要であるので、
適当な原料物質の選択は貴金属粉末の代わりにセラミッ
ク粉末を目指していてもよい。冒頭に既に説明したよう
に、特定の事情の下では貴金属粉末において観察される
体積収縮はゼロまたはむしろマイナスであってもよい。
【００１５】有利には、体積減少が金属相の体積収縮よ
りも低い温度で起きるセラミック粉末が使用される。こ
れにより、金属相は緻密焼結の間どの時点でも生地体内
で、そのもとの相対的体積よりも大きい相対的体積を利
用することが確保されている。こうして、金属相の微細
な分枝の分裂が阻止される。
りも低い温度で起きるセラミック粉末が使用される。こ
れにより、金属相は緻密焼結の間どの時点でも生地体内
で、そのもとの相対的体積よりも大きい相対的体積を利
用することが確保されている。こうして、金属相の微細
な分枝の分裂が阻止される。
【００１６】貴金属粉末として白金粉末を使用し、高温
耐性セラミックが酸化アルミニウムを含有し、かつ１５
００℃〜１７５０℃の温度、とくに白金の融点に接近し
ている温度で焼結する方法が特に有利であることが判明
した。この場合、とくに緻密なサーメットが製造され
る。このような方法を用いると、下方へ２５容量％まで
の白金含量においても非常に高い導電性を有する緻密焼
結されたサーメットが製造できることが判明した。好ま
しい焼結温度は、約１７００℃である。
耐性セラミックが酸化アルミニウムを含有し、かつ１５
００℃〜１７５０℃の温度、とくに白金の融点に接近し
ている温度で焼結する方法が特に有利であることが判明
した。この場合、とくに緻密なサーメットが製造され
る。このような方法を用いると、下方へ２５容量％まで
の白金含量においても非常に高い導電性を有する緻密焼
結されたサーメットが製造できることが判明した。好ま
しい焼結温度は、約１７００℃である。
【００１７】本発明の１実施例は図面に示されており、
下記に詳述する。
下記に詳述する。
【００１８】
【実施例】図１および２による２つの検鏡試片の２成分
図には、セラミック相が黒、金属相が白く示されてい
る。セラミック相は、その都度酸化アルミニウムであ
り、金属相は白金である。
図には、セラミック相が黒、金属相が白く示されてい
る。セラミック相は、その都度酸化アルミニウムであ
り、金属相は白金である。
【００１９】図１による先行技術のサーメットは、白金
約４０容量％を含有する。セラミック相は、主としてＡ
ｌ2Ｏ3からなり、緻密焼結されていない。従って、この
サーメットの焼結温度は１６５０℃以上に設定されてい
た。
約４０容量％を含有する。セラミック相は、主としてＡ
ｌ2Ｏ3からなり、緻密焼結されていない。従って、この
サーメットの焼結温度は１６５０℃以上に設定されてい
た。
【００２０】検鏡試片画像で注目すべきは、差し当たり
断面の幅広部分の分布は金属相である。殊に、幾つかの
非常に大きい面が認められる。金属相のこの大きいつな
がりのある範囲は非常に多数の細孔を有する。さらに、
金属相の個々の範囲は多数の尖った縁ないしは小さい半
径を備えていることは明らかである。明らかに、このサ
ーメットの製造には非常に高い焼結活性を有する粉末が
使用されている。高い焼結活性は、たとえば上記の非常
に大きい範囲において金属相の集中を生じ得る。この範
囲は、サーメットの導電性にさほど関与しない。反対
に、この範囲は与えられた白金含量において導電性を低
下する。それというのもこの範囲内に導電性材料は集中
しており、それに応じて他の箇所には存在しないからで
ある。さらに、図１から明白な、セラミックおよび金属
の熱膨張係数の相違のため金属相の不均一な分布は、サ
ーメット内に応力をも惹起し、それ故強度の減少を生じ
る。
断面の幅広部分の分布は金属相である。殊に、幾つかの
非常に大きい面が認められる。金属相のこの大きいつな
がりのある範囲は非常に多数の細孔を有する。さらに、
金属相の個々の範囲は多数の尖った縁ないしは小さい半
径を備えていることは明らかである。明らかに、このサ
ーメットの製造には非常に高い焼結活性を有する粉末が
使用されている。高い焼結活性は、たとえば上記の非常
に大きい範囲において金属相の集中を生じ得る。この範
囲は、サーメットの導電性にさほど関与しない。反対
に、この範囲は与えられた白金含量において導電性を低
下する。それというのもこの範囲内に導電性材料は集中
しており、それに応じて他の箇所には存在しないからで
ある。さらに、図１から明白な、セラミックおよび金属
の熱膨張係数の相違のため金属相の不均一な分布は、サ
ーメット内に応力をも惹起し、それ故強度の減少を生じ
る。
【００２１】検鏡試片画像が図２に２成分図で示されて
いるサーメットは、３０容量％の白金含量を有し；残り
は主として酸化アルミニウムからなる。原料粉末から混
合され、成形された生地体は、１７００℃で緻密焼結さ
れる。
いるサーメットは、３０容量％の白金含量を有し；残り
は主として酸化アルミニウムからなる。原料粉末から混
合され、成形された生地体は、１７００℃で緻密焼結さ
れる。
【００２２】図１の検鏡試片と比較して、図２の２成分
図においてはセラミック相中に金属相の均一な分布を有
する。高い導電性には、図２による検鏡試片画像にも示
されているように、金属相の断面がせいぜい１０００μ
ｍ2、とくに８００μｍ2以下の面積を有しかつ面積分布
曲線がその最大値から大きい値に非常に急勾配で降下す
る場合に有利であることが判明した。画像における金属
範囲の断面のこのような狭い大きさ分布は、サーメット
における金属範囲の均一な分布および微細な分枝構造の
証明である。
図においてはセラミック相中に金属相の均一な分布を有
する。高い導電性には、図２による検鏡試片画像にも示
されているように、金属相の断面がせいぜい１０００μ
ｍ2、とくに８００μｍ2以下の面積を有しかつ面積分布
曲線がその最大値から大きい値に非常に急勾配で降下す
る場合に有利であることが判明した。画像における金属
範囲の断面のこのような狭い大きさ分布は、サーメット
における金属範囲の均一な分布および微細な分枝構造の
証明である。
【００２３】さらに、図１との比較から、金属相を有す
る範囲は図２によるサーメットにおいては全部若干丸み
を帯びた形、殊に丸くされた縁が特徴である事が明らか
である。このことは、原料粉末の僅かな焼結活性の徴候
である。細孔は殆ど認められない。
る範囲は図２によるサーメットにおいては全部若干丸み
を帯びた形、殊に丸くされた縁が特徴である事が明らか
である。このことは、原料粉末の僅かな焼結活性の徴候
である。細孔は殆ど認められない。
【００２４】上記の記載は、図３〜５に示した統計的画
像分析によって支持される：図３には、図２に示した検
鏡試片画像の金属相の分布に関する統計的画像分析の結
果がヒストグラムにより示されている。ヒストグラムの
Ｘ軸上には、単位μｍで金属相を有する範囲の外側境界
線の長さが、長さの等級に細分してプロットされてお
り；Ｙ軸はそれぞれの長さの等級の絶対頻度を表わす。
それによれば、頻度の最大は周囲の長さ約１６μｍの範
囲にあり、その際頻度分布は短い長さ方向では急速に降
下し、長い長さ方向では若干緩慢に降下する。しかし、
頻度分布は総じて比較的狭い。頻度曲線の中央値は３２
μｍにある。図示の線図下方の記載から、それぞれの長
さの等級における頻度が個々に列記されている。
像分析によって支持される：図３には、図２に示した検
鏡試片画像の金属相の分布に関する統計的画像分析の結
果がヒストグラムにより示されている。ヒストグラムの
Ｘ軸上には、単位μｍで金属相を有する範囲の外側境界
線の長さが、長さの等級に細分してプロットされてお
り；Ｙ軸はそれぞれの長さの等級の絶対頻度を表わす。
それによれば、頻度の最大は周囲の長さ約１６μｍの範
囲にあり、その際頻度分布は短い長さ方向では急速に降
下し、長い長さ方向では若干緩慢に降下する。しかし、
頻度分布は総じて比較的狭い。頻度曲線の中央値は３２
μｍにある。図示の線図下方の記載から、それぞれの長
さの等級における頻度が個々に列記されている。
【００２５】図４には、同様にヒストグラムの形で、合
計９の統計的に選択された画像部分における金属相の面
積成分が示されている。ヒストグラムは、すべての選択
された画像部分において金属相により覆われた面積成分
は殆ど一定に２９％であることを印象深くはっきりさせ
る。このことも、金属相の一様な分布を示唆する。
計９の統計的に選択された画像部分における金属相の面
積成分が示されている。ヒストグラムは、すべての選択
された画像部分において金属相により覆われた面積成分
は殆ど一定に２９％であることを印象深くはっきりさせ
る。このことも、金属相の一様な分布を示唆する。
【００２６】図５による画像分析においては、別の頻度
分布が同様にヒストグラムの形で示されている。この場
合、Ｘ軸は、金属相を有する隣接範囲間の距離をμｍで
表わし、Ｙ軸はその都度の距離等級の絶対頻度を表わ
す。それによれば、頻度の最大は２８９〜３９４μｍの
距離等級に存在する。平均距離は２６０μｍと記載され
る。頻度数分布は、長い距離の方へ急勾配で降下し、短
い距離の方へは若干平らに降下する。しかし、総じて頻
度数分布は非常に狭い。
分布が同様にヒストグラムの形で示されている。この場
合、Ｘ軸は、金属相を有する隣接範囲間の距離をμｍで
表わし、Ｙ軸はその都度の距離等級の絶対頻度を表わ
す。それによれば、頻度の最大は２８９〜３９４μｍの
距離等級に存在する。平均距離は２６０μｍと記載され
る。頻度数分布は、長い距離の方へ急勾配で降下し、短
い距離の方へは若干平らに降下する。しかし、総じて頻
度数分布は非常に狭い。
【００２７】図３〜５に表した統計的画像分析は、本発
明によるサーメットにおける金属相の一様な分布を証明
する。
明によるサーメットにおける金属相の一様な分布を証明
する。
【００２８】図６には、本発明によるサーメットの製造
に使用されたＡｌ2Ｏ3粉末および白金粉末の膨張計測定
の結果が示されている。膨張計測定の実施のためには、
粉末から冷間プレス加工によりプレス加工品を製造す
る。Ａｌ2Ｏ3粉末プレス加工品の長さは３９．３１ｍｍ
であり、白金粉末プレス加工品の長さは２３．４８ｍｍ
であった。
に使用されたＡｌ2Ｏ3粉末および白金粉末の膨張計測定
の結果が示されている。膨張計測定の実施のためには、
粉末から冷間プレス加工によりプレス加工品を製造す
る。Ａｌ2Ｏ3粉末プレス加工品の長さは３９．３１ｍｍ
であり、白金粉末プレス加工品の長さは２３．４８ｍｍ
であった。
【００２９】図６に示した線図のＸ軸には時間がｍｉｎ
で、左のＹ軸には温度が℃でかつ右のＹ軸にはプレス加
工品で測定した長さの変化がプロットされている。線図
には、最初の急速な加熱相は相１で示され、それに続く
緩慢な加熱相は相２で示されかつ約１６００℃の一定の
高い温度範囲は相３で示されている。相当する温度経過
は、線図に参照数字４で示されている。さらに、線図に
はＡｌ2Ｏ3粉末プレス加工品で測定した膨張測定曲線５
および白金プレス加工品で測定した膨張測定曲線６が記
入されている。
で、左のＹ軸には温度が℃でかつ右のＹ軸にはプレス加
工品で測定した長さの変化がプロットされている。線図
には、最初の急速な加熱相は相１で示され、それに続く
緩慢な加熱相は相２で示されかつ約１６００℃の一定の
高い温度範囲は相３で示されている。相当する温度経過
は、線図に参照数字４で示されている。さらに、線図に
はＡｌ2Ｏ3粉末プレス加工品で測定した膨張測定曲線５
および白金プレス加工品で測定した膨張測定曲線６が記
入されている。
【００３０】膨張測定曲線の経過から、Ａｌ2Ｏ3粉末プ
レス加工品における体積減少の開始は約１４００℃の温
度であることが認められる。温度増加と共にプレス加工
品の長さは急速に減少し、これは迅速な焼結を示唆す
る。Ａｌ2Ｏ3プレス加工品の不可逆的な長さの収縮は、
総じて１３．８％である。
レス加工品における体積減少の開始は約１４００℃の温
度であることが認められる。温度増加と共にプレス加工
品の長さは急速に減少し、これは迅速な焼結を示唆す
る。Ａｌ2Ｏ3プレス加工品の不可逆的な長さの収縮は、
総じて１３．８％である。
【００３１】白金粉末プレス加工品の膨張測定曲線５
は、温度増加による長さの減少を示さない。反対に、約
１５００℃の高い温度で焼結するにも拘らず約６％の不
可逆的長さの増加が確認された。これから、白金粉末の
場合膨張計測定の最大温度でも焼結は起きなかったこと
が明らかとなる。それというのもこの場合には試料の長
さの減少が観察されねばならないからである。
は、温度増加による長さの減少を示さない。反対に、約
１５００℃の高い温度で焼結するにも拘らず約６％の不
可逆的長さの増加が確認された。これから、白金粉末の
場合膨張計測定の最大温度でも焼結は起きなかったこと
が明らかとなる。それというのもこの場合には試料の長
さの減少が観察されねばならないからである。
【００３２】図示６による膨張計測定の結果は、サーメ
ットの製造に使用された白金粉末はＡｌ2Ｏ3粉末に比し
て僅かな焼結活性を特徴とし、そのため約１６００℃の
焼結温度において体積減少を観察できないことを明確に
する。それに対して、サーメットの製造に使用されたＡ
ｌ2ｏ3粉末はこの温度において非常に明瞭な体積収縮を
示す。首尾一貫して、両粉末の均質な混合物においても
セラミックのＡｌ2Ｏ3相はより迅速に焼結し、その際い
わば生地体中に形成された三次元の白金骨組上へ収縮
し、これによって該骨組を硬化し、サーメットの導電性
を惹起する。
ットの製造に使用された白金粉末はＡｌ2Ｏ3粉末に比し
て僅かな焼結活性を特徴とし、そのため約１６００℃の
焼結温度において体積減少を観察できないことを明確に
する。それに対して、サーメットの製造に使用されたＡ
ｌ2ｏ3粉末はこの温度において非常に明瞭な体積収縮を
示す。首尾一貫して、両粉末の均質な混合物においても
セラミックのＡｌ2Ｏ3相はより迅速に焼結し、その際い
わば生地体中に形成された三次元の白金骨組上へ収縮
し、これによって該骨組を硬化し、サーメットの導電性
を惹起する。
【００３３】次ぎに、本発明によるサーメットの製造に
適した原料粉末を他の実施例につき詳細に説明する。
適した原料粉末を他の実施例につき詳細に説明する。
【００３４】白金２５容量％、残りＡｌ2Ｏ3を有する生
地体の形成のために、０．０６ｍ2／ｇのＢＥＴ比面積
を有する白金原料粉末を使用する。その平均粒度は１０
μｍであった。白金粉末の約８０重量％は４μ〜２０μ
ｍの粒度範囲内に存在していた。総じて、白金粉末は非
常に僅かな焼結活性を特徴とする。従って、白金粉末で
一度未加工物体中に達成された構造は、１７００℃で焼
結する際にも大体において維持される。
地体の形成のために、０．０６ｍ2／ｇのＢＥＴ比面積
を有する白金原料粉末を使用する。その平均粒度は１０
μｍであった。白金粉末の約８０重量％は４μ〜２０μ
ｍの粒度範囲内に存在していた。総じて、白金粉末は非
常に僅かな焼結活性を特徴とする。従って、白金粉末で
一度未加工物体中に達成された構造は、１７００℃で焼
結する際にも大体において維持される。
【００３５】使用されたＡｌ2Ｏ3原料粉末は、約１μｍ
の平均粒度を有していた。Ａｌ2Ｏ3原料粉末の９０重量
％は３μｍ以下の粒度を有していた。そのＢＥＴ比表面
積は４ｍ2／ｇであった。Ａｌ2Ｏ3原料粉末は、白金粉
末と比べて明らかに高い焼結活性を特徴とする。緻密焼
結する場合Ａｌ2Ｏ3原料粉末から形成されたセラミック
相、白金粉末から形成された金属相よりも著しく大きい
体積減少を経験することが判明した。その際、約１４０
０℃の温度でセラミック相において明らかな体積減少が
起き、金属相においてはいかなる体積の変化も確認でき
ない。両方の原料粉末におけるこの相違は付加的に、生
地体中で金属相により形成される構造を安定にし、その
うえセラミック相が金属相上に収縮することにより硬化
するのに寄与する。これにより、網細工状の、つながり
のある白金含有範囲からなる微細分枝構造が生じ、該構
造は緻密焼結されたサーメットにおいて高い導電性を生
じる。
の平均粒度を有していた。Ａｌ2Ｏ3原料粉末の９０重量
％は３μｍ以下の粒度を有していた。そのＢＥＴ比表面
積は４ｍ2／ｇであった。Ａｌ2Ｏ3原料粉末は、白金粉
末と比べて明らかに高い焼結活性を特徴とする。緻密焼
結する場合Ａｌ2Ｏ3原料粉末から形成されたセラミック
相、白金粉末から形成された金属相よりも著しく大きい
体積減少を経験することが判明した。その際、約１４０
０℃の温度でセラミック相において明らかな体積減少が
起き、金属相においてはいかなる体積の変化も確認でき
ない。両方の原料粉末におけるこの相違は付加的に、生
地体中で金属相により形成される構造を安定にし、その
うえセラミック相が金属相上に収縮することにより硬化
するのに寄与する。これにより、網細工状の、つながり
のある白金含有範囲からなる微細分枝構造が生じ、該構
造は緻密焼結されたサーメットにおいて高い導電性を生
じる。
【００３６】本発明による方法により製造され、緻密焼
結された、２５〜３０容量％の白金含量および約１０ｍ
ｍの直径を有するタブレット状サーメットにおいて、６
ｍｍの厚さにわたり１０オーム以下の電気抵抗が測定さ
れた。
結された、２５〜３０容量％の白金含量および約１０ｍ
ｍの直径を有するタブレット状サーメットにおいて、６
ｍｍの厚さにわたり１０オーム以下の電気抵抗が測定さ
れた。
【図１】市販サーメットの検鏡試片の二成分図
【図２】本発明方法により製造されたサーメットの検鏡
試片の二成分図
試片の二成分図
【図３】図２に示した検鏡試片画像の統計的評価のヒス
トグラム
トグラム
【図４】図２に示した検鏡試片画像のもう１つの統計的
評価のヒストグラム
評価のヒストグラム
【図５】図２に示した検鏡試片画像の別の統計的評価の
ヒストグラム
ヒストグラム
【図６】本発明によるサーメットの製造に使用されたセ
ラミック粉末および貴金属粉末における膨張計測定の結
果の膨張／温度／時間線図
ラミック粉末および貴金属粉末における膨張計測定の結
果の膨張／温度／時間線図
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成８年４月２２日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】図面の簡単な説明
【補正方法】変更
【補正内容】
【図面の簡単な説明】
【図１】市販サーメットの二成分組織を示す検鏡試片の
顕微鏡写真
顕微鏡写真
【図２】本発明方法により製造されたサーメットの二成
分組織を示す検鏡試片の顕微鏡写真
分組織を示す検鏡試片の顕微鏡写真
【図３】図２に示した検鏡試片画像の統計的評価のヒス
トグラム
トグラム
【図４】図２に示した検鏡試片画像のもう１つの統計的
評価のヒストグラム
評価のヒストグラム
【図５】図２に示した検鏡試片画像の別の統計的評価の
ヒストグラム
ヒストグラム
【図６】本発明によるサーメットの製造に使用されたセ
ラミック粉末および貴金属粉末における膨張計測定の結
果の膨張／温度／時間線図
ラミック粉末および貴金属粉末における膨張計測定の結
果の膨張／温度／時間線図
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (71)出願人 596021252 フリアテック アクチエンゲゼルシヤフト ドイツ連邦共和国 マンハイム シュタイ ンツォイクシュトラーセ 50 (72)発明者 デイヴィッド フランシス ルプトン ドイツ連邦共和国 ゲルンハウゼン アム ライン ８ (72)発明者 イエルク シールケ ドイツ連邦共和国 ブルッフケーベル シ ュヴァイツァーガッセ １ (72)発明者 ハンス−ヨアヒム グラフ ドイツ連邦共和国 マンハイム ラインフ ェルテンシュトラーセ １ (72)発明者 アルノ レックツィーゲル ドイツ連邦共和国 フランクフルト アル ントシュトラーセ １
Claims (8)
- 【請求項１】 耐高温セラミックおよび貴金属の粉末を
混合し、粉末混合物からなる生地体を成形し、生地体を
緻密なセラミック相および金属相からなるつながりのあ
る網状組織を有するサーメットの形成下に焼結すること
により３５容量％以下の貴金属含量を有する導電性サー
メットを製造する方法において、焼結する際に金属相の
形成下に、セラミック相を形成する際のセラミック粉末
よりも小さい体積減少および僅かな焼結活性を有する貴
金属粉末を使用することを特徴とする導電性サーメット
の製造方法。 - 【請求項２】 ＢＥＴ法により測定して、１ｍ2／ｇよ
りも小さい比表面積を有する貴金属粉末を使用すること
を特徴とする請求項１記載の方法。 - 【請求項３】 少なくとも１０μｍの平均粒度を有する
貴金属粉末を使用し、その際貴金属粉末の最大１０重量
％は２μｍ以下の粒度を有することを特徴とする請求項
１または２記載の方法。 - 【請求項４】 ＢＥＴ法により測定した比表面積が、貴
金属粉末の比表面積よりも少なくとも係数２０だけ大き
いセラミック粉末を使用することを特徴とする請求項１
から３までのいずれか１項記載の方法。 - 【請求項５】 少なくとも貴金属粉末の１／１０の平均
粒度を有するセラミック粉末を使用し、その際セラミッ
ク粉末の少なくとも９０重量％は最大５μｍの粒度を有
することを特徴とする請求項１から４までのいずれか１
項記載の方法。 - 【請求項６】 焼結する際の体積の減少が、セラミック
相形成の際のセラミック相の相当する体積減少よりも少
なくとも５％小さい貴金属粉末を使用することを特徴と
する請求項１から５までのいずれか１項記載の方法。 - 【請求項７】 貴金属粉末の体積減少よりも低い温度で
体積減少が起きるセラミック粉末を使用することを特徴
とする請求項１から６までのいずれか１項記載の方法。 - 【請求項８】 貴金属粉末として、白金粉末を使用し、
高温耐性セラミックが酸化アルミニウムを含有しかつ１
５００℃〜１７５０℃の温度で焼結することを特徴とす
る請求項１から７までのいずれか１項記載の方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| DE19502129A DE19502129C2 (de) | 1995-01-25 | 1995-01-25 | Verfahren zur Herstellung eines elektrisch leitenden Cermets |
| DE19502129.0 | 1995-01-25 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08269592A true JPH08269592A (ja) | 1996-10-15 |
Family
ID=7752217
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8028726A Pending JPH08269592A (ja) | 1995-01-25 | 1996-01-24 | 導電性サーメットの製造方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5796019A (ja) |
| EP (1) | EP0724021B1 (ja) |
| JP (1) | JPH08269592A (ja) |
| DE (2) | DE19502129C2 (ja) |
Families Citing this family (30)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20070108047A1 (en) * | 2005-11-16 | 2007-05-17 | Fenglian Chang | Sensing element and method of making the same |
| JP2013535786A (ja) | 2010-07-29 | 2013-09-12 | フェデラル−モーグル・イグニション・カンパニー | 点火プラグで使用するための電極材料 |
| US8471451B2 (en) | 2011-01-05 | 2013-06-25 | Federal-Mogul Ignition Company | Ruthenium-based electrode material for a spark plug |
| WO2012102994A2 (en) | 2011-01-27 | 2012-08-02 | Federal-Mogul Ignition Company | Electrode material for a spark plug |
| DE102011009859B4 (de) | 2011-01-31 | 2012-09-20 | Heraeus Precious Metals Gmbh & Co. Kg | Keramikdurchführung mit Filter |
| DE102011009865B4 (de) | 2011-01-31 | 2012-09-20 | Heraeus Precious Metals Gmbh & Co. Kg | Kopfteil für eine medizinisch implantierbare Vorrichtung |
| DE102011009855B8 (de) | 2011-01-31 | 2013-01-03 | Heraeus Precious Metals Gmbh & Co. Kg | Keramikdurchführung mit induktivem Filter |
| DE102011009858B8 (de) | 2011-01-31 | 2013-11-07 | Heraeus Precious Metals Gmbh & Co. Kg | Cermethaltige Durchführung für eine medizinisch inplantierbare Vorrichtung mit Verbindungsschicht |
| DE102011009860B4 (de) | 2011-01-31 | 2013-03-07 | Heraeus Precious Metals Gmbh & Co. Kg | Implantierbare Vorrichtung mit integrierter Keramikdurchführung |
| DE102011009857B8 (de) | 2011-01-31 | 2013-01-17 | Heraeus Precious Metals Gmbh & Co. Kg | Elektrische Durchführung mit cermethaltigem Verbindungselement für eine aktive, implantierbare, medizinische Vorrichtung |
| DE102011009867B4 (de) | 2011-01-31 | 2013-09-05 | Heraeus Precious Metals Gmbh & Co. Kg | Keramikdurchführung für eine medizinisch implantierbare Vorrichtung |
| DE102011009863B9 (de) * | 2011-01-31 | 2020-08-13 | Heraeus Deutschland GmbH & Co. KG | Keramikdurchführung mit Leitungselementen hoher Leitfähigkeit |
| DE112012000947B4 (de) | 2011-02-22 | 2018-03-22 | Federal-Mogul Ignition Company | Verfahren zum Herstellen eines Elektrodenmaterials für einen Zündkerze |
| WO2013003325A2 (en) | 2011-06-28 | 2013-01-03 | Federal-Mogul Ignition Company | Electrode material for a spark plug |
| US8841558B2 (en) | 2011-08-02 | 2014-09-23 | Medtronic Inc. | Hermetic feedthrough |
| DE102011119125B4 (de) | 2011-11-23 | 2014-01-23 | Heraeus Precious Metals Gmbh & Co. Kg | Kontaktierungsanordnung mit Durchführung und Filterstruktur |
| US10044172B2 (en) | 2012-04-27 | 2018-08-07 | Federal-Mogul Ignition Company | Electrode for spark plug comprising ruthenium-based material |
| DE112013002619B4 (de) | 2012-05-22 | 2018-12-27 | Federal-Mogul Ignition Company | Verfahren zum Herstellen eines Elektrodenmaterials |
| US8979606B2 (en) | 2012-06-26 | 2015-03-17 | Federal-Mogul Ignition Company | Method of manufacturing a ruthenium-based spark plug electrode material into a desired form and a ruthenium-based material for use in a spark plug |
| US9231380B2 (en) | 2012-07-16 | 2016-01-05 | Federal-Mogul Ignition Company | Electrode material for a spark plug |
| US9478959B2 (en) | 2013-03-14 | 2016-10-25 | Heraeus Deutschland GmbH & Co. KG | Laser welding a feedthrough |
| US9431801B2 (en) | 2013-05-24 | 2016-08-30 | Heraeus Deutschland GmbH & Co. KG | Method of coupling a feedthrough assembly for an implantable medical device |
| US9403023B2 (en) | 2013-08-07 | 2016-08-02 | Heraeus Deutschland GmbH & Co. KG | Method of forming feedthrough with integrated brazeless ferrule |
| US9610451B2 (en) | 2013-12-12 | 2017-04-04 | Heraeus Deutschland GmbH & Co. KG | Direct integration of feedthrough to implantable medical device housing using a gold alloy |
| US9504841B2 (en) | 2013-12-12 | 2016-11-29 | Heraeus Deutschland GmbH & Co. KG | Direct integration of feedthrough to implantable medical device housing with ultrasonic welding |
| US9610452B2 (en) | 2013-12-12 | 2017-04-04 | Heraeus Deutschland GmbH & Co. KG | Direct integration of feedthrough to implantable medical device housing by sintering |
| EP3284513B8 (en) * | 2016-08-17 | 2020-03-11 | Heraeus Deutschland GmbH & Co. KG | Cermet feedthrough in ceramic multilayer body |
| EP3900782B1 (en) | 2020-02-21 | 2023-08-09 | Heraeus Medical Components, LLC | Ferrule with strain relief spacer for implantable medical device |
| EP3900783B1 (en) | 2020-02-21 | 2023-08-16 | Heraeus Medical Components, LLC | Ferrule for non-planar medical device housing |
| CN113814395B (zh) * | 2021-10-08 | 2023-05-23 | 中南大学湘雅医院 | 金属锡强化纳米TiO2光固化3D打印陶瓷浆料及其制备方法 |
Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB981792A (en) * | 1962-05-07 | 1965-01-27 | Mond Nickel Co Ltd | Improvements relating to precious metals and alloys thereof |
| US3208848A (en) * | 1964-02-25 | 1965-09-28 | Jr Ralph P Levey | Alumina-cobalt-gold composition |
| US3623849A (en) * | 1969-08-25 | 1971-11-30 | Int Nickel Co | Sintered refractory articles of manufacture |
| CH559018A5 (ja) * | 1971-12-10 | 1975-02-28 | Far Fab Assortiments Reunies | |
| GB1574007A (en) * | 1975-12-24 | 1980-09-03 | Johnson Matthey Co Ltd | Cermets |
| US4234338A (en) * | 1978-12-28 | 1980-11-18 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Thermal shock resistance ceramic insulator |
| JPH03502212A (ja) * | 1987-08-14 | 1991-05-23 | ジ・オハイオ・ステイト・ユニバーシテイ | 機械で加工できる熱伝導性で高強度のセラミツク超電導複合物 |
| DE4029066A1 (de) * | 1990-09-13 | 1992-03-19 | Friedrichsfeld Ag | Keramischer formkoerper |
| WO1993017969A1 (en) * | 1992-03-02 | 1993-09-16 | The University Of Kansas | Superconductors having continuous ceramic and elemental metal matrices |
| DE4335697C2 (de) * | 1993-10-20 | 1997-04-30 | Friatec Keramik Kunststoff | Verfahren zur Herstellung einer hochvakuumdichten, aber spannungsarmen Fügestelle |
-
1995
- 1995-01-25 DE DE19502129A patent/DE19502129C2/de not_active Expired - Fee Related
- 1995-08-29 DE DE59510995T patent/DE59510995D1/de not_active Expired - Lifetime
- 1995-08-29 EP EP95113512A patent/EP0724021B1/de not_active Expired - Lifetime
-
1996
- 1996-01-05 US US08/583,516 patent/US5796019A/en not_active Expired - Lifetime
- 1996-01-24 JP JP8028726A patent/JPH08269592A/ja active Pending
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE19502129A1 (de) | 1996-08-01 |
| EP0724021A1 (de) | 1996-07-31 |
| US5796019A (en) | 1998-08-18 |
| DE19502129C2 (de) | 2003-03-20 |
| EP0724021B1 (de) | 2005-03-30 |
| DE59510995D1 (de) | 2005-05-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH08269592A (ja) | 導電性サーメットの製造方法 | |
| US2636856A (en) | Electrode for electrochemical oxidation | |
| US5362438A (en) | Powder of dental metal, a process for the preparation thereof, a process for the manufacture of a substructure for a dental restoration and a process for the manufacture of a dental restoration | |
| JPH10101453A (ja) | 多孔性炭素材製品および硬質多孔性炭素材製品の製造方法 | |
| DE3038649A1 (de) | Zuendkerze und verfahren zu ihrer herstellung | |
| US2467675A (en) | Alloy of high density | |
| DE60200449T2 (de) | Siliziumnitrid - Wolframkarbid gesinterter Verbundwerkstoff, Verfahren zu seiner Herstellung und diesen enthaltende Glühkerze | |
| KR100556144B1 (ko) | 귀금속 조형용 점토 조성물 및 귀금속 소결품의 제조 방법 | |
| KR20200106970A (ko) | 티탄계 다공체 및 그 제조 방법 | |
| Aldrich et al. | Microstructural characterisation of interpenetrating nickel/alumina composites | |
| KR20140069229A (ko) | 도전 입자 및 금속 페이스트 및 전극 | |
| US4239557A (en) | Thermally stable sintered porous metal articles | |
| JP2760134B2 (ja) | 貴金属造形用可塑性組成物 | |
| JP6139855B2 (ja) | 多孔質チタン薄膜の製造方法 | |
| JPH0649581A (ja) | 耐食耐摩耗性に優れた金属―セラミックス複合材料およびその製造方法 | |
| CN112391567B (zh) | 一种Si基复合材料发热体及其制备方法 | |
| JPH07331303A (ja) | 焼結性に優れた純金粘土用高純度Ａｕ粉末 | |
| CN113798488A (zh) | 铝基粉末冶金材料及其制备方法 | |
| JP3554486B2 (ja) | 酸素センサ素子の製造方法 | |
| JP2008088497A (ja) | 放電表面処理用電極 | |
| JPH07187758A (ja) | アルミナセラミックスおよびその製造方法 | |
| JPH04224601A (ja) | チタン基複合材の製造方法 | |
| JP4140083B2 (ja) | ＮｉＡｌＭｏスパッタリングターゲットおよびその製造方法 | |
| JP3978727B2 (ja) | 耐食性および低温焼結性に優れた銀粘土用金被覆銀粉末および変色することのない低温焼結性に優れた銀粘土 | |
| JPH07133157A (ja) | 導電性セラミックス及びその製造方法 |