JPH08505350A - Method for forging fine ceramic powder and product thereof - Google Patents

Method for forging fine ceramic powder and product thereof

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JPH08505350A
JPH08505350A JP1500600A JP50060089A JPH08505350A JP H08505350 A JPH08505350 A JP H08505350A JP 1500600 A JP1500600 A JP 1500600A JP 50060089 A JP50060089 A JP 50060089A JP H08505350 A JPH08505350 A JP H08505350A
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metal
phase particles
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JP1500600A
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Japanese (ja)
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ネイグル、デニス・チャールズ
ブルップバッカー、ジョン・マイケル
クライストドゥーロー、レオンティオス
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マーチン・マリエッタ・コーポレーション
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Abstract

(57)【要約】 平成２年１２月１日前の出願であるので、条約に定める要約の翻訳文の提出が義務づけられていないため、要約及び選択図は掲載しない。   (57) [Summary] Since the application was filed on or before December 1, 1990, it is not required to submit a translation of the abstract stipulated in the Convention, so the abstract and optional drawings will not be posted.

Description

【発明の詳細な説明】 微細セラミックス粉末の鍛造方法及びその生成物発明の背景 本発明は微細粉末材料の製造方法並びに該方法で得られる製品に関する。本発 明の方法は、溶媒金属マトリックス内でのセラミックス又は金属間物質（interm e-tallics）のような第二相粒子のインシトゥ（in situ、その場での）析出、そ の後でのマトリックスの溶解もしくはその他の方法による除去、及び第二相粒子 の回収を含むものである。本発明の方法で生成する第二相粒子の例としては金属 の炭化物、ホウ化物、窒化物、酸化物、及びケイ化物が挙げられる。発明の分野 セラミックスは一般に数多くの望ましい性質を有しており、その用途は多岐に わたる。例えば、セラミックスは化学的安定性と耐蝕性を有しているため、溶融 金属の取扱いに使用され、また断熱コーティングとして使用されている。セラミ ックスは好ましい電気的特性を有しており、コンデンサー及びバリスターに使用 されている。優れた磁気特性によってトランス及びテープレコーダー用ヘッドな どにも使用されている。切削工具及び研削砥石は一般にセラミックスを含むが、 これはセラミックスの硬度、耐摩耗性、並びに高温特性の高さによるものである 。同様に、かかる特性によって、エンジン部品及び熱交換器などのような高温に おける用途にセラミックス 材料が僅かながら使用されるようになってきた。セラミックスの構造部材として の用途は過去においては伝統的セラミックスの相対的脆さのために限られていた が、新しい加工処理方法及び新しい構造設計法が開発されるに従って増えつつあ る。従って、将来、これまで一般に金属が用いられてきた耐荷力用途にセラミッ クスが益々使用されるようになるものと思われる。 セラミックス部品は一般に粉末から製造される。セラミックス原料粉末を利用 する製造技術には、（a）その後で焼結するコールドプレス法、（b）ホットプレ ス法、（c）その後で焼結するスリップ注型法又はペースト成形法、（d）プラズ マ法又は溶射法、並びに（e）蒸気プレーティング法、が含まれる。 上記の方法で製造されたセラミックス部品を使用（特に構造用として）するた めには、その特性と信頼性を実質的に向上させる必要がある。構造材料としての 用途を限定する欠陥は、ほとんどの場合加工処理におけるある特定の事象にその 原因を辿ることができる。強度を制限する欠陥の多くは、加工処理全般にわたっ て注意深い制御を施すことによって除くことができるが、最も重要なことの一つ は原料粉末の特性である。強度に加えて、耐クリープ性のような他の機械的特性 、並びに電気的性質、磁気的性質、光学的性質はすべて、粉末加工処理によって 引き起こされる微細構造上の影響を受けやすい。一般に、高品質セラミックス部 品を得る上で理想的な粉末の 特性としては、小さな粒度（拡散距離を最小とするため）、均一な粒度（結晶粒 成長を防ぐため）、凝集のないこと、等軸形（充填度を向上させるため）、及び 不純物もしくは所望の化学量論からのずれがないこと、が含まれる。在来の粉末 の多くはこれらの特性を有していない。 近年、金属炭化物が次第に注目されるようになってきたが、これは金属炭化物 が広い範囲にわたって有用な性質を有していることが判明したからである。特に 耐火性金属炭化物が関心を集めているが、これは耐火性金属炭化物が高い融点を 有しているために、現代の多くの技術分野で遭遇するような高温に耐える能力を 有しているからである。これらの金属炭化物の多くは際立った硬度を有しており 、従ってかかる金属炭化物の微細粉末は往々にして研磨剤として使用されている が、かかる用途においてそれらはかなりの耐摩耗性を有している。また、このよ うな粉末は大抵、様々な有用な形に仕上げることができる。耐蝕性も、これらの 多くの金属炭化物の重要な性質の一つである。 金属のホウ化物及び窒化物は一般に、数多くの面で金属炭化物と非常に類似し ており、従って金属炭化物についての上記の理由と同じ理由で金属ホウ化物及び 窒化物にかなりの関心が寄せられるようになってきた。耐火性金属ホウ化物及び 窒化物が高温での用途に関連して非常に注目されており、また数多くの金属ホウ 化物及び窒化 物が非常に望ましい硬度特性、耐火特性、耐摩耗特性、及び耐蝕特性を呈する。先行技術 各種のセラミックス粉末を製造するために様々な方法が用いられている。以下 の記載は金属の炭化物、ホウ化物、及び窒化物を製造するために利用されてきた 従来法に重点を置いている。しかしながら、以下に述べる方法は多くの点で一般 的である。即ち、これら以外の広範なセラミックス材料も以下の方法に僅かな手 順の変更を加えた方法で従来製造されてきたからである。 最も一般に好まれている金属炭化物の工業的製造方法で、大規模製造に盛んに 使用されている方法の一つは、金属酸化物の炭素熱還元（carbothermic reducti on）の原理を含むものである。かかる方法によれば反応性混合物は、炭素微粉の ような炭素原料及び金属酸化物及び／又は加熱によって金属酸化物を生じる金属 化合物を含むものから製造する。この混合物を比較的高温で熱して、最初から存 在した又は加熱によって生じた金属酸化物を還元すると、それに伴って対応する 金属炭化物が生ずる。加熱温度は一般に1100−2300℃の範囲であって、この温度 は生じさせる金属炭化物に応じて選択する。この反応は一般に不活性ガス又は真 空のような無害な保護雰囲気中で行う。多くの異なる金属炭化物がこの方法で製 造されており、その中にはチタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニ オブ、タンタル、クロム、モリブデ ン、タングステン、ウラン、及び多数の遷移金属の炭化物が含まれている。具体 的な例として炭化チタンは、酸化チタンをカーボンブラックと混合し、この混合 物を1900乃至2300℃で反応させて製造する。炭化チタンの焼結塊が生じ、これは その後ジョークラッシャー中で破砕され、粉末に微粉砕される。 上記の金属炭化物製造法と同様に、各種金属ホウ化物の好ましい大規模製造方 法は、酸化ホウ素と１種以上のホウ化物生成性金属酸化物との炭素熱還元をベー スとするものである。この一般的方法によれば、反応性混合物は、（1）１種以 上のホウ化物生成性金属酸化物及び／又は加熱によってかかる金属酸化物を生じ る金属化合物と（2）化ホウ素自体及び／又は加熱によって酸化ホウ素を生じる 物質のような酸化ホウ素源とを含む金属酸化物原料、並びに炭素微粉のような炭 素原料を含むものから調製する。この混合物を適当な炉の中の無害な雰囲気中で 適当な温度に熱すると、最初から存在した又は加熱によって生じた金属及び酸化 ホウ素が炭素と相互作用して対応する金属ホウ化物が生ずる。数多の金属ホウ化 物がこのような方法で製造されており、その中には例えばチタン、ジルコニウム 、ハフニウム、バナジウム、タンタル、及びニッケルのホウ化物が含まれている 。 金属窒化物を工業的に製造するために幾つかの方法が用いられている。一つの 方法では、微細金属粉末を1000乃至1400℃で１乃至数時間窒化する。生成物を粉 砕し、 このプロセスを数回繰り返すと化学量論的金属窒化物の粉末が得られる。第二の 方法は上記の炭化物及びホウ化物の製造方法と類似のものであって、窒素の存在 下に金属酸化物の炭素熱還元を行う方法である。例えば窒化チタンの製造におい ては、酸化チタンを還元性雰囲気中で窒素と共に1600℃に2.5時間加熱して、純 度98乃至99％の窒化チタンを得る。 近年、セラミックス生成成分の元素粉末間の自続性発熱反応を伴う「自己伝搬 高温合成（self-propagating high-temperature synthesis；SHS）」と呼ばれる プロセスを用いて多数のセラミックス材料が製造されている。このSHS法は構成 成分元素の粉末を混合、圧縮成形し、適当な熱源で圧粉体の一部に局部的に点火 することを伴うものである。点火すると自続性の反応を維持するに十分な熱が放 出されて、長時間にわたるバルク（bulk）加熱法でなくとも、低出力で急激に高 温をもたらす方法を用いることができる。これらの技術の例として、特にメルチ ャノフ（Merzhanov）他の特許である米国特許第3,726,643号、同第4,161,512号 、及び同第4,431,448号が挙げられる。 殆どのSHS法において生成物はセラミックス又は金属間物質であり、完成品と して使用し得るほど比較的密であることもあるし、また砕いて粉末原料として使 用することもある。少数の事例では、金属のような結合剤を圧縮粉末に混入させ るが、通常は混合物の10重量％以下を 占め、30％未満しか占めないとすればほぼ間違いない。SHS法に伴う温度は著し く高く、得られるセラミックス粒子の粒子間焼結及び結晶粒成長をもたらす。SH S法で製造したセラミックス材料から粉末を作るのが好ましい場合は、塊状物質 を破壊するために粉砕及び／又はミリング工程が必要である。 米国特許第3,726,643号には、周期系第IV族、第Ｖ族、及び第VI族から選択し た１種以上の金属と、炭素、ホウ素、ケイ素、硫黄、又は液体窒素のような非金 属とを混合し、混合物表面を加熱して燃焼過程を開始させるのに適当な温度を局 部的に生じさせることによる、高融点耐火性無機化合物の製造方法が教示されて いる。米国特許第4,161,512号には、80乃至88％のチタンと20乃至12％の炭素か ら成る混合物の点火によって段階的層燃焼条件下に混合物の発熱反応を生じさせ る炭化チタンの製造方法が教示されている。これらの文献は結合剤のないバルク なセラミックス材料に関するものである。 米国特許第4,431,448号は、チタン、ホウ素、炭素、及び第IB族の結合剤金属 又は合金（銅又は銀の合金など）を混ぜ合せ、この混合物を圧縮成形し、ホウ素 及び炭素とのチタンの発熱反応を開始させるためにそれを局部的に点火し、点火 を伝搬させて、二ホウ化チタン、炭化チタン、及び約30％までの結合剤金属を含 む合金を生じさせることによる、密で硬い合金の製造法を教示している。結合剤 金属は焼結セラミックス粒子間の空隙を埋める延 性圧密助剤として作用し、従って生成物の密度を増加させる。この方法で製造し た生成物は、粉末製造用としてよりも完成品として使用するのに適している。 炭素熱還元及びある種のSHS法のような上記の方法は大規模製造に対する適性 の面で非常に有利であるが、随分前からこれらの方法に重大な欠点があることが 認められている。これらの方法は一般に高温、及び粉末製造のための数多くの加 工処理工程を必要とする。さらに、往々にして長い反応時間と正確な制御を必要 とする。製造した粉末は往々にして粒度が不揃いであったり、信頼性の高い部品 を製造するには余りに不純物が多すぎたりする。より詳細には、これまで実際に このような方法で製造されたセラミックス材料は微細粉末というよりもむしろ塊 片として製造されることが多いということが一般に認められる。様々な微細粉末 状のセラミックスの使用がほほ間違いなく望まれており、かかる粉末を得るため にはできた塊片を粉砕及びミリング操作にかけなけれはならない。セラミックス 材料は一般に著しく硬く、かかるミリング操作は常に非常に難しく、時間がかか り、かつ費用もかかる。さらに、これらのセラミックスの多くは研磨性を有して いるので、操作中にミリング装置が磨耗して粉末化した製品が酷く汚染されるこ とがしばしば起こる。従って、得られる粉末の不純物量を減らすために何段階か の精製工程が必要となる。上記の方法のもう一つの大きな欠点はできる製品が通 常極めて不均質である ことであって、反応させた塊の様々な部分から採取した生成物試料はその組成が 大きく異なる。この欠点は粉砕操作を付け加えることによってある程度軽減する ことができるが、バッチ間で異なる粉末組成の差異は制御するのがさらに困難で ある。上記のセラミックス材料製造法で高純度で化学量論的に明確に限定されし かも制御された組成の粉末製品を得ようとしても除き難い障害が存在する。 上記の付加的な粉砕及びミリング工程を除くことのできる、微細セラミックス 粉末を直接的に製造する従来法が気相合成法として公知である。この方法は、少 なくとも２種類の気体反応体を反応させて所望の粉末を生じさせることを含むも のである。セラミックス生成反応は炉、高周波誘導法及びプラズマ法を含めた様 々な加熱方法で開始させる。これらの方法で典型的には0.1ミクロン未満の粒度 のものが得られる。各種のセラミックス粉末が気相合成法で製造される。例えば 、二ホウ化チタンが以下の反応で製造されている。 TiCl4（気）＋2BCl3（気）＋5H2（気） ---〉 TiB2（固）＋10HCl（気） この場合、TiCl4とBCl3を還元してTiB2を生じさせるために水素を使用している 。この方法は吸熱性が高く、反応を開始させるために高い温度を必要とする。こ の方法ではおよそ0.05ミクロンの粒度のTiB2が得られる。 高周波プラズマとアークプラズマの中で以下の反応に 従ってSi3N4が製造されている。 3SiCl4（気）＋4NH3（気） ---〉 Si3N4（固）＋12HCl（気） 同様にTiN粉末を製造するのに気相合成法が用いられている。この方法では、 四塩化チタン（TiCl4）を窒素又はアンモニアと1300℃を超える温度で反応させ る。かかる高温は自由空間中で粉末の核を形成させるのに必要である。窒化ジル コニウム及び窒化バナジウムも適切な塩化物及びNH3（ある場合にはH2とN2も存 在させて）から合成されている。 TiC及びSiCのような様々な金属の炭化物の製造も、適当な金属塩化物とメタン をプラズマ中で反応させることによって行われている。 満足し得る品質のセラミックス粉末を得るために、上記の気相合成法は正確な 加工制御を必要とする。温度や気体濃度のような加工パラメーターに小さな変動 があると、粒度、化学量論、及び結晶度のような粉末特性に大きな変化が生じる 。気相反応の特質は、反応対域中に大きな温度勾配及び気体濃度勾配が存在する ことである。温度プロフィール及び気体濃度が理想的でないと核形成速度及び成 長時間に分布が生じて粒度に大きな変動をもたらす。一般に、気相合成法はエネ ルギー効率が悪く、しかも収率が低い。このセラミックス生成反応に通常必要と される高い温度には多量のエネルギー入力を必要とする。出発気体原料を最終セ ラミックス粉末に転化する 際の収率は通常20％未満である。気相合成法のもう一つの欠点は、製造されたセ ラミックス粒子が使用した高温によって互いに結合してセラミックス粒子の凝集 物又は連鎖を生じることである。さらに、気相合成法では通常、生成した粉末が 大量の気体中に浮遊して運ばれるのでフィルター又は静電集塵器のような大規模 回収装置を必要とする。 米国特許第3,726,956号［シルバー（Silver）］及び同第4,470,956号［チェニ ー（Cheney）他］はセラミックス粒子から金属を溶解させる方法に関するもので ある。米国特許第3,726,956号には、モリブデン被覆のようなタングステン又は モリブデン材料を核燃料セラミックス粒子のような核分裂可能な材料から、モリ ブデンを次亜塩素酸ナトリウムと溶解が完了するまで接触させることによって、 溶解させる方法が教示されている。セラミックス粒子は酸化トリウム、酸化ウラ ン、酸化プルトニウム、又はこれらの混合物である。米国特許第4,470,956号に は、コバルト、ニッケル、及び鉄結合剤金属を金属炭化物から、溶解が完了する まで金属を塩酸で処理することによって、溶解させる方法が教示されている。こ の方法は、超硬合金スクラップ材料から金属炭化物粒子を回収するために用いら れる。回収される粒子は、炭化タングステン及び炭化チタンのような周期表第IV B、VB、及びVIB族の金属の遷移金属炭化物を１種以上含んでよい。これらの米国 特許公報はどちらも、粒子を取囲んでいる 金属を溶解させることによってセラミックス粒子を回収する方法に関するもので ある。しかしながら、セラミックス粒子の生成方法に関しては何等教示されてい ない。さらに、溶媒金属の存在下におけるセラミックス生成反応体のインシトゥ 析出反応によってセラミックス粒子を生成させることに関しても何等教示されて いない。これらの米国特許公報の各々におけるセラミックス粒子は既に述べた従 来法又はそれに変化を少し加えた方法で製造されていると思われる。 これに対して、本発明の方法は、形状、化学量論比、及び結晶度のよく調整さ れた、微細で非凝集性の未焼結高純度セラミックス粉末を製造する手段を供する 。本発明では先行技術よりも手順と装置を簡略化し得る。例えば、本発明の方法 では、約0.01乃至10ミクロンの大きさのセラミックス粒子が直接製造できるので 、粉砕及びミリング装置が不必要であり、かかる装置の使用に伴う不純物の混入 を防ぐことができる。実際、本発明は、気相合成法で製造される超微細粒子と炭 素熱還元法のような方法で製造されるより大きな粒子との間にあるユニークな中 間的粒度範囲の粒子を供する。本発明はまた、フィルターや静電集塵器のような 、セラミックス粒子を大量の気体から分離するための複雑な回収システムを必要 としなくてすむ。本発明の方法は、セラミックス粒子が焼結又は互いに結合して しまうような長時間にわたる高温も必要としない。さらに、本発明の方法は多く の先行 技術よりもエネルギー効率が高く、必要とされるエネルギー入力は比較的低く、 この粉末生成プロセスによって高い収量でセラミックスが得られる。さらに本発 明の方法は、金属の炭化物、ホウ化物、窒化物、酸化物、ケイ化物、オキシ窒化 物、硫化物、及びオキシ硫化物のような、インシトゥ析出反応で製造し得るすべ てのセラミックスの製造に一般に適用できる。これらの事実を踏まえて、公知の 粉末製造方法よりも優れた本発明の詳細な説明を以下で述べる。発明の概要 本発明の目的は、セラミックス又は金属間物質のような第二相物質の微細粒子 を生成する方法を供することである。本発明で製造される第二相物質としては特 に、金属のホウ化物、炭化物、酸化物、窒化物、ケイ化物、ベリリド、オキシ窒 化物、窒化物、並びにオキシ硫化物が含まれる。 本発明は特に上記粒子を実質的に単結晶の形で供することを目的とする。この 方法は、第二相物質よりも第二相生成反応体の方が高い溶解性をもつような溶媒 金属の存在下に、該反応体の溶媒金属への十分な拡散の生じる温度で、即ち溶媒 金属マトリックス中で第二相物質が析出するような該反応体間の第二相生成発熱 反応を引き起こすような温度で、第二相生成反応体を接触させることを含む。そ の後で、金属マトリックスを第二相粒子から分離して第二相物質の粉末を得る。 金属マトリックスの分離は、該金属の溶解、該金属の沸騰除去、粒子の浮選及 び沈降並びに他の重力の効果による濃縮、又はこれらの組合わせによって達成し 得る。溶解法においては、第二相粒子から金属マトリックスを溶解させて分離す るために、金属マトリックス中に第二相粒子を含む複合物を溶解用媒質で処理す る。次に粒子を溶解用媒質から分離、乾燥して第二相物質の粉末を生じさせる。 沸騰除去法においては、その中で第二相粒子が生成する溶媒金属を、第二相生成 発熱反応時（この場合、反応から放出される熱を溶媒金属の沸騰に使用する）も しくは金属−第二相複合物生成の後（この場合、複合物を金属マトリックスの沸 点より高い温度に再加熱する）に揮発させる。こうすることによって溶媒金属の 実質的部分が第二相粒子から沸騰除去される。浮選法の一つの具体例においては 、溶媒金属又は溶媒金属合金で濡れず（即ち、湿潤せず）に液体状金属の外表面 に排除される第二相粒子を生じさせる。また、金属と第二相との間にかなりの比 重の差があるような系においては、粒子を溶融金属の表面に浮遊させるか溶融金 属の底に沈降させて、スキミング、デカンテーション、遠心などで除いてもよい 。 セラミックス又は金属間物質のような第二相物質の微細粉末にして、実質的に 凝集しておらず、未焼結で、形状、結晶度、純度、及び化学量論比のよく調整さ れ、しかも狭い粒度分布を有する粒子から成る粉末を供するこ とも本発明の目的の一つである。好ましい具体的態様の説明 本発明は、溶媒金属の存在下で第二相生成反応体を反応させて溶媒金属マトリ ックス中で第二相物質の微細分散物を生成させる方法から成る。そうした後、第 二相粒子と金属マトリックスは、金属の溶解又は沸騰除去によって、もしくは粒 子と溶融金属との間にかなりの比重差がある場合にはスキミング、デカンテーシ ョン、及び遠心を含む重力分離技術によって、分離し得る。別法として、粒子が 溶融金属で濡れない場合には、粒子は溶融物の外表面に排除されるので、スキミ ングのようないずれかの適当な方法で分離してもよい。分離後、非常に微細な第 二相粒子が回収して粉末としてよい。 本明細書ではセラミックスの第二相粒子、特に単結晶セラミックス粒子の製造 を中心に議論を進めている。しかし、金属間物質のような別の第二相物質の製造 も本発明の範囲に含まれる。 本発明の方法で製造した第二相粒子の大きさは約0.01乃至約10ミクロン、より 好ましくは約0.1乃至約５ミクロンの範囲にある。本発明のある具体的態様では 、髯状又は針状のような細長い形の粒子が製造される。このような細長い形の粒 子の幅は約0.1乃至約５ミクロンの範囲にあるが、その長さは最大約100ミクロン まで変化する。 適当な第二相粒子の例は、金属のホウ化物、炭化物、 酸化物、窒化物、ケイ化物、硫化物、ベリリド、オキシ窒化物、及びオキシ硫化 物である。第二相粒子の好ましい金属成分は周期表第IVB、VB、及びVIB族の金属 である。好ましい第二相粒子には、TiB2、ZrB2、VB2、WB2、HfB2、TaB2、MoB2、 TiC、WC、VC、HfC、TaC、TiN、ZrSi2、MoSi2、Ti5Si3、TiBe12のような耐火性金 属ホウ化物、炭化物、窒化物、ケイ化物、及びベリリドが含まれる。本発明の方 法で複合化合物を製造することもできる。かかる複合化合物の例としては、TiZr B、TiNbC、TiVC、TiZrC、TiHfC、並びにTiTaCが挙げられる。ここで用いた命名 法は複合化合物中に存在する元素を列挙したものであって、原子の割合を示した ものではない。例えば、TiVCはチタン、バナジウム、及び炭素元素を含む化合物 を示すものであって、これらの元素が同じ割合で存在することを意味するもので はない。本発明の方法は複数の組成の第二相粒子の生成法も供する。従って、上 記のものを含めた多分散質を一回の第二相生成反応で製造し得る。 適当な第二相生成反応体としては、反応して第二相析出物を生成するような元 素がすべて含まれ、周期表第III乃至第VI族の遷移元素が含まれる（ただし、こ れらに限定されるものではない）。第二相生成反応体は、従って生じる第二相物 質の構成成分として定義できる。特に有用な第二相生成反応体には、アルミニウ ム、チタン、ケイ素、ホウ素、炭素、酸素、窒素、硫黄、モリブデン、 タングステン、ニオブ、バナジウム、ジルコニウム、クロム、ハフニウム、コバ ルト、ニッケル、鉄、マグネシウム、亜鉛、タンタル、マンガン、リチウム、ベ リリウム、トリウム、セシウム、並びにスカンジウム、イットリウム、ランタン 、及びセリウム及びエルビウムのようなランタニド系元素を含めた希土類元素が 含まれる。これらの第二相生成反応体は、元素粉末の形、第二相生成反応体と溶 媒金属とを含む合金の形、化合物の形、或いはこれらを組合せた形の出発原料と して供給される。第二相生成反応体源として使用し得る化合物としては、窒化ホ ウ素（BN）、炭化ホウ素（B4C）、酸化ホウ素（B2O3）、ホウ化アルミニウム（A lB12）、炭化アルミニウム（Al4C3）、窒化アルミニウム（AlN）、炭化ケイ素（ SiC）、酸化銅（CuO）、及び酸化鉄（Fe2O3）が含まれる。こうすることによっ て、酸素及び窒素のような明らかに気体状の第二相生成反応体が、気体状出発原 料を使用しなくても、利用できる。 溶媒金属としては、第二相生成反応体を溶解するもしくは少なくとも第二相精 製反応体だけは溶解することのできるもので、生じた第二相析出物に対すしての 溶解能又は反応性がより低いものである。従って、粒子生成過程の間に経験する 温度において、溶媒金属は所望の第二相析出物に対する溶媒ではなく第二相生成 反応体に対する溶媒として作用しなくてはならない。特に注記すべきことは、各 々の第二相生成反応体が溶媒金属に対して有 する親和性よりも高い親和性を第二相生成反応体相互間で有していることである 。さらに、複数の金属を使用する場合、金属は単独で又は集合的に第二相生成反 応体に対する溶媒として作用する。従って、第二相生成反応体は複数の金属の少 なくとも１つに溶解しなくてはならないが、第二相自体についてはこの限りでは ない。もう一つの制約は溶媒金属が、第二相粒子に対して実質的に不活性な溶解 用媒質中に溶解するもの、第二相粒子から沸騰除去することができるもの、第二 相粒子とその密度が大きく異なるもの、もしくは第二相粒子を湿潤しないもの、 のいずれかでなくてはならないことである。 溶媒金属は、アルミニウム、ニッケル、銅、チタン、コバルト、鉄、白金、金 、銀、ニオブ、タンタル、ホウ素、亜鉛、モリブデン、イットリウム、ハフニウ ム、スズ、タングステン、リチウム、ベリリウム、マグネシウム、ビスマス、ア ンチモン、トリウム、ケイ素、クロム、バナジウム、ジルコニウム、マンガン、 スカンジウム、ランタン、及び希土類元素、並びにこれらの合金及び金属間物質 でよい。好ましい溶媒金属としては、アルミニウム、ニッケル、銅、チタン、マ グネシウム、亜鉛、コバルト、及び鉄が含まれる。本発明の方法は第二相析出物 からの溶媒金属の分離を伴っているので、所望の第二相粒子の生成に導き、しか もその後第二相粒子から除去することのできる最も安価な金属を使用するのが一 般に望ましい。白金、金、銀、イットリウム、ハフニウム、 ベリリウム、トリウム、スカンジウム、及びランタンのような溶媒金属は、もし それらを使用することによってユニークな粒子特性が得られるとすれば、非常に 付加価値の高い粉末を製造する場合においてのみ考慮に入れるのが実際的である と思われる。これらの特殊な金属は、第二相粒子の組成、形状、大きさなどに変 化を加えるために他の金属に微量添加して使用することの方が多いと思われる。 勿論、溶媒金属マトリックスを生じさせるために複数の溶媒金属材料が存在して もよい。本明細書中における溶媒金属マトリックスという語は、主として金属又 は金属合金から成るマトリックスを意味する。しかしながら、例えば金属間物質 のような他の物質が存在していてもよい。 溶媒は複合物の約10乃至95容積％を占め、残る部分は所望の第二相粒子を含む 。より好ましくは、溶媒金属は複合物の約30乃至70容積％を占める。溶媒金属の 使用割合の下限は第二相粒子間の望ましくない焼結の発生によって制限される。 溶媒金属の容積百分率がおよそ30％未満となる場合、第二相粒子は一般に幾何学 的要因によって相互に接触する。例えば球状分散質が密に充填した配列において は、自由空間は30容積％未満しかない。従って、ある系においては溶媒金属の容 量分率が約30容積％未満に減少するに従って粒子間焼結の発生率が増加する。溶 媒金属の使用割合の上限は分離が実行できなくなる点によって支配される。第二 相粒子の収量を増加さ せるために、所望の特性を有する粒子の生成に必要とされる最小限の量の溶媒金 属を使用するのが一般に好ましい。 本発明において、第二相粒子の適当な源である複合物を生成する技術は様々な 異なった方法を取り得るが、これらはすべてインシトゥで析出した分散質を用い るものである。実用面及び価格面での制約によって様々なものの中からある一つ の技術を選択することもあるであろうが、重要なことは極めてユニークで独特な 粒子種と粒子特性がそれぞれの方法によって得られることである。 基本的インシトゥ析出法は、金属及び合金系内部で耐火硬質金属ホウ化物、炭 化物及び窒化物などの微細粒子セラミックスをインシトゥ析出させて金属マトリ ックス複合物を生成させることを指す。より詳細には、溶媒金属中でセラミック ス生成反応体を反応させて溶媒金属マトリックス中でセラミックス物質の微細分 散物を生成させる方法である。この具体的態様においては、第二相生成発熱反応 は第二相生成反応体及び溶媒金属のバルク加熱によって開始される。この基本的 インシトゥ析出法、即ちバルク加熱法は、1986年12月19日に米国で出願された米 国特許出願番号第943,899号（本願はこの米国特許出願の一部継続出願である） にさらに詳細に記載されている。 基本的インシトゥ析出法においては、第二相生成反応は様々な物理的状態で開 始し得る。従って、溶媒金属内 における第二相生成反応体元素状粉末間の第二相生成反応は、プラズマアーク又 はプラズマ炎中で、又は液体溶媒金属中の第二相生成反応体の拡散によって、又 は固相拡散が速い場合は固体状態で、開始させることができる。溶媒金属と合金 を形成した第二相生成反応体を各々含む２種類の合金を使用する場合、反応は固 体状態、液体状態、又はプラズマアーク又はプラズマ炎中で起こり得る。 他の態様では、溶媒金属マトリックス中に第二相分散質を含む多孔性複合物は 局部点火法を用いて製造される。この方法は、第二相生成反応体粉末と溶媒金属 を混合及び圧縮成形して圧粉体とすること、並びにその後で実質的等温波面が圧 粉体に沿って移動を開始するように局部的に点火することを含む。この伝搬反応 によって、溶媒金属マトリックス中に実質的に不溶性の第二相粒子がインシトゥ 析出する。第二相粒子の大きさの均一性を助長する実質的等温波面は、反応物質 を実質的に等温性とするに十分な溶媒金属濃度と溶媒金属の高い熱伝導性とによ ってもたらされる。得られる複合物の気孔率は好ましくは約10％を超え、より好 ましくは約25％を超える。局部点火法を用いる第二相／溶媒金属マトリックス複 合物の製造は1986年11月５日に出願の米国特許出願番号第927,014号にさらに詳 細に記載されている。 第二相粒子の適当な原材料である複合物を製造するもう一つの方法は、「最終 金属マトリックス」全体に第二相粒子が分散している第二相粒子複合物を生成す るため のスポンジ添加法（sponge addition process）に関する。この方法は、溶媒金 属の存在下に溶媒金属中への反応体の十分な拡散を生じる温度で、即ち溶媒金属 マトリックス中で比較的高濃度の第二相物質微細粒子を含む１次複合物を生じる ような成分間の反応を開始させ得る温度で、複数の第二相生成反応体を接触させ ることによって、溶媒金属マトリックス中で少なくとも１つの第二相物質を析出 させることを含むのもである。１次複合物、即ち「スポンジ」を次ぎに、溶融し た母金属、金属合金、又は金属間物質中に導入して最終金属マトリックス内に第 二相粒子を含む２次複合物を得る。本発明においては、所望する特性（粒度又は 形状など）の第二相粒子が分離性の十分でない溶媒金属の使用によって得られる 場合にこの方法を活用し得る。例えば、特に望ましい溶解用媒質中に溶媒金属が 不溶性であった場合、溶解用媒質に溶解性の最終金属マトリックスを生成させる ために該金属をスポンジ添加法で別の母金属との合金にすることができる。また 、スポンジ添加法は、溶融物から第二相粒子を排除するのに役立つような、第二 相粒子に対する湿潤性の低い溶媒金属マトリックスの溶融合金の製造にも使用し 得る。スポンジ添加法はまた、加工処理時に第二相粒子の形状、組成、及び／又 は他の特性を都合よく変化させ得る合金用金属の添加にも使用できる。スポンジ 添加法に関しては1986年11月５日に出願の米国特許出願番号第927,032号にさら に詳細に記載されている。 使用し得る別の方法は、第二相生成反応体の混合物を直接添加する金属／第二 相複合物製造用の直接添加法に関するものであって、最終金属マトリックス内に 微細分散第二相粒子がその場で生成する。第二相生成反応体は反応性元素又は反 応性化合物粉末と溶媒金属粉末との予備成形体又は圧粉体として添加する。第二 相生成粒子間の反応を容易にするため、溶媒金属が予備成形体又は圧粉体中に存 在していなくてはならない。直接添加方法とも呼ばれるこの方法に関しては1986 年11月５日に出願の米国特許出願番号第927,031号にさらに詳細に記載されてい る。 もう一つの方法として金属間物質マトリックスを有する複合物の製造に関する ものがある。この具体的態様においては、製造される複合物は金属間物質（好ま しくはアルミニド）マトリックス中に分散した第二相粒子を含む。製造方法には 以下のものが含まれる：（A）金属間物質及び第二相の成分間の最終的比率が本 質的に化学量論的となるような適当量の元素状出発原料成分を反応容器に導入す ることによる金属間物質と第二相の同時製造法；（B）予め製造しておいた金属 間物質を固体として使用し、その後の別の段階で第二相物質を該金属間物質中で 析出させる方法；（C）それら自身では金属間物質を生成しないが転換して所望 の金属間物質を生じ得る１種以上の金属又は合金中で第二相分散質のマスター濃 縮物を製造し、その後金属間物質中又は濃縮物のマトリックス材と反応 して金属間物質を生じるような他の金属又は合金中で該濃縮物を稀釈する方法； （D）１種以上の第二相生成反応体を金属間物質の存在下で金属間物質由来の溶 媒と補足的第二相反応体とを含む溶融物に直接添加して、金属間物質由来の溶媒 中で第二相のインシトゥ生成反応を生じさせる方法；並びに（E）１種以上の第 二相生成反応体及び金属間物質前駆物質を、１種以上の金属又は合金（該金属間 物質前駆物質と反応して金属間物質を生じ、かつ該第二相生成反応体と反応して 第二相分散質を生じるもの）を含む溶融物に直接添加する方法。本発明において は、所望の特性（独特の組成及び／又は形状など）を有する第二相が金属間物質 マトリックス内で生成する場合に、これらの方法を第二相／金属間物質複合物の 製造に活用することができる。特に興味深い方法は第二相生成反応体と溶媒金属 との粉末混合物の調製を伴う上記の（C）の方法であって、溶媒金属は「１次金 属間物質前駆物質」として作用する。この混合物を加熱することによって１次金 属間物質前駆マトリックス中に分布した第二相粒子を含む１次複合物を生成させ る。この複合物を次に１次金属間物質前駆物質と結合して金属間物質を生じるよ うな第二の金属又は「２次金属間物質前駆物質」中に導入する。このように製造 された２次複合物は金属間物質マトリックス中の第二相粒子を含むものである。 このプロセスの間、第二相粒子は実質的に変化しないまま残り得る。しかしなが らある種の系においては、第二相粒子の 形状、大きさ、及び組成のような組成を変化させることも可能である。この方法 は1986年６月13日に出願の米国特許出願番号第873,890号にさらに詳細に記載さ れている。 ユニークな粒子相を生成させるために、上記の方法と共に急速凝固法（rapid solidification；RS法）を使用してもよい。例えば、上記の方法のいずれかで金 属／第二相複合物を製造する場合、第二相生成反応の直後に反応塊を従来のRS法 で冷却して粉末を生じさせることもできる。または、上記の方法のいずれかで生 じさせた複合物を再び融解させ、その後RS法で冷却して粉末を生じさせることも できる。これらのRS法のいずれかで製造した粉末は粒子から成っており、その個 々の粒子は金属マトリックス中の第二相粒子を含むものである。これらの粉末は 最初の第二相生成反応で生じた第二相粒子とは異なる独特な第二相粒子を含むこ とがあるが、これらの独特な第二相粒子は在来の材料を急速凝固しても得られな いものである。 上記の方法を実施する際、生成する第二相粒子のある種の性質（大きさ、大き さの変動量、及び形状など）を制御できることが判明した。例えば、粒度の制御 は発熱性の第二相生成反応時の加熱速度、最高到達温度、及び冷却速度を変化さ せることによって達成できる。粒度に影響を及ぼす他の因子としては、用いた出 発原料の性質、並びに出発原料混合物における溶媒金属の第二相生成反 応体に対する比率が含まれる。本発明の方法によって粒度を制御した例は、例２ 及び例６に記載されている。 公知のように、例えば発熱反応で生じた昇温スパイクは、小さな寸法の製品よ りも大きな寸法の製品で高温のまま残り、引くのが遅い。高温に長時間という条 件はセラミックス粒子の成長を促す。従って、上記の様々な方法で比較的小さな 寸法の複合物を製造すれば、より急速な冷却が容易になって第二相の粒子成長及 び／又は焼結が制限される。 第二相生成反応体出発原料のある種の性質（結晶構造など）は、ある種の系に おいて第二相粒子の粒度に影響を与える。例えば二ホウ化チタン粒子をアルミニ ウム溶媒金属マトリックス中で生成させる際に無定形ホウ素を使用すると、結晶 性ホウ素を同じ混合物に使用した場合に比べてより微細な粒度の二ホウ化チタン が析出する。 溶媒金属の第二相生成反応体に対する比率が第二相粒子の粒度に影響を与える ことが判明した。一般に、溶媒金属の容積％が下限の約10％から上限の約95％ま で増加すると、得られる第二相粒子の粒度はある中間的な第二相装入量で最小値 まで減少し、溶媒金属の割合がその中間的なレベルを超えて増加すると増加する 傾向をもつ。従って、溶媒金属の相対量を変化させることによって生じる第二相 粒子の粒度をある程度制御することができる。最も小さな粒度の第二相を生じる ような溶媒金属の典型的割合は、通常40乃至60容積％の範囲にある。しかし、 この割合は使用する特定の溶媒金属／第二相系に応じて大きく変化することがあ る。 本発明の方法で様々な形状の粒子を得ることができる。例えば、球形粒子及び 有面粒子を含めた等軸形のものが製造し得る。髯結晶及び針状結晶のような細長 い粒子も製造し得る。円板のようなその他の様々な形状のものも製造し得る。粒 子形状は製造される第二相の組成によって大きく左右される。例えば、TiZrCとT iVCとの複合化合物は幅１乃至５ミクロン、長さ５乃至100ミクロンの細長い粒子 を生じる傾向がある。しかしながら、本質的に同じ組成の粒子を異なる形状のも のにすることも可能である。例えば、比較的純粋なアルミニウムマトリックス中 で生じるTiC粒子は典型的には球形であるが、少量の粒状Al2O3を含有するアルミ ニウムマトリックス中で生じるTiC粒子は円板形となり得る。この例から明らか なように、第二相生成反応時に第二相生成反応体とも溶媒金属とも異なる追加の 物質を存在させると、生成する粒子の形状が変わり得る。他の因子（粒子の分散 しているマトリックス金属に他の金属を添加して合金にすることなど）も第二相 粒子の形状を変化させ得る。 本発明の方法においては、上記の方法のいずれかで製造される金属マトリック ス中の第二相分散質から成る複合材料は、第二相粒子から金属マトリックスを分 離するために処理される。分離は、金属マトリックスの溶解、金属マトリックス の揮発、或いは比重差又は非湿潤効果 の利用を目的とした金属マトリックスの溶融、によって達成し得る。 溶解法は、金属マトリックスの溶解が完了するまで、生成した金属／第二相複 合物を適当な方法（媒質中に浸す、媒質の噴霧、媒質の塗布）で溶解用媒質との 接触下におくことによって該複合物を処理することを含む方法である。溶解方法 は一段階の処理で完了することもあるが、多段階処理を必要とすることもある。 いったん金属が溶解したら、残る第二相粒子は濾過、遠心、デカンテーションな どの適当な方法でも分離できる。粒子を次いで従前の方法で乾燥して0,01乃至10 ミクロンの粒度の未焼結微細粉末を得る。酸化物被膜の形成のような粉末の表面 汚染を最小限に抑えるために、乾燥工程は制御された環境下（例えば、真空中又 は不活性雰囲気下）で行うのが望ましい。 溶解用媒質としては、複合物の金属マトリックスは溶解し得るが第二相粒子に 対しては不活性な媒質を使用できる。従って、溶解用媒質は第二相粒子との化学 的反応性を実質的に幾らかでももっていてはならず、しかも他のあらゆる面でも 第二相粒子に悪影響を及ぼしてはならない。適当な溶解用媒質には酸性溶液及び アルカリ性溶液が含まれる。もちろん、特定の溶解用媒質の使用は、溶解すべき 特定のマトリックス金属並びに回収すべき特定の第二相粒子によって決まる。詳 細な例としては、上記の、バルク加熱法、局部点火法、又は直接添加法のい ずれかで製造された、アルミニウム金属マトリックス中の二ホウ化チタン粒子か ら成る複合物を、アルミニウムマトリックス溶解用の塩酸水溶液から成る溶解用 媒質中に入れると、二ホウ化チタン粒子の懸濁液を得ることができる。この粒子 を次に濾過、乾燥すると非常に微細な粒度（0.1−2.0ミクロン）の二ホウ化チタ ン粉末が得られる。 溶解用媒質の詳細な例としては、以下に挙げる酸を少なくとも１種類含有する 水溶液が含まれる：HCl、HF、H2SO4、HNO3、H2CrO4、及びH3PO4。別の溶解用媒 質として、以下に挙げるアルカリを少なくとも１種類含有する水溶液が含まれる ：NaOH及びNH4OH。上述したように、使用する特定の溶解用媒質は、処理すべき 複合物の第二相粒子及びマトリックス金属の組成によって決まる。溶解用媒質は 回収すべき特定の第二相粒子に対して実質的に不活性のままでなくてはならない が、金属マトリックスを所要の程度まで溶解し得るものでなくてはならない。各 種溶解用媒質中におけるマトリックス材料の溶解度に関しての情報は当業者には 容易に入手し得る。 溶解法は、セラミックス材料が一般的に（ホウ化物、炭化物及び窒化物などの セラミックス材料においては特に）不活性であるという事実を利用したものであ る。従って、種々の溶解用媒質がこの方法に十分使用でき、決定因子は一般に溶 解用媒質の金属マトリックス溶解能 である。化学的に不活性なセラミックスの例として、二ホウ化チタン並びに炭化 チタンが挙げられる。TiB2は冷たい濃塩酸又は濃硫酸によっては攻撃されないが 、沸点においてはゆっくりと溶解する。TiB2は硝酸と過酸化水素又は硫酸との混 合物には容易に溶解する。TiCは、硝酸、王水、硝酸とフッ化水素酸との混合物 、及び硝酸と硫酸との混合物、を除いては酸（温度に関係なく）によって攻撃さ れない。 金属マトリックスの溶解速度はマトリックスの組成と選択した特定の溶解用媒 質に応じて変化する。加工処理時間を最小限に抑えるため溶解速度を最大にする ことが一般に好ましい。所定の組成を有する複合物に対して媒質中での溶解速度 を増加させる因子としては加熱、撹拌、溶液濃度の調節、触媒の使用、などが含 まれる。また、複合物の表面積が比較的大きいと溶解速度は増加し得る。従って 、小さい幾何学的寸法及び／又は比較的高い気孔率を有するセラミックスを使用 すると有利であることがある。本発明のバルク加熱及び局部点火法で製造した複 合物は比較的高い気孔率を有することが判明しており、その後の溶解に非常に適 している。幾何学的寸法を小さくしたい場合は、本発明の方法のいずれかで製造 した複合物を、溶解に先立って、破砕、粉砕、ミル引きなどの操作にかけてもよ い。 マトリックス金属を溶解してセラミックス粒子を分離した後の残留溶解媒質は それ以外の用途も有する。例え ば塩酸溶液でアルミニウム金属マトリックスを溶解させる際、溶液中に塩化アル ミニウム（AlCl3）が生成するが、このAlCl3を回収、焼成して酸化アルミニウム （Al2O3）を生成させることもできる。使用する特定の金属マトリックス及び溶 解用媒質に応じてこのような様々な用途が考えられる。 第二相粒子からマトリックス金属を分離する別の方法として、第二相粒子から 溶媒金属を沸騰除去して溶媒金属を揮発させる方法がある。沸騰法においては、 その中で第二相粒子が生成する溶媒金属を、第二相生成発熱反応時又は金属／第 二相複合物の生成後に揮発させるが、第二相生成発熱反応時に揮発させる場合に はその反応から放出される熱を溶媒金属の沸騰に使用し、金属／第二相複合物の 生成後に揮発させる場合には複合物を金属マトリックスの沸点より高温に再加熱 する。このようにしてかなりの割合の溶媒金属が第二相粒子から沸騰除去される 。様々な方法を使用して金属の沸騰除去を補助してもよい。例えば、亜鉛のよう な低沸点溶媒金属が使用できる。揮発法に真空を用いると溶媒金属の沸騰する温 度を有利に低下させることができ、第二相粒子から気体状溶媒金属を除去するの に役立つ。第二相生成反応体粉末と溶媒金属とから成る圧粉体を使用する際に、 第二相の溶媒金属に対する比率を高めると発熱反応時の到達温度を高めるのに有 利である。また、比較的容積の小さい圧粉体を使用すると、気体状溶媒金属がそ の材料塊から逃 散するために移動しなくてはならない距離が短くなるので、溶媒金属の沸騰除去 を促進する。本質的に高温を使用するプラズマ噴霧法も溶媒金属の沸騰除去を促 進する。例えば、上記の基本的インシトゥ析出法において、プラズマは第二相生 成反応の開始並びに溶媒金属の沸騰除去のどちらにも使用できる。本発明の方法 で予備生成した複合物を金属マトリックスの沸騰除去するためにプラズマ炎中に 入れることもできる溶媒金属の揮発を促進するための上記の各種の方法は個別に 用いてもよいし、それらを組合わせて用いてもよい。 第二相粒子を金属マトリックスから分離する第三の方法は、金属を溶融して、 液体金属に非湿潤性の粒子、もしくは粒子と液体金属との間の大きな密度差によ って溶融物の表面に浮遊又は溶融物の底に沈降する粒子、を除去するものである 。非湿潤法、即ち溶融物排除法においては、第二相粒子は、溶融した溶媒金属又 はそれらの合金で濡れず（即ち、湿潤されず）、溶融金属の外表面に排除される 。その後で粒子をスキミングなどの方法で取出すことができる。この方法は、第 二相粒子が溶媒金属もしくは溶媒金属の合金（その中で第二相粒子が生成する） で湿潤されることの全くない系に限られることに注意すべきである。または、第 二相粒子と溶融マトリックス金属との間にかなりの比重差があるような場合、重 力の効果によって粒子は溶融物の表面に浮遊するか溶融物の底に沈降する。この ように第二相粒子の浮遊又は沈降 を伴う場合、スキミング、デカンテーション、遠心などによって粒子を溶融物か ら取出すことができる。ここで述べた二つの方法においては、粒子の分離は第二 相生成反応時に行い得る。しかし、本発明のバルク加熱及び局部点火法において は、生成した複合物の溶媒金属マトリックスは通常は第二相生成反応後の短時間 だけ溶融状態にある。従って、溶融プロセスを完了させるため、通常は複合物の 金属マトリックスを再溶融する必要がある。 上述のマトリックス金属から第二相粒子を分離する方法は互いに組合わせて用 いることができる。例えば、マトリックス金属の揮発もしくは非湿潤性金属中で の粒子の浮選のいずれかで回収した粒子が許容し得ない程多量のマトリックス金 属で被覆されていた場合、その粒子を次に溶解用媒質で処理してもよい。ある場 合には、溶媒金属を完全には除去しないで第二相粒子上に残余量のマトリックス 金属を残しておく方が望ましいこともある。例えば、セラミックス粉末からある 部品を製造する場合、粉末中に残余量のマトリックス金属が存在すると焼結／緻 密化助剤として有利に作用することもある。 本発明に従って製造した第二相粉末は、広範な用途に使用するのに非常に適し た特性を有している。例えば、本発明で得られる著しく微細な粒度、狭い粒度分 布、焼結していないこと、等軸形、高純度、制御された化学量論比、及び単結晶 性という性質は、高品質セラミックス 部品の製造に理想的であると従前から認められていたセラミックス粉末の性質と 一致する。本発明によって製造されるある種の粉末は研磨剤として非常に有用で ある。例えば、本発明に従って製造したTiB2粒子は、典型的には有面等軸形の単 結晶であり、研削用及び研磨用ダイヤモンド粉末の理想的な代替物となり得る。 出発原料に存在する恐れのある不純物は概して第二相生成反応時に溶媒金属マト リックス中に分散し、後で第二相粒子からマトリックスを分離する際に除去され るので、本発明によって高純度で十分に限定された化学量論比をもつ粉末が得ら れる。本発明で製造される粉末は高純度と制御された化学量論比をもつので、エ レクトロニクス用に非常に適している。単一の第二相生成反応から均質に混合し た多組成のセラミックス粒子を生成させると、セラミックス／セラミックス複合 物製造用の予備混合セラミックス粉末の原料が得られる。例として、チタンと窒 化ホウ素をアルミニウム溶媒金属の存在下で反応させて、得られる二ホウ化チタ ン及び窒化チタン粒子から溶媒金属を除去することによるチタンホウ化物とチタ ン窒化物の混合物の製造を挙げることができる。また、出発原料として酸化ホウ 素を用いると、ホウ化物と酸化物の混合物が製造できる。向上した特性を有する 第二相粉末の製造に加えて、本発明の方法は金属炭化物、ホウ化物、窒化物、酸 化物、ケイ化物、ベリリド、オキシ窒化物、硫化物、及びオキシ硫化物などの広 範なセラミックス粉末の製造 方法を供するが、これらの幾つかは従前の方法では製造が不可能であるかもしく は困難なものであった。 以下の実施例は、これまで述べてきた本発明の様々な特徴及び態様を説明する ものである。さらに詳細には、例１−19は本発明による金属マトリックス中の第 二相微細粒子分散質から成る複合物材料の製造を説明したものである。これらの 複合物の各々を、上記のようにさらに処理することによって金属マトリックスか ら第二相粒子を分離して第二相粒子を得ることができるが、これは例20−22に例 示してある。例１ 34重量％のチタン、16重量％の結晶性ホウ素、及び50重量％のアルミニウムを 含む粉末混合物を38000psiに等方圧縮した。次に温度を800℃にセットした炉中 でこの圧縮品を加熱した。約670℃に達したところで、約1250℃までの急激な温 度上昇がみられた。温度の上昇速度は非常に速く（毎分900℃より大）、その後 に毎分約400℃の急速な冷却が続いた。その後の実験で、試料はアルミニウムマ トリックス中に二ホウ化チタン第二相粒子の微細分散物（0.1−３ミクロン）を 含んでいることが判明した。この粒子は有面等軸形単結晶で、実質的に未焼結で あった。例２ この例はアルミニウムマトリックス中で析出する二ホウ化チタンの粒度に与え る無定形ホウ素の影響を教示す るものである。結晶性ホウ素の代りに無定形ホウ素を使用したことを除いては例 １と同一の混合物（即ち、約34重量％のチタン、16重量％の無定形ホウ素、及び 50重量％のアルミニウム）を圧縮し、炉中で加熱した。約620℃に達したところ で、急速な発熱がみられた。その後の実験によって、アルミニウムマトリックス 中に非常に微細な（0.1−１ミクロン）単結晶二ホウ化チタン第二相粒子が分布 していることが判明した。この粒子は有面等軸形で、実質的に未焼結であった。例３ アルミニウムセラミックス前駆マトリックス中に60重量％の二ホウ化チタン第 二相が得られるような適当な化学量論比の、チタン、ホウ素、及びアルミニウム 粉末をボールミル粉砕した。この混合物を次にグーチ管（gooch tubing）に充填 して40ksiに等方圧縮し、密度2.39ｇ／cm3の、ほぼ直径１cmで長さ５cmの圧粉体 にした。アルゴン気流下の石英管中で、グラファイト棒と端と端が繋がるように この圧粉体を置いた。高周波電界中でグラファイト棒を加熱して、圧粉体と棒と の接触面で反応を開始させた。反応は圧粉体の長さ方向に毎秒0.77cmの速度で伝 搬した。得られた複合物を分析したところ、アルミニウムマトリックス中の二ホ ウ化チタン分散粒子は平均直径が約１ミクロン、実質的に未焼結で、有面等軸形 単結晶であることが判明した。例４ 20.6重量％のチタンと9.4重量％のホウ素と70重量％のクロムとの混合物を400 00psiに圧縮し、その後炉中で加熱した。約880℃で急激な発熱反応が見られた。 得られた複合物は、クロムマトリックス中の二ホウ化チタン第二相粒子を含んで いた。例５ 239.5ｇのチタン粉末、60.3ｇのカーボンブラック、及び200.2ｇのアルミニウ ム粉末を30分間ボールミル粉砕して、グーチ管に充填し、40ksiに等方圧縮して 直径１インチ、長さ12インチの圧粉体にした。アルゴン気流下の直径４インチの 石英管中で、２本の水冷銅レールの上にこの圧粉体を置いた。この圧粉体の一端 に続けて置いた１インチ×１インチの炭素片を、圧粉体の端で発熱反応が始まる まで誘導加熱した。炭素加熱用誘導装置に繋がる電源を切って、圧粉体の長さ方 向に反応を伝搬させた。得られた複合物は、アルミニウムマトリックス中に60重 量％の炭化チタン第二相粒子（平均直径１ミクロン）を含んでいた。粒子は一般 に球形で、実質的に未焼結であり、単結晶のようであった。例６ この例はアルミニウムマトリックス中で析出する炭化チタンの粒度に与える各 種炭素源の影響を教示するものである。例５と同様の手法で５つの複合物を製造 した。各々の複合物はAlマトリックス中に60重量％のTiCを含んでいた。個々の 複合物の製造に使用したチタン粉 末及びアルミニウム粉末は同一であって、コンソリデイテッド・アストロノーテ ィクス・インク（Consolidated Astronautics Inc.）から入手したものであり、 マイナス325メッシュの大きさであった。使用した各種の炭素源は、試料１：コ ンソリデイテッド・アストロノーティクス社の２ミクロングラファイト；試料２ ：コンソリデイテッド・アストロノーティクス社の１−５ミクロングラファイト ；試料３：コンソリデイテッド・アストロノーティクス社の超伝導２ミクロング ラファイト；試料４：コンソリデイテッド・アストロノーティクス社の耐酸化性 グラファイト；試料５：モナーク（Monarch）社のカーボンブラック、であった 。製造した複合物はいずれも、一般に球形の、実質的に未焼結の単結晶TiC粒子 を含んでいた。しかし、粒度は各複合物で異なっていた。走査電子顕微鏡（SEM ）解析並びに定量的画像解析で得られた、各複合物の粒度範囲と平均粒度（ミク ロン単位）の一覧を以下に示す。 試料１：1.6−1.9、平均1.8 試料２：2.0−5.0、平均2.9 試料３：2.0−7.0、平均2.3 試料４：2.0−5.0、平均2.3 試料５：0.6−1.5、平均0.7例７ 例５と同様の手法で２つの複合物を製造した。各々の複合物はAlマトリックス 中に40重量％のTiCを含んでい た。チタン粉末原料（コンソリデイテッド・アストロノーティクス社、マイナス 325メッシュ）及び炭素粉末原料（モナーク社のカーボンブラック）は各複合物 で同じであった。ただし、第１の複合物に使用したチタンはコンソリデイテッド ・アストロノーティクス社のマイナス325メッシュ粉末であって、第２の複合物 に使用したチタンはコンソリデイテッド・アストロノーティクス社の10ミクロン 粉末であった。二つの複合物は共に、一般に球形の、実質的に未焼結の単結晶Ti C粒子を含んでいた。SEM解析並びに定量的画像解析により、第１の複合物の粒度 範囲が0.1−0.8ミクロンで平均粒度0.4ミクロンであったのに対して、第２の複 合物の粒度範囲は0.1−1.0ミクロンで平均粒度0.4ミクロンであった。例８ この例は、少量のAl2O3を原料粉末混合物に添加することによって、アルミニ ウム溶媒金属マトリックス内で生成するTiC粒子の形状を変えることができるこ とを示したものである。例５と同様にして、60重量％のTiC第二相粒子を含む複 合物を製造した。しかし、40重量％のAlを使用した例５とは異なり、35重量％の Alと５重量％の繊維状Al2O3を使用した。得られた複合物はアルミニウムマトリ ックス中に60重量％の炭化チタン第二相粒子と少量のAl2O3を含んでいた。TiC粒 子は一般に球形ではなく円板形で、粒子間の焼結は本質的に全くなかった。例９ アルミニウム溶媒金属マトリックス内で二ケイ化モリブデン第二相粒子を析出 させる実験を行った。約15.0重量％のケイ素粉末、25.0重量％のモリブデン粉末 、及び60重量％のアルミニウム粉末の混合物を圧縮し、次いで炉中で加熱した。 温度がおよそ640℃に達したところで、急に発熱がみられた。後で行ったＸ線解 析並びにSEM解析によって、アルミニウムマトリックス中に二ケイ化モリブデン 粒子が存在することが確認された。例10 銅マトリックス内で二ホウ化ジルコニウムを析出させる実験を行った。約34重 量％のジルコニウム粉末、16重量％のホウ素粉末、及び50重量％のアルミニウム 粉末の混合物を圧縮し、次いで炉中で加熱した。温度がおよそ830℃に達したと ころで、急激な反応が起こり最大温度が約970℃に達した。後で行ったＸ線解析 並びにSEM解析によって、銅マトリックス中に二ホウ化ジルコニウムが存在する ことが確認された。例11 例10のようにして製造した、銅マトリックス中に50重量％の二ホウ化ジルコニ ウム第二相を含む1000ｇの複合材料を、マイナス16メッシュの大きさに破砕し、 次いで撹拌しながら1000ｇの溶融アルミニウム母金属を添加した。得られた複合 物は銅／アルミニウム合金マトリックス中に約25重量％の二ホウ化ジルコニウム 第二相粒子を 含んでいた。例12 20.5重量％のチタン、9.5重量％のホウ素、及び70重量％のコバルトの混合物 を40000psiに圧縮し、炉中で加熱した。800℃で高い発熱反応が起こり、温度が 約1600℃まで上昇した。その後のＸ線解析で、コバルトマトリックス中における 二ホウ化チタンの存在が同定された。ここで、固体溶媒金属への第二相生成反応 体の拡散が十分起これば、開始温度は溶媒金属の融点（この例においては495℃ ）よりも下げることができ、反応が固体状態で始まることが示された。例13 16重量％のアルミニウム、56重量％のクロム、20.6重量％のチタン、及び9.4 重量％のホウ素の混合物を圧縮して、炉中で加熱した。温度が約620℃に達した ところで急激な反応が起こり、温度が800℃より高く上昇し、クロムが溶融した 。温度−時間曲線はアルミニウム中での発熱反応（典型的には600−800℃で起こ る）と続いて起こるクロム中での反応とを示す二つのピークを有していた。した がって、融点の低いほうの溶媒金属は反応の「低温開始剤」として作用し、その 反応によって熱が放出され融点の高いほうの溶媒金属中での反応を誘導する。製 造した複合物はクロム／アルミニウム合金マトリックス中に二ホウ化チタン第二 相粒子を含んでいた。例14 BN、Ti、及びAl粉末の化学量論的混合物を圧縮し、加熱して約730℃で点火（ 急激な温度上昇によって特徴付けられる）させた。Ｘ線解析並びにSEM解析によ って、BNが約50容積％の第二相装入量でTiB2とTiNとに完全に転化していること が確認された。第二相の粒度はおよそ１−３ミクロンの範囲であった。例15 溶媒金属としてCuを使用したことを除いては、例13に記載の実験と同様の実験 を行った。銅中での点火は約900℃で起きた。この例でも、Ｘ線解析並びにSEM解 析によって、BNが約70容積％の第二相装入量でTiB2とTiNとに完全に転化してい ることが確認された。TiB2及びTiN第二相粒子の平均粒度は１ミクロン未満であ った。例16 AlB12、Ti、及びAl粉末を使用して、Al溶媒金属マトリックス中にTiB2第二相 粒子を含む複合物を製造する２つの実験を行った。一つの実験では、26.9ｇのAl B12粉末（-200メッシュ）、49.3ｇのTi粉末（-325メッシュ）、及び23.8ｇのAl 粉末（-325メッシュ）を30分間ボールミル粉砕し、グーチ管に充填して42000psi に等方圧縮した。アルゴン気流下の石英管中で、２本の水冷銅レールの上にこの 圧粉体を置き、誘導加熱して発熱反応を開始させた。得られた複合物を定量的画 像解析、Ｘ 線解析、並びにSEM解析したところ、TiB2装入量が60容積％で、約0.1−0.5ミク ロンの範囲の粒度のTiB2粒子であることが判明した。この粒子は、有面等軸形単 結晶で、実質的に未焼結であった。20.6ｇのAlB12、36.4ｇのTi、及び43.2ｇのA lを使用して、アルミニウムマトリックス中に40容積％の装入量のTiB2を有する 複合物を製造したことを除いては、上記と同様にして第二の実験を行った。第一 の実験におけるように、解析によってサブミクロンの有面等軸形単結晶TiB2粒子 がアルミニウムマトリックス全体に分散していることが判明した。例17 アルミニウムマトリックス中に60重量％TiN第二相粒子を含む複合物の製造に 適した化学量論比のAlN、Ti、及びAlの粉末をボールミル粉砕して、40ksiに圧縮 した。アルゴン気流下の石英管中で、水冷銅ボートの上にこの圧粉体を置き、誘 導加熱して発熱反応を開始させた。得られた複合物は、アルミニウムマトリック ス中に分散した一般に幅約１−２ミクロン、長さ５−10ミクロンの棒形のTiN粒 子を含んでいた。例18 この例は、細長い形をした炭化チタンバナジウム粒子のアルミニウムマトリッ クス内での生成を示したものである。37ｇのTi粉末（-100メッシュ）、13ｇのV 粉末（-325メッシュ）、10ｇのC粉末（-325メッシュ）、及 び40ｇのAl粉末（-325メッシュ）をボールミル粉砕し、40000psiに等方圧縮して 圧粉体とした。この圧粉体を高周波電界内で加熱して発熱反応を開始させた。得 られた複合物のSEM解析により、Alマトリックス中の幅約３−５ミクロン、長さ 約10−80ミクロンの細長い形のTiVC粒子であるのが判明した。例19 この例は、細長い形をした炭化チタンジルコニウム粒子の金属間物質含有マト リックス内での生成を示したものである。47ｇのAl4C3粉末、89ｇのZr粉末、及 び62ｇのTi粉末ををボールミル粉砕し、40000psiに等方圧縮して圧粉体とした。 この圧粉体を高周波電界内で加熱して発熱反応を開始させた。得られた複合物の SEM解析により、TiAl含有マトリックス中の幅約２−４ミクロン、長さ約10−40 ミクロンの細長い形のTiZrC粒子であるのが判明した。 以下の例20−22は、本発明に従って、溶解用媒質で金属／第二相複合物を処理 して第二相粒子の微細粉末を得る方法を示したものである。例20 例３と同様の手法で、アルミニウムマトリックス中にTiB2粒子を含む２種類の 複合物を製造した。一つはTiB2装入量が40容積％で、もう一つはTiB2装入量が60 容積％であった。各々の複合物のSEM、透過型電子顕微鏡解析（TEM）、Ｘ線解析 、並びに定量的画像解析によ り、粒度範囲が0.5乃至２ミクロンの、実質的に未焼結で、等軸形単結晶二ホウ 化チタン粒子が分散していることが判明した。各複合物１ｇづつをマイナス50メ ッシュに破砕して、１MのHCl水溶液から成る溶解用媒質400mlを添加した。それ ぞれの混合物を18時間機械的に撹拌し、次いで0.2ミクロンの濾過膜に通して濾 過した。それぞれの濾過膜上に残る物質を空気中で乾燥した。各物質のSEM解析 、Ｘ線解析、並びに定量的画像解析によって、これらを得た複合物の粒子と同じ 粒度範囲（0.5乃至２ミクロン）を有する、実質的に未焼結で、等軸形単結晶二 ホウ化チタン粒子であることが判明した。例21 例５と同様の手法で、TiC装入量がそれぞれ40、50、及び60容積％の、アルミ ニウムマトリックス中にTiC粒子を含む３種類の複合物を製造した。各複合物のS EM、Ｘ線解析、並びに定量的画像解析により、実質的に未焼結で、一般に球形の 単結晶TiC粒子が分散していることが判明した。40、50、及び60容積％の複合物 の粒度範囲はそれぞれ1.5−2.0、1.4−2.4、及び1.6−1.9ミクロンであった。各 複合物１ｇづつをマイナス50メッシュに破砕して、１MのHCl水溶液から成る溶解 用媒質400mlを添加した。それぞれの混合物を18時間機械的に撹拌し、次いで0.2 ミクロンの濾過膜に通して濾過した。それぞれの濾過膜上に残る物質を空気中で 乾燥した。得られた物質のTiC粒子が一緒に焼結しているかどうかを 決めるために、各濾過ケークの一部をアセトン中に入れ10分間超音波アジテーシ ョンした。スライドグラスを各混合物中に浸し、空気中で乾燥してTiC粉末の薄 い塗膜をつくった。 各物質のSEM解析、Ｘ線解析、並びに定量的画像解析によって、これらを得た複 合物の粒子と同じ粒度範囲（0.5乃至２ミクロン）を有する、実質的に未焼結で 、等軸形単結晶二ホウ化チタン粒子であることが判明した。各粉末のSEM、Ｘ線 解析、並びに定量的画像解析により、これらを得た複合物の粒子と同じ粒度範囲 を有する、実質的に未焼結で、球形の単結晶炭化チタン粒子であることが判明し た。例22 例１と同様の手法で、アルミニウムマトリックス中に60容積％のTiB2粒子を含 む複合物を製造した。複合物のSEM、Ｘ線解析、並びに定量的画像解析により、0 .1−0.5ミクロンの粒度範囲の、実質的に未焼結の、等軸形単結晶二ホウ化チタ ン粒子が分散していることが判明した。１ｇ量の複合物に、１MのHCl水溶液から 成る溶解用媒質400mlを添加した。混合物を20時間機械的に撹拌し、次いで0.2ミ クロンの濾過膜に通して濾過した。濾液は暗灰色で、かなりの量のTiB2粒子が0. 2ミクロンの濾過膜を通過していることを示していた。濾液から取出した粒子をS EM解析したところ、0.1乃至0.2ミクロンの粒度範囲の、実質的に未焼結の、等軸 形単結晶 TiB2粒子であることが判明した。濾過膜上に残った物質を空気中で乾燥してSEM 解析したところ、0.2乃至0.5ミクロンの粒度範囲の、実質的に未焼結の、等軸形 単結晶二ホウ化チタン粒子であることが判明した。 特定の具体的態様との関連で本発明を説明してきたが、本発明は本明細書中に 記載された開示内容に限られるものではなく、それ以外の様々な変化、修正、及 び改良を加えることは当業者の容易に成し得ることであり、請求の範囲に記載さ れた範囲を超えるものではない。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION Forging method for fine ceramic powder and product thereof Background of the Invention The present invention relates to a method for producing a finely powdered material and the products obtained by this method. The method of the present invention involves the in situ precipitation of second phase particles, such as ceramics or inter-tallics, within a solvent metal matrix, followed by dissolution or dissolution of the matrix. It includes removal by other methods and recovery of second phase particles. Examples of second phase particles produced by the method of the present invention include metal carbides, borides, nitrides, oxides, and silicides. Field of the invention Ceramics generally have a number of desirable properties and their applications are diverse. For example, ceramics have chemical stability and corrosion resistance and are therefore used for handling molten metals and as thermal barrier coatings. Ceramics have favorable electrical properties and are used in capacitors and varistors. Due to its excellent magnetic properties, it is also used in transformers and tape recorder heads. Cutting tools and grinding wheels generally contain ceramics due to their hardness, wear resistance and high temperature properties. Similarly, such properties have led to the minor use of ceramic materials in high temperature applications such as engine components and heat exchangers. The use of ceramics as structural members has been limited in the past due to the relative brittleness of traditional ceramics, but is increasing as new processing methods and new structural design methods are developed. Therefore, in the future, it is expected that ceramics will be used more and more in load bearing applications where metals have been generally used so far. Ceramic parts are generally manufactured from powder. Manufacturing technologies that utilize ceramic raw material powders include (a) cold pressing followed by sintering, (b) hot pressing, (c) slip casting or paste molding followed by sintering, and (d) The plasma method or the thermal spraying method, and (e) the vapor plating method are included. In order to use (particularly for structural purposes) the ceramic component manufactured by the above method, it is necessary to substantially improve its characteristics and reliability. Defects that limit their use as structural materials can in most cases be traced to certain events in processing. Many of the strength limiting defects can be eliminated by careful control throughout the process, but one of the most important is the properties of the raw powder. In addition to strength, other mechanical properties such as creep resistance, as well as electrical, magnetic, and optical properties are all susceptible to microstructural effects caused by powder processing. Generally, the ideal powder characteristics for obtaining high quality ceramic parts are: small grain size (to minimize diffusion distance), uniform grain size (to prevent grain growth), no agglomeration, equiaxed Shape (to improve packing), and no deviation from impurities or desired stoichiometry. Many conventional powders do not have these properties. In recent years, metal carbides have become increasingly popular because they have been found to have useful properties over a wide range. Of particular interest is refractory metal carbides, which have the ability to withstand the high temperatures encountered in many modern technological fields due to the high melting point of refractory metal carbides. Because. Many of these metal carbides have a pronounced hardness and therefore fine powders of such metal carbides are often used as abrasives, but in such applications they have considerable wear resistance. There is. Also, such powders can often be finished into a variety of useful shapes. Corrosion resistance is also one of the important properties of many of these metal carbides. Metal borides and nitrides are generally very similar in many respects to metal carbides, and therefore, there is considerable interest in metal borides and nitrides for the same reasons given above for metal carbides. Has become. Refractory metal borides and nitrides have received a great deal of attention in relation to high temperature applications, and many metal borides and nitrides have highly desirable hardness, fire, wear, and corrosion resistance properties. Present. Prior art Various methods are used to produce various ceramic powders. The following description focuses on conventional methods utilized to produce metal carbides, borides, and nitrides. However, the method described below is general in many respects. That is, a wide range of ceramic materials other than these are conventionally manufactured by the method described below with a slight modification of the procedure. One of the most commonly favored industrial processes for the production of metal carbides, which is actively used for large-scale production, involves the principle of carbothermal reduction of metal oxides. According to such a method, the reactive mixture is prepared from a carbon feedstock such as carbon fines and a metal oxide and / or a metal compound which upon heating produces a metal oxide. When the mixture is heated at a relatively high temperature to reduce the metal oxides originally present or produced by heating, the corresponding metal carbides are formed. The heating temperature is generally in the range 1100-1300 ° C., which temperature is selected according to the metal carbide produced. The reaction is generally carried out in a harmless protective atmosphere such as an inert gas or vacuum. Many different metal carbides have been produced by this method, including titanium, zirconium, hafnium, vanadium, niobium, tantalum, chromium, molybdenum, tungsten, uranium, and numerous transition metal carbides. . As a specific example, titanium carbide is produced by mixing titanium oxide with carbon black and reacting the mixture at 1900 to 2300 ° C. A sintered mass of titanium carbide results, which is then crushed in a jaw crusher and comminuted to a powder. Similar to the metal carbide production method described above, a preferred large-scale production method for various metal borides is based on carbothermal reduction of boron oxide and one or more boride-forming metal oxides. According to this general method, the reactive mixture comprises (1) one or more boride-forming metal oxides and / or a metal compound which upon heating produces such metal oxides and (2) the boron bromide itself and / or It is prepared from a metal oxide raw material containing a boron oxide source, such as a substance that produces boron oxide upon heating, and a carbon raw material such as carbon fine powder. When this mixture is heated to a suitable temperature in a harmless atmosphere in a suitable furnace, the originally present or heated metal and boron oxide interact with carbon to form the corresponding metal boride. A number of metal borides have been produced in this manner, including, for example, titanium, zirconium, hafnium, vanadium, tantalum, and nickel borides. Several methods have been used to industrially produce metal nitrides. In one method, the fine metal powder is nitrided at 1000 to 1400 ° C. for 1 to several hours. Grinding the product and repeating this process several times gives a stoichiometric metal nitride powder. The second method is similar to the above-described method for producing carbides and borides, and is a method for carrying out carbothermal reduction of metal oxides in the presence of nitrogen. For example, in the production of titanium nitride, titanium oxide is heated with nitrogen in a reducing atmosphere at 1600 ° C. for 2.5 hours to obtain titanium nitride having a purity of 98 to 99%. In recent years, a large number of ceramic materials have been manufactured by using a process called "self-propagating high-temperature synthesis (SHS)" which involves a self-sustaining exothermic reaction between elemental powders of ceramic-forming components. The SHS method involves mixing powders of constituent elements, compression molding, and locally igniting a part of the green compact with an appropriate heat source. When ignited, sufficient heat is released to maintain a self-sustaining reaction, and a method that results in a sudden high temperature with low power can be used instead of a bulk heating method for a long time. Examples of these techniques include, among others, US Pat. Nos. 3,726,643, 4,161,512, and 4,431,448, which are patents to Merzhanov et al. In most SHS processes the product is a ceramic or intermetallic material, which may be relatively dense enough to be used as a finished product, or it may be crushed and used as a powdered raw material. In a few cases, a binder such as a metal is incorporated into the compacted powder, but it is almost certain that it will typically make up less than 10% by weight of the mixture and less than 30%. The temperatures associated with the SHS method are significantly higher, leading to intergranular sintering and grain growth of the resulting ceramic particles. If it is preferable to make the powder from the ceramic material produced by the SHS method, a milling and / or milling step is required to break the agglomerates. US Pat. No. 3,726,643 describes one or more metals selected from Group IV, Group V, and Group VI of the periodic system and a non-metal such as carbon, boron, silicon, sulfur, or liquid nitrogen. It teaches a method for making high melting refractory inorganic compounds by mixing and locally producing a temperature suitable for initiating the combustion process by heating the surface of the mixture. U.S. Pat.No. 4,161,512 teaches a process for producing titanium carbide in which the ignition of a mixture of 80 to 88% titanium and 20 to 12% carbon causes an exothermic reaction of the mixture under staged bed combustion conditions. There is. These references relate to binderless bulk ceramic materials. U.S. Pat. No. 4,431,448 discloses mixing titanium, boron, carbon, and a Group IB binder metal or alloy (such as an alloy of copper or silver) and compression molding the mixture to produce the exothermic heat of titanium with boron and carbon. A dense, hard alloy by locally igniting it to initiate a reaction and propagating the ignition to produce an alloy containing titanium diboride, titanium carbide, and up to about 30% binder metal. Teaches how to make. The binder metal acts as a ductile consolidation aid that fills the voids between the sintered ceramic particles and thus increases the product density. The product produced in this way is more suitable for use as a finished product than for powder production. While the above-mentioned processes, such as carbothermal reduction and certain SHS processes, are very advantageous in terms of suitability for large-scale production, it has long been recognized that these processes have serious drawbacks. These methods generally require high temperatures and numerous processing steps for powder manufacture. Furthermore, they often require long reaction times and precise control. The powders produced are often of uneven particle size or too high in impurities to produce reliable parts. More specifically, it is generally accepted that ceramic materials actually produced by such methods so far are often produced as lumps rather than as fine powders. There is undoubtedly a desire for the use of various finely powdered ceramics, and in order to obtain such powders the agglomerates must be subjected to grinding and milling operations. Ceramic materials are generally extremely hard and such milling operations are always very difficult, time consuming and expensive. Moreover, because many of these ceramics are abrasive, the milling equipment wears during operation, often resulting in severe contamination of the powdered product. Therefore, several purification steps are required to reduce the amount of impurities in the obtained powder. Another major drawback of the above method is that the resulting product is usually quite heterogeneous, and product samples taken from different parts of the reacted mass differ greatly in composition. This drawback can be mitigated to some extent by the addition of milling operations, but the differences in powder composition that differ from batch to batch are more difficult to control. Even if an attempt is made to obtain a powder product having a high purity and a stoichiometrically well-defined and controlled composition by the above-mentioned ceramic material manufacturing method, there are obstacles which are difficult to remove. A conventional method for directly producing a fine ceramic powder, which can eliminate the above-mentioned additional grinding and milling steps, is known as a vapor phase synthesis method. The method involves reacting at least two gaseous reactants to produce the desired powder. The ceramic formation reaction is initiated by various heating methods including furnace, high frequency induction method and plasma method. These methods typically result in particle sizes less than 0.1 micron. Various ceramic powders are manufactured by a vapor phase synthesis method. For example, titanium diboride is produced by the following reaction. TiCl Four (Qi) + 2BCl 3 (Qi) + 5H 2 (Qi) ---> TiB 2 (Solid) + 10HCl (gas) In this case, TiCl Four And BCl 3 To reduce TiB 2 Hydrogen is used to generate This method is highly endothermic and requires high temperatures to initiate the reaction. TiB with a grain size of approximately 0.05 micron 2 Is obtained. Si in high frequency plasma and arc plasma according to the following reaction 3 N Four Are manufactured. 3SiCl Four (Qi) + 4NH 3 (Qi) ---> Si 3 N Four (Solid) + 12 HCl (gas) Similarly, a vapor phase synthesis method is used to produce TiN powder. In this method, titanium tetrachloride (TiCl Four ) With nitrogen or ammonia at temperatures above 1300 ° C. Such high temperatures are necessary to form powder nuclei in free space. Zirconium nitride and vanadium nitride are also suitable chlorides and NH 3 (H if any 2 And N 2 Is also present). Carbides of various metals such as TiC and SiC have also been produced by reacting appropriate metal chlorides with methane in a plasma. In order to obtain a ceramic powder of satisfactory quality, the above vapor phase synthesis method requires precise processing control. Small variations in processing parameters such as temperature and gas concentration result in large changes in powder properties such as particle size, stoichiometry, and crystallinity. A characteristic of gas phase reactions is the presence of large temperature and gas concentration gradients in the reaction zone. Non-ideal temperature profiles and gas concentrations lead to distributions in nucleation rate and growth time resulting in large variations in grain size. In general, the vapor phase synthesis method has low energy efficiency and low yield. The high temperatures normally required for this ceramic formation reaction require a large amount of energy input. The yield when converting the starting gaseous raw material to the final ceramic powder is usually less than 20%. Another disadvantage of the vapor phase synthesis method is that the produced ceramic particles bond to one another due to the high temperatures used to form agglomerates or chains of ceramic particles. Furthermore, the vapor phase synthesis method usually requires a large-scale recovery device such as a filter or an electrostatic precipitator because the produced powder is suspended in a large amount of gas and carried. U.S. Pat. Nos. 3,726,956 [Silver] and 4,470,956 [Cheney et al.] Relate to methods for melting metals from ceramic particles. U.S. Pat.No. 3,726,956 dissolves tungsten or molybdenum materials such as molybdenum coatings from fissionable materials such as nuclear fuel ceramic particles by contacting molybdenum with sodium hypochlorite until dissolution is complete. A method is taught. The ceramic particles are thorium oxide, uranium oxide, plutonium oxide, or a mixture thereof. US Pat. No. 4,470,956 teaches a method of dissolving cobalt, nickel, and iron binder metals from metal carbides by treating the metal with hydrochloric acid until dissolution is complete. This method is used to recover metal carbide particles from cemented carbide scrap material. The recovered particles may include one or more transition metal carbides of metals of Groups IVB, VB, and VIB of the Periodic Table, such as tungsten carbide and titanium carbide. Both of these US patent publications relate to a method of recovering ceramic particles by melting the metal surrounding the particles. However, nothing is taught about a method for producing ceramic particles. Further, there is no teaching about generating ceramic particles by an in-situ precipitation reaction of a ceramic-forming reactant in the presence of a solvent metal. It is considered that the ceramic particles in each of these US Patent Publications are manufactured by the conventional method described above or a method with a slight modification. In contrast, the method of the present invention provides a means for producing fine, non-cohesive, unsintered, high-purity ceramic powder with well-controlled shape, stoichiometry, and crystallinity. The present invention may simplify the procedure and apparatus more than the prior art. For example, since the method of the present invention can directly produce ceramic particles having a size of about 0.01 to 10 microns, a grinding and milling device is unnecessary and contamination of impurities due to the use of such a device can be prevented. In fact, the present invention provides particles in the unique intermediate size range between ultrafine particles produced by vapor phase synthesis and larger particles produced by processes such as carbothermal reduction. The present invention also eliminates the need for complex collection systems for separating ceramic particles from large volumes of gas, such as filters and electrostatic precipitators. The method of the present invention also does not require high temperatures for extended periods of time such that the ceramic particles sinter or bond together. Furthermore, the method of the present invention is more energy efficient than many prior art techniques, the energy input required is relatively low, and this powder production process results in high yields of ceramics. Further, the method of the present invention produces all ceramics that can be produced by in situ precipitation reactions, such as metal carbides, borides, nitrides, oxides, suicides, oxynitrides, sulfides, and oxysulfides. Generally applicable to. Based on these facts, a detailed description of the present invention, which is superior to the known powder manufacturing methods, will be described below. Summary of the invention It is an object of the present invention to provide a method of producing fine particles of a second phase material such as ceramics or intermetallics. The second phase materials produced by the present invention include, among others, metal borides, carbides, oxides, nitrides, suicides, berylides, oxynitrides, nitrides, and oxysulfides. The present invention is particularly aimed at providing the particles described above in substantially single crystal form. This method is conducted at a temperature at which sufficient diffusion of the reactants to the solvent metal occurs in the presence of the solvent metal such that the second phase producing reactant has a higher solubility than the second phase material, i.e. Contacting the second phase producing reactants at a temperature that causes a second phase producing exothermic reaction between the reactants such that the second phase material precipitates in the solvent metal matrix. Thereafter, the metal matrix is separated from the second phase particles to obtain a powder of second phase material. Separation of the metal matrix may be accomplished by dissolution of the metal, boiling removal of the metal, flotation and settling of particles and concentration by other gravitational effects, or combinations thereof. In the dissolution method, a composite containing second phase particles in the metal matrix is treated with a dissolution medium to dissolve and separate the metal matrix from the second phase particles. The particles are then separated from the dissolution medium and dried to give a powder of the second phase material. In the boiling removal method, the solvent metal in which the second phase particles are formed is added to the solvent during the second phase formation exothermic reaction (in this case, the heat released from the reaction is used for boiling the solvent metal) or the metal-second After formation of the two-phase composite, in which case the composite is reheated to a temperature above the boiling point of the metal matrix, it is volatilized. This causes a substantial portion of the solvent metal to boil off from the second phase particles. In one embodiment of the flotation method, the solvent metal or solvent metal alloy produces second phase particles that are not wetted (ie, not wetted) on the outer surface of the liquid metal. Also, in a system where there is a considerable difference in specific gravity between the metal and the second phase, the particles are suspended on the surface of the molten metal or settled at the bottom of the molten metal, and skimming, decantation, centrifugation, etc. May be excluded in. A fine powder of a second phase material such as a ceramics or intermetallic material, which is substantially non-aggregated, unsintered, well controlled in shape, crystallinity, purity, and stoichiometry, and It is also an object of the present invention to provide a powder consisting of particles having a narrow particle size distribution. Description of preferred embodiments The present invention comprises a method of reacting a second phase producing reactant in the presence of a solvent metal to produce a fine dispersion of second phase material in a solvent metal matrix. After that, the second phase particles and the metal matrix are separated by gravity separation techniques, including melting or boiling removal of the metal, or skimming, decantation, and centrifugation if there is a significant difference in specific gravity between the particles and the molten metal. Can be separated by. Alternatively, if the particles do not wet with the molten metal, they will be excluded on the outer surface of the melt and may be separated by any suitable method such as skimming. After separation, very fine second phase particles may be recovered and powdered. In the present specification, discussion is centered on the production of second phase particles of ceramics, particularly single crystal ceramic particles. However, the production of other second phase materials such as intermetallics is also within the scope of the invention. The size of the second phase particles produced by the method of the present invention is in the range of about 0.01 to about 10 microns, more preferably about 0.1 to about 5 microns. In one embodiment of the present invention, elongated particles, such as bristles or needles, are produced. The width of such elongated particles ranges from about 0.1 to about 5 microns, but their length varies up to about 100 microns. Examples of suitable second phase particles are metal borides, carbides, oxides, nitrides, suicides, sulfides, berylides, oxynitrides, and oxysulfides. The preferred metal components of the second phase particles are metals of Groups IVB, VB, and VIB of the Periodic Table. The preferred second phase particles include TiB 2 , ZrB 2 , VB 2 , WB 2 , HfB 2 , TaB 2 , MoB 2 , TiC, WC, VC, HfC, TaC, TiN, ZrSi 2 , MoSi 2 , Ti Five Si 3 , TiBe 12 Refractory metal borides, carbides, nitrides, suicides, and berylides. Complex compounds can also be prepared by the method of the present invention. Examples of such composite compounds include TiZr B, TiNbC, TiVC, TiZrC, TiHfC, and TiTaC. The nomenclature used here is a listing of the elements present in the composite compound, not the proportion of atoms. For example, TiVC indicates a compound containing titanium, vanadium, and carbon elements, and does not mean that these elements are present in the same proportion. The method of the present invention also provides a method of producing second phase particles of multiple compositions. Thus, polydispersities, including those described above, can be produced in a single second phase formation reaction. Suitable second phase reactants include all elements that react to form second phase precipitates, including, but not limited to, transition elements of Group III to VI of the Periodic Table. Not what is done). The second phase producing reactant can thus be defined as a constituent of the resulting second phase material. Particularly useful second phase forming reactants include aluminum, titanium, silicon, boron, carbon, oxygen, nitrogen, sulfur, molybdenum, tungsten, niobium, vanadium, zirconium, chromium, hafnium, cobalt, nickel, iron, magnesium, Included are zinc, tantalum, manganese, lithium, beryllium, thorium, cesium, and rare earth elements including scandium, yttrium, lanthanum, and lanthanide series elements such as cerium and erbium. These second phase forming reactants are supplied as starting materials in the form of elemental powder, the form of alloy containing the second phase forming reactant and solvent metal, the form of compound, or a combination thereof. Compounds that can be used as the source of the second phase generation reactant include boron nitride (BN) and boron carbide (B Four C), boron oxide (B 2 O 3 ), Aluminum boride (A lB 12 ), Aluminum carbide (Al Four C 3 ), Aluminum nitride (AlN), silicon carbide (SiC), copper oxide (CuO), and iron oxide (Fe) 2 O 3 ) Is included. In this way, apparently gaseous second phase producing reactants such as oxygen and nitrogen are available without the use of gaseous starting materials. The solvent metal is one that can dissolve the second phase-forming reactant or at least only the second phase purification reactant, and has a solubility or reactivity with respect to the generated second phase precipitate. It is lower. Therefore, at the temperatures experienced during the particle formation process, the solvent metal must act as a solvent for the second phase producing reactant rather than a solvent for the desired second phase deposit. Of particular note is that each second phase producing reactant has a higher affinity between the second phase producing reactants than it has for the solvent metal. Further, when multiple metals are used, the metals, alone or collectively, act as a solvent for the second phase forming reactant. Thus, the second phase forming reactant must be soluble in at least one of the metals, but not the second phase itself. Another constraint is that the solvent metal dissolves in a dissolution medium that is substantially inert to the second phase particles, that can be boiled away from the second phase particles, the second phase particles and their It must have either a very different density or one that does not wet the second phase particles. Solvent metals include aluminum, nickel, copper, titanium, cobalt, iron, platinum, gold, silver, niobium, tantalum, boron, zinc, molybdenum, yttrium, hafnium, tin, tungsten, lithium, beryllium, magnesium, bismuth, antimony, It may be thorium, silicon, chromium, vanadium, zirconium, manganese, scandium, lanthanum and rare earth elements, and alloys and intermetallics thereof. Preferred solvent metals include aluminum, nickel, copper, titanium, magnesium, zinc, cobalt and iron. Since the method of the present invention involves the separation of solvent metal from the second phase precipitate, it leads to the formation of the desired second phase particles, and yet provides the cheapest metals that can be subsequently removed from the second phase particles. It is generally desirable to use. Solvent metals such as platinum, gold, silver, yttrium, hafnium, beryllium, thorium, scandium, and lanthanum are highly value-added powders if their use results in unique particle characteristics. It seems practicable to take it into account only when manufacturing. It is considered that these special metals are more often used by adding a trace amount to other metals in order to change the composition, shape and size of the second phase particles. Of course, multiple solvent metal materials may be present to create the solvent metal matrix. As used herein, the term solvent metal matrix means a matrix that is composed primarily of metal or metal alloy. However, other substances may be present, for example intermetallics. The solvent comprises about 10 to 95% by volume of the composite, the remaining portion containing the desired second phase particles. More preferably, the solvent metal comprises about 30 to 70% by volume of the composite. The lower limit of the proportion of solvent metal used is limited by the occurrence of undesired sintering between the second phase particles. When the volume percentage of solvent metal is less than approximately 30%, the second phase particles generally contact each other due to geometric factors. For example, in a densely packed array of spherical dispersoids, the free space is less than 30% by volume. Therefore, in some systems, the incidence of interparticle sintering increases as the volume fraction of solvent metal decreases to less than about 30% by volume. The upper limit of solvent metal usage is governed by the impossibility of separation. In order to increase the yield of second phase particles, it is generally preferred to use the minimum amount of solvent metal required to produce particles with the desired properties. In the present invention, the technique for forming the composite, which is a suitable source of the second phase particles, can take a variety of different ways, all using in situ precipitated dispersoids. Depending on the practical and price constraints, one technology may be selected from various ones, but what is important is that each method yields a unique particle type and particle characteristics. That is. The basic in-situ precipitation method refers to the in-situ precipitation of fine particle ceramics such as refractory hard metal borides, carbides and nitrides within metal and alloy systems to form a metal matrix composite. More specifically, it is a method of reacting a ceramic-forming reactant in a solvent metal to form a fine dispersion of a ceramic material in a solvent-metal matrix. In this embodiment, the second phase formation exothermic reaction is initiated by bulk heating of the second phase formation reactant and solvent metal. This basic in-situ precipitation method, or bulk heating method, is further detailed in US Patent Application No. 943,899 filed in the United States on December 19, 1986 (this application is a continuation-in-part of this US patent application). It is described in. In the basic in-situ precipitation method, the second phase formation reaction can start in various physical states. Thus, the second phase formation reaction between the second phase formation reactant elemental powders in the solvent metal can occur in the plasma arc or plasma flame, or by diffusion of the second phase formation reactant in the liquid solvent metal, or by solidification. If the phase diffusion is fast, it can be started in the solid state. When using two alloys, each containing a second phase forming reactant alloyed with a solvent metal, the reaction can occur in the solid state, the liquid state, or in a plasma arc or plasma flame. In another aspect, a porous composite including a second phase dispersoid in a solvent metal matrix is produced using a localized ignition method. This method involves mixing and compression molding of a second phase forming reactant powder and a solvent metal into a green compact, and then a substantially isothermal wave front to locally move along the green compact. Including igniting. This propagation reaction causes in situ precipitation of substantially insoluble second phase particles in the solvent metal matrix. The substantially isothermal wave front that promotes size uniformity of the second phase particles is provided by the solvent metal concentration sufficient to render the reactants substantially isothermal and the high thermal conductivity of the solvent metal. The porosity of the resulting composite is preferably above about 10%, more preferably above about 25%. The preparation of second phase / solvent metal matrix composites using the localized ignition method is described in further detail in US patent application Ser. No. 927,014, filed November 5, 1986. Another method of producing composites that are suitable raw materials for second phase particles is sponge addition to produce second phase particle composites in which the second phase particles are dispersed throughout the "final metal matrix." Law (sponge addition process). This method involves the formation of a primary composite containing relatively high concentrations of second phase material fine particles at a temperature which results in sufficient diffusion of the reactants into the solvent metal in the presence of the solvent metal, ie in the solvent metal matrix. It also comprises depositing at least one second phase material in the solvent metal matrix by contacting a plurality of second phase forming reactants at a temperature that can initiate a reaction between the components as they occur. . The primary composite, or "sponge," is then introduced into the molten mother metal, metal alloy, or intermetallic to obtain a secondary composite containing the second phase particles within the final metal matrix. In the present invention, this method can be utilized when the second phase particles having the desired characteristics (such as particle size or shape) are obtained by using a solvent metal having insufficient separability. For example, if the solvent metal is insoluble in a particularly desirable dissolution medium, alloying the metal with another base metal by sponge addition to form a soluble final metal matrix in the dissolution medium. You can The sponge addition method may also be used to produce a molten alloy of a solvent metal matrix with low wettability for the second phase particles, such as to help eliminate the second phase particles from the melt. The sponge addition method can also be used to add alloying metals that can conveniently change the shape, composition, and / or other properties of the second phase particles during processing. The sponge addition method is described in further detail in US patent application Ser. No. 927,032, filed November 5, 1986. Another method that may be used relates to a direct addition method for the preparation of a metal / second phase composite in which the mixture of second phase forming reactants is added directly, with finely dispersed second phase particles within the final metal matrix. Is generated on the spot. The second phase forming reactant is added as a preform or green compact of the reactive element or reactive compound powder and the solvent metal powder. Solvent metal must be present in the preform or green compact to facilitate the reaction between the second phase produced particles. This method, also referred to as the direct addition method, is described in further detail in US patent application Ser. No. 927,031 filed on November 5, 1986. Another method involves the production of composites with an intermetallic matrix. In this embodiment, the composite produced comprises second phase particles dispersed in an intermetallic (preferably aluminide) matrix. The method of manufacture includes: (A) reacting appropriate amounts of the elemental starting material components such that the final ratio between the intermetallics and the components of the second phase is essentially stoichiometric. Simultaneous production of an intermetallic substance and a second phase by introducing it into a container; (B) using a pre-produced intermetallic substance as a solid, and then, in a separate step, adding the second phase substance to the intermetallic substance. A method of precipitating in a substance; (C) a master concentrate of a second phase dispersoid in one or more metals or alloys that do not themselves produce intermetallics but can be transformed to yield the desired intermetallics. A method of making and then diluting the concentrate in other metals or alloys which react with the matrix material of the intermetallic or of the concentrate to produce the intermetallic; (D) one or more second phases Complementary second reciprocity of formed reactants with solvent from intermetallics in the presence of intermetallics. And (E) one or more second-phase forming reactants and intermetallics by directly adding to a melt containing the body and causing an in-situ forming reaction of the second phase in a solvent derived from the intermetallic. Precursor with one or more metals or alloys that react with the intermetallic precursor to form intermetallics and with the second phase forming reactant to form second phase dispersoids. Direct addition to the melt containing. In the present invention, these methods are used to produce second phase / intermetallic composites when a second phase having desired properties (such as a unique composition and / or shape) forms within the intermetallic matrix. Can be used for. A particularly interesting method is that of (C) above involving the preparation of a powder mixture of the second phase forming reactant and the solvent metal, where the solvent metal acts as the "primary intermetallic precursor." Heating this mixture produces a primary composite containing second phase particles distributed in the primary intermetallic precursor matrix. This composite is then introduced into a second metal or "secondary intermetallic precursor" which combines with the primary intermetallic precursor to produce an intermetallic. The secondary composite thus produced comprises second phase particles in an intermetallic matrix. During this process, the second phase particles may remain substantially unchanged. However, in certain systems it is also possible to vary the composition, such as the shape, size and composition of the second phase particles. This method is described in further detail in U.S. Patent Application No. 873,890, filed June 13, 1986. Rapid solidification (RS) may be used in conjunction with the above methods to produce a unique particle phase. For example, when producing a metal / second phase composite by any of the above methods, the reaction mass can be cooled by a conventional RS method immediately after the second phase formation reaction to produce a powder. Alternatively, the composite produced by any of the above methods can be remelted and then cooled by the RS method to produce a powder. The powder produced by either of these RS methods consists of particles, each individual particle comprising a second phase particle in a metal matrix. These powders may contain unique second-phase particles that differ from the second-phase particles produced in the first second-phase formation reaction, but these unique second-phase particles rapidly solidify conventional materials. Even if you don't get it. It has been found that certain properties (such as size, amount of size variation, and shape) of the resulting second phase particles can be controlled when performing the above method. For example, control of particle size can be achieved by changing the heating rate, the maximum temperature reached, and the cooling rate during the exothermic second phase formation reaction. Other factors affecting particle size include the nature of the starting materials used, as well as the ratio of solvent metal to second phase forming reactants in the starting material mixture. Examples of particle size control by the method of the present invention are described in Examples 2 and 6. As is known, e.g. exothermic reaction-generated temperature spikes remain hot and slow to pull in larger size products than in smaller size products. The condition of high temperature and long time promotes the growth of ceramic particles. Therefore, the production of relatively small size composites by the various methods described above facilitates more rapid cooling and limits second phase grain growth and / or sintering. Certain properties of the second phase producing reactant starting material (such as crystal structure) influence the size of the second phase particles in certain systems. For example, the use of amorphous boron in forming titanium diboride particles in an aluminum solvent metal matrix results in the deposition of finer grain size titanium diboride than when crystalline boron is used in the same mixture. It has been found that the ratio of solvent metal to second phase forming reactant affects the size of the second phase particles. In general, as the volume percentage of solvent metal increases from about 10% at the lower limit to about 95% at the upper limit, the particle size of the resulting second phase particles decreases to a minimum at some intermediate second phase loading, It tends to increase as the proportion of metal increases above its intermediate level. Thus, the size of the second phase particles produced by changing the relative amount of solvent metal can be controlled to some extent. The typical proportion of solvent metal that produces the smallest particle size of the second phase is usually in the range of 40 to 60% by volume. However, this ratio can vary greatly depending on the particular solvent metal / second phase system used. Particles of various shapes can be obtained by the method of the present invention. For example, equiaxed shapes including spherical particles and faced particles can be manufactured. Elongated particles such as black crystals and needle crystals can also be produced. Various other shapes, such as disks, can also be manufactured. The particle shape depends largely on the composition of the second phase produced. For example, composite compounds of TiZrC and TiVC tend to produce elongated particles 1-5 microns wide and 5-100 microns long. However, it is also possible for particles of essentially the same composition to be of different shapes. For example, TiC particles produced in a relatively pure aluminum matrix are typically spherical, but with a small amount of granular Al 2 O 3 The TiC particles produced in the aluminum matrix containing the can be disc-shaped. As is clear from this example, the presence of an additional substance different from the second phase formation reactant and the solvent metal during the second phase formation reaction can change the shape of the particles formed. Other factors, such as adding an alloy to the matrix metal in which the particles are dispersed to add another metal, can also change the shape of the second phase particles. In the method of the present invention, a composite material comprising a second phase dispersoid in a metal matrix produced by any of the above methods is treated to separate the metal matrix from the second phase particles. Separation may be accomplished by dissolution of the metal matrix, volatilization of the metal matrix, or melting of the metal matrix for the purpose of exploiting differential gravity or non-wetting effects. In the dissolution method, the formed metal / second phase composite is brought into contact with the dissolution medium by an appropriate method (immersing in the medium, spraying the medium, coating the medium) until the dissolution of the metal matrix is completed. Thereby treating the composite by. The dissolution method may be completed in one step, but may require multiple steps. Once the metal is dissolved, the remaining second phase particles can be separated by any suitable method such as filtration, centrifugation or decantation. The particles are then dried in a conventional manner to give green fine powders of 0.01 to 10 micron particle size. In order to minimize surface contamination of the powder, such as oxide film formation, it is desirable to carry out the drying process in a controlled environment (eg, in a vacuum or under an inert atmosphere). As the dissolution medium, a medium in which the metal matrix of the composite can be dissolved but which is inert to the second phase particles can be used. Therefore, the dissolution medium should not have substantially any chemical reactivity with the second phase particles and should not adversely affect the second phase particles in any other respect. Suitable dissolution media include acidic and alkaline solutions. Of course, the use of a particular dissolution medium depends on the particular matrix metal to be dissolved as well as the particular second phase particles to be recovered. As a detailed example, a composite of titanium diboride particles in an aluminum metal matrix, prepared by either the bulk heating method, the local ignition method, or the direct addition method, as described above, was used to dissolve the aluminum matrix. A suspension of titanium diboride particles can be obtained by placing it in a dissolution medium consisting of an aqueous hydrochloric acid solution. The particles are then filtered and dried to give a very fine particle size (0.1-2.0 micron) titanium diboride powder. Specific examples of dissolution media include aqueous solutions containing at least one of the following acids: HCl, HF, H 2 SO Four , HNO 3 , H 2 CrO Four , And H 3 PO Four . Other dissolution media include aqueous solutions containing at least one of the following alkalis: NaOH and NH. Four OH. As mentioned above, the particular dissolution medium used depends on the composition of the second phase particles of the composite to be treated and the matrix metal. The dissolution medium must remain substantially inert to the particular second phase particles to be recovered, but must be capable of dissolving the metal matrix to the required extent. Information regarding the solubility of the matrix material in various dissolution media is readily available to one of ordinary skill in the art. The melting method takes advantage of the fact that ceramic materials are generally inert (especially in ceramic materials such as borides, carbides and nitrides). Therefore, a variety of dissolution media are well suited for this method, and the determinant is generally the metal matrix dissolution capacity of the dissolution media. Examples of chemically inert ceramics include titanium diboride and titanium carbide. TiB 2 Is not attacked by cold concentrated hydrochloric acid or concentrated sulfuric acid, but dissolves slowly at the boiling point. TiB 2 Is readily soluble in a mixture of nitric acid and hydrogen peroxide or sulfuric acid. TiC is not attacked by acids (regardless of temperature) except nitric acid, aqua regia, a mixture of nitric acid and hydrofluoric acid, and a mixture of nitric acid and sulfuric acid. The dissolution rate of the metal matrix will vary depending on the composition of the matrix and the particular dissolution medium selected. It is generally preferred to maximize the dissolution rate to minimize processing time. Factors that increase the dissolution rate in a medium for a composite having a given composition include heating, stirring, adjusting the solution concentration, using a catalyst, and the like. Also, the relatively large surface area of the composite can increase the dissolution rate. Therefore, it may be advantageous to use ceramics with small geometrical dimensions and / or relatively high porosity. The bulk-heated and localized-ignition composites of the present invention have been found to have relatively high porosity and are well suited for subsequent melting. If it is desired to reduce geometrical dimensions, the composites produced by any of the methods of the present invention may be subjected to operations such as crushing, grinding, milling, etc. prior to dissolution. The residual dissolution medium after dissolving the matrix metal and separating the ceramic particles has other uses as well. For example, when dissolving an aluminum metal matrix in a hydrochloric acid solution, aluminum chloride (AlCl 3 ) Is generated, but this AlCl 3 Aluminum oxide (Al oxide 2 O 3 ) Can also be generated. Various such applications are envisioned depending on the particular metal matrix and dissolution medium used. As another method of separating the matrix metal from the second phase particles, there is a method of removing the solvent metal from the second phase particles by boiling to volatilize the solvent metal. In the boiling method, the solvent metal in which the second phase particles are generated is volatilized during the second phase generation exothermic reaction or after the formation of the metal / second phase composite, but during the second phase generation exothermic reaction. In some cases the heat released from the reaction is used to boil the solvent metal and, if volatilized after formation of the metal / second phase composite, the composite is reheated above the boiling point of the metal matrix. In this way a significant proportion of the solvent metal is boiled off from the second phase particles. Various methods may be used to assist in boiling off the metal. For example, a low boiling solvent metal such as zinc can be used. The use of a vacuum for the volatilization method can advantageously reduce the boiling temperature of the solvent metal and helps remove gaseous solvent metal from the second phase particles. When using a green compact composed of the second phase forming reactant powder and the solvent metal, it is advantageous to increase the ratio of the second phase to the solvent metal to increase the ultimate temperature at the time of the exothermic reaction. Also, the use of a relatively small volume green compact facilitates boiling removal of the solvent metal because it reduces the distance that the gaseous solvent metal must travel to escape from the mass of material. Plasma spray processes, which use essentially high temperatures, also facilitate boiling removal of solvent metals. For example, in the basic in situ deposition method described above, the plasma can be used both to initiate the second phase formation reaction as well as to boil off the solvent metal. The various methods described above for promoting the volatilization of solvent metals, which may also be placed in a plasma flame to boil off the metal matrix of the preformed composite of the method of the present invention, may be used individually, You may use them in combination. A third method of separating the second phase particles from the metal matrix is to melt the metal and cause it to float on the surface of the melt due to particles that are non-wettable by the liquid metal or by a large density difference between the particles and the liquid metal. Alternatively, particles that settle at the bottom of the melt are removed. In the non-wetting or melt exclusion method, the second phase particles are not wet (ie, not wet) with the molten solvent metal or alloys thereof and are excluded on the outer surface of the molten metal. The particles can then be removed by methods such as skimming. It should be noted that this method is limited to systems in which the second phase particles are never wetted by the solvent metal or the alloy of solvent metals in which the second phase particles are formed. Alternatively, when there is a significant difference in specific gravity between the second phase particles and the molten matrix metal, the effect of gravity causes the particles to float on the surface of the melt or settle to the bottom of the melt. When the second phase particles are thus suspended or settled, the particles can be removed from the melt by skimming, decantation, centrifugation or the like. In the two methods described here, the separation of particles can occur during the second phase formation reaction. However, in the bulk heating and local ignition method of the present invention, the solvent metal matrix of the resulting composite is usually in the molten state only for a short time after the second phase formation reaction. Therefore, it is usually necessary to remelt the metal matrix of the composite to complete the melting process. The methods of separating the second phase particles from the matrix metal described above can be used in combination with each other. For example, if the particles recovered, either by volatilization of the matrix metal or by flotation of the particles in a non-wetting metal, were coated with an unacceptably large amount of matrix metal, then the particles were May be processed in. In some cases, it may be desirable to leave the residual amount of matrix metal on the second phase particles without completely removing the solvent metal. For example, when making a part from a ceramic powder, the presence of a residual amount of matrix metal in the powder may act favorably as a sintering / densification aid. The second phase powder produced according to the present invention has properties that make it well suited for use in a wide variety of applications. For example, the properties of remarkably fine grain size, narrow grain size distribution, unsintered, equiaxed shape, high purity, controlled stoichiometry, and single crystallinity obtained in the present invention are high quality ceramic parts. This is in agreement with the properties of ceramic powder that have been previously recognized as being ideal for the manufacture of. Certain powders produced according to the present invention are very useful as abrasives. For example, TiB produced according to the present invention 2 The particles, which are typically faceted equiaxed single crystals, can be an ideal alternative to grinding and polishing diamond powders. Impurities that may be present in the starting material are generally dispersed in the solvent metal matrix during the second phase formation reaction and are subsequently removed during the separation of the matrix from the second phase particles, so that high purity is sufficient according to the present invention. A powder with a stoichiometric ratio limited to is obtained. The powders produced according to the invention have a high degree of purity and a controlled stoichiometry, which makes them very suitable for electronics. When homogeneously mixed multi-composition ceramic particles are produced from a single second phase formation reaction, a raw material for premixed ceramic powder for producing a ceramic / ceramic composite is obtained. As an example, mention is made of producing a mixture of titanium boride and titanium nitride by reacting titanium and boron nitride in the presence of an aluminum solvent metal and removing the solvent metal from the resulting titanium diboride and titanium nitride particles. You can Further, when boron oxide is used as a starting material, a mixture of boride and oxide can be produced. In addition to producing second phase powders with improved properties, the method of the present invention provides methods such as metal carbides, borides, nitrides, oxides, suicides, berylides, oxynitrides, sulfides, and oxysulfides. A wide variety of methods of making ceramic powders are provided, some of which were either impossible or difficult to make by previous methods. The following examples illustrate various features and aspects of the present invention that have been described above. More specifically, Examples 1-19 illustrate the preparation of composite materials consisting of a second phase fine particle dispersoid in a metal matrix according to the present invention. Each of these composites can be further processed as described above to separate the second phase particles from the metal matrix to obtain the second phase particles, which are illustrated in Examples 20-22. . Example 1 A powder mixture containing 34 wt% titanium, 16 wt% crystalline boron, and 50 wt% aluminum was isostatically pressed to 38000 psi. The compact was then heated in a furnace set at a temperature of 800 ° C. When the temperature reached about 670 ℃, a rapid temperature rise up to about 1250 ℃ was observed. The rate of temperature rise was very fast (greater than 900 ° C per minute), followed by rapid cooling at about 400 ° C per minute. Subsequent experiments revealed that the sample contained a fine dispersion of titanium diboride second phase particles (0.1-3 microns) in an aluminum matrix. The grains were faced equiaxed single crystals and were substantially unsintered. Example 2 This example teaches the effect of amorphous boron on the grain size of titanium diboride precipitated in an aluminum matrix. Compress the same mixture as Example 1 except that amorphous boron was used in place of crystalline boron (ie about 34 wt% titanium, 16 wt% amorphous boron, and 50 wt% aluminum). And heated in a furnace. A rapid exotherm was observed at about 620 ° C. Subsequent experiments revealed that very fine (0.1-1 micron) single crystal titanium diboride second phase particles were distributed in the aluminum matrix. The particles were faced, equiaxed and substantially unsintered. Example 3 The appropriate stoichiometric ratios of titanium, boron, and aluminum powders were ball milled to obtain 60 wt% titanium diboride secondary phase in the aluminum ceramic precursor matrix. This mixture is then filled in a gooch tubing and isotropically compressed to 40 ksi with a density of 2.39 g / cm 3 Of a powder having a diameter of 1 cm and a length of 5 cm. This green compact was placed in a quartz tube under an argon stream so that the graphite rod and the end were connected to each other. The graphite rod was heated in a high frequency electric field to initiate the reaction at the contact surface between the green compact and the rod. The reaction propagated along the length of the green compact at a velocity of 0.77 cm / s. Analysis of the resulting composite revealed that the titanium diboride dispersed particles in the aluminum matrix were approximately 1 micron in average diameter, were substantially unsintered, and were faced equiaxed single crystals. Example 4 A mixture of 20.6 wt% titanium, 9.4 wt% boron and 70 wt% chromium was compressed to 4000 psi and then heated in a furnace. A rapid exothermic reaction was observed at about 880 ° C. The resulting composite contained titanium diboride second phase particles in a chromium matrix. Example 5 239.5g of titanium powder, 60.3g of carbon black, and 200.2g of aluminum powder are ball-milled for 30 minutes, filled in a gooch tube, isotropically compressed to 40ksi, and compacted with a diameter of 1 inch and a length of 12 inches. I made it to my body. The green compact was placed on two water-cooled copper rails in a 4-inch diameter quartz tube under an argon stream. A 1 inch × 1 inch carbon piece continuously placed at one end of the green compact was induction-heated until an exothermic reaction started at the end of the green compact. The power supply to the induction device for heating carbon was turned off to propagate the reaction in the length direction of the green compact. The resulting composite contained 60 wt% titanium carbide second phase particles (mean diameter 1 micron) in an aluminum matrix. The particles were generally spherical, substantially unsintered, and appeared to be single crystals. Example 6 This example teaches the effect of various carbon sources on the grain size of titanium carbide precipitated in an aluminum matrix. Five composites were prepared in the same manner as in Example 5. Each composite contained 60 wt% TiC in the Al matrix. The titanium and aluminum powders used to make the individual composites were the same and were obtained from Consolidated Astronautics Inc. and had a size of minus 325 mesh. It was The various carbon sources used were Sample 1: 2 micron graphite from Consolidated Astronautics; Sample 2: 1-5 micron graphite from Consolidated Astronautics; Sample 3: Consolidated Astro Superconducting 2 micron graphite from Notix; Sample 4: Oxidation resistant graphite from Consolidated Astronautics; Sample 5: Carbon black from Monarch. All composites produced contained generally spherical, substantially unsintered, single crystal TiC particles. However, the particle size was different for each composite. The following is a list of the particle size range and average particle size (micron unit) of each composite obtained by scanning electron microscope (SEM) analysis and quantitative image analysis. Sample 1: 1.6-1.9, average 1.8 Sample 2: 2.0-5.0, average 2.9 Sample 3: 2.0-7.0, average 2.3 Sample 4: 2.0-5.0, average 2.3 Sample 5: 0.6-1.5, average 0.7 Example 7 Two composites were prepared in the same manner as in Example 5. Each composite contained 40 wt% TiC in the Al matrix. The titanium powder raw material (Consolidated Astronautics, minus 325 mesh) and the carbon powder raw material (Monarch carbon black) were the same for each composite. However, the titanium used in the first composite was Minus 325 mesh powder from Consolidated Astronautics, and the titanium used in the second composite was 10 microns from Consolidated Astronautics. It was a powder. Both composites contained generally spherical, substantially green single crystal TiC particles. By SEM analysis and quantitative image analysis, the particle size range of the first composite was 0.1-0.8 micron and the average particle size was 0.4 micron, while the particle size range of the second composite was 0.1-1.0 micron. The particle size was 0.4 micron. Example 8 This example shows a small amount of Al 2 O 3 It is shown that the shape of the TiC particles formed in the aluminum solvent metal matrix can be changed by adding Pd to the raw material powder mixture. A composite containing 60% by weight of TiC second phase particles was prepared as in Example 5. However, unlike Example 5 using 40 wt% Al, 35 wt% Al and 5 wt% fibrous Al 2 O 3 It was used. The resulting composite contained 60% by weight of titanium carbide second phase particles and a small amount of Al in the aluminum matrix. 2 O 3 Was included. TiC particles were generally disk-shaped rather than spherical, with essentially no interparticle sintering. Example 9 Experiments were conducted to deposit molybdenum disilicide second phase particles in an aluminum solvent metal matrix. A mixture of about 15.0 wt% silicon powder, 25.0 wt% molybdenum powder, and 60 wt% aluminum powder was compressed and then heated in a furnace. When the temperature reached about 640 ° C, a sudden fever was observed. Subsequent X-ray and SEM analysis confirmed the presence of molybdenum disilicide particles in the aluminum matrix. Example 10 An experiment was conducted to deposit zirconium diboride in a copper matrix. A mixture of about 34 wt% zirconium powder, 16 wt% boron powder, and 50 wt% aluminum powder was compressed and then heated in a furnace. When the temperature reached about 830 ° C, a rapid reaction occurred and the maximum temperature reached about 970 ° C. Subsequent X-ray analysis and SEM analysis confirmed the presence of zirconium diboride in the copper matrix. Example 11 1000 g of a composite material prepared as in Example 10 containing 50% by weight of the second phase of zirconium diboride in a copper matrix was crushed to a size of minus 16 mesh and then stirred with 1000 g of molten aluminum. Mother metal was added. The resulting composite contained about 25% by weight zirconium diboride second phase particles in a copper / aluminum alloy matrix. Example 12 A mixture of 20.5 wt% titanium, 9.5 wt% boron, and 70 wt% cobalt was compressed to 40,000 psi and heated in a furnace. A highly exothermic reaction occurred at 800 ° C and the temperature rose to about 1600 ° C. Subsequent X-ray analysis identified the presence of titanium diboride in the cobalt matrix. Here, if the diffusion of the second phase reactant into the solid solvent metal occurs sufficiently, the starting temperature can be lowered below the melting point of the solvent metal (495 ° C in this example), and the reaction starts in the solid state. Was shown. Example 13 A mixture of 16 wt% aluminum, 56 wt% chromium, 20.6 wt% titanium, and 9.4 wt% boron was compressed and heated in a furnace. When the temperature reached about 620 ° C, a rapid reaction took place, the temperature rose above 800 ° C, and the chromium melted. The temperature-time curve had two peaks, an exothermic reaction in aluminum (typically occurring at 600-800 ° C) and a subsequent reaction in chromium. Thus, the lower melting solvent metal acts as a "cold initiator" for the reaction, which releases heat and induces a reaction in the higher melting solvent metal. The composite produced contained titanium diboride second phase particles in a chromium / aluminum alloy matrix. Example 14 A stoichiometric mixture of BN, Ti, and Al powders was compressed, heated and ignited (characterized by a sharp temperature rise) at about 730 ° C. By X-ray analysis and SEM analysis, TiB with a second phase loading of about 50% by volume BN 2 It was confirmed that it was completely converted to TiN. The particle size of the second phase was in the range of approximately 1-3 microns. Example 15 An experiment similar to that described in Example 13 was performed except that Cu was used as the solvent metal. Ignition in copper occurred at about 900 ° C. Also in this example, TiB with a second phase loading of about 70% by volume of BN was obtained by X-ray analysis and SEM analysis. 2 It was confirmed that it was completely converted to TiN. TiB 2 And the TiN second phase particles had an average particle size of less than 1 micron. Example 16 AlB 12 Ti, Ti, and Ti powders in Al solvent metal matrix 2 Two experiments were performed to produce a composite containing second phase particles. In one experiment, 26.9 g of Al B 12 The powder (-200 mesh), 49.3 g Ti powder (-325 mesh), and 23.8 g Al powder (-325 mesh) were ball-milled for 30 minutes, filled in a gooch tube and isotropically compressed to 42000 psi. This green compact was placed on two water-cooled copper rails in a quartz tube under an argon stream, and induction heating was started to start an exothermic reaction. Quantitative image analysis, X-ray analysis, and SEM analysis of the obtained composite revealed that TiB 2 TiB with a loading of 60% by volume and a grain size in the range of about 0.1-0.5 microns 2 It turned out to be particles. The grains were faced equiaxed single crystals and were substantially unsintered. 20.6g AlB 12 , 36.4 g Ti, and 43.2 g Al, using a TiB loading of 40% by volume in an aluminum matrix. 2 A second experiment was performed as described above, except that a composite having As in the first experiment, submicron faced equiaxed single crystal TiB was analyzed. 2 It was found that the particles were dispersed throughout the aluminum matrix. Example 17 Powders of stoichiometric ratios of AlN, Ti, and Al suitable for making composites containing 60 wt% TiN second phase particles in an aluminum matrix were ball milled and compressed to 40 ksi. This green compact was placed on a water-cooled copper boat in a quartz tube under an argon stream, and induction heating was started to start an exothermic reaction. The resulting composite contained rod-shaped TiN particles, generally about 1-2 microns wide and 5-10 microns long, dispersed in an aluminum matrix. Example 18 This example demonstrates the formation of elongated shaped titanium vanadium carbide particles within an aluminum matrix. 37g Ti powder (-100mesh), 13g V powder (-325mesh), 10g C powder (-325mesh), and 40g Al powder (-325mesh) are ball-milled and isotropically compressed to 40000psi. Into a green compact. This green compact was heated in a high frequency electric field to start an exothermic reaction. SEM analysis of the resulting composite revealed it to be elongated TiVC particles in the Al matrix with a width of about 3-5 microns and a length of about 10-80 microns. Example 19 This example demonstrates the formation of elongated shaped titanium zirconium carbide particles within an intermetallic containing matrix. 47 g of Al Four C 3 The powder, 89 g of Zr powder, and 62 g of Ti powder were ball-milled and isotropically compressed to 40,000 psi to obtain a green compact. This green compact was heated in a high frequency electric field to start an exothermic reaction. SEM analysis of the resulting composite revealed elongated TiZrC particles in the TiAl-containing matrix that were approximately 2-4 microns wide and 10-40 microns long. Examples 20-22 below illustrate the process of treating a metal / second phase composite with a dissolution medium to obtain a fine powder of second phase particles in accordance with the present invention. Example 20 Using the same procedure as in Example 3, TiB in an aluminum matrix 2 Two types of composites containing particles were produced. One is TiB 2 The loading amount is 40% by volume, the other is TiB 2 The charging amount was 60% by volume. By SEM, transmission electron microscopy (TEM), X-ray analysis and quantitative image analysis of each composite, a substantially unsintered, equiaxed single crystal with a grain size range of 0.5 to 2 microns was obtained. It was found that the titanium boride particles were dispersed. 1 g of each composite was crushed to minus 50 mesh, and 400 ml of a dissolution medium consisting of a 1M HCl aqueous solution was added. Each mixture was mechanically stirred for 18 hours and then filtered through a 0.2 micron filter membrane. The material remaining on each filter membrane was dried in air. By SEM analysis, X-ray analysis and quantitative image analysis of each substance, substantially unsintered, equiaxed single particles having the same particle size range (0.5 to 2 microns) as the particles of the obtained composite were obtained. It was found to be crystalline titanium diboride particles. Example 21 In the same manner as in Example 5, three types of composites containing TiC particles in an aluminum matrix with TiC loadings of 40, 50 and 60% by volume respectively were prepared. SEM, X-ray analysis, and quantitative image analysis of each composite revealed that substantially unsintered, generally spherical, single crystal TiC particles were dispersed. The 40, 50, and 60 volume% composites had particle size ranges of 1.5-2.0, 1.4-2.4, and 1.6-1.9 microns, respectively. 1 g of each composite was crushed to minus 50 mesh, and 400 ml of a dissolution medium consisting of a 1M HCl aqueous solution was added. Each mixture was mechanically stirred for 18 hours and then filtered through a 0.2 micron filter membrane. The material remaining on each filter membrane was dried in air. To determine if the TiC particles of the resulting material were sintered together, a portion of each filter cake was placed in acetone and ultrasonically agitated for 10 minutes. A glass slide was dipped into each mixture and dried in air to form a thin coating of TiC powder. By SEM analysis, X-ray analysis and quantitative image analysis of each substance, substantially unsintered, equiaxed single particles having the same particle size range (0.5 to 2 microns) as the particles of the obtained composite were obtained. It was found to be crystalline titanium diboride particles. By SEM, X-ray analysis, and quantitative image analysis of each powder, it is confirmed that the particles are substantially unsintered and spherical single-crystal titanium carbide particles having the same particle size range as the particles of the obtained composite. found. Example 22 Using the same procedure as in Example 1, 60% by volume TiB in aluminum matrix 2 A composite containing particles was produced. SEM, X-ray analysis, and quantitative image analysis of the composite dispersed substantially unsintered, equiaxed, single crystal titanium diboride particles in the 0.1-0.5 micron size range. It has been found. To a 1 g quantity of the complex was added 400 ml of dissolution medium consisting of a 1M aqueous HCl solution. The mixture was mechanically stirred for 20 hours and then filtered through a 0.2 micron filter membrane. The filtrate is dark gray with a significant amount of TiB 2 The particles were shown to pass through a 0.2 micron filter membrane. SEM analysis of the particles extracted from the filtrate showed that the particle size range of 0.1 to 0.2 micron, substantially unsintered, equiaxed single crystal TiB 2 It turned out to be particles. The substance remaining on the filtration membrane was dried in air and subjected to SEM analysis, which revealed that it was substantially unsintered, equiaxed single crystal titanium diboride particles in the particle size range of 0.2 to 0.5 micron. found. Although the present invention has been described in relation to particular embodiments, it is not limited to the disclosure provided herein, but various other changes, modifications, and improvements may be added. This can be easily done by those skilled in the art, and does not exceed the range described in the claims.

【手続補正書】特許法第１８４条の７の第１項 【提出日】１９８９年７月１９日 【補正内容】 ［出願時の請求項１乃至請求項21並びに請求項66乃至請求項98を削除し、出願 時の請求項22乃至請求項65を新しく請求項１乃至請求項44とした］ 補正後の請求の範囲 １．微細第二相粉末の製造方法にして、 （a）複数の反応性第二相生成反応体の粉末と、実質的に非反応性の溶媒金属 にして第二相よりも第二相生成反応体の方が高い溶解性をもつような溶媒金属の 粉末とを含む混合物を製造する工程、 （b）該混合物を溶媒金属の融点付近の反応開始温度まで加熱して発熱反応を 開始させる工程、 （c）発熱反応を起こさせて該混合物をさらに加熱させ、第二相生成反応体を 消費して溶媒金属マトリックス中に第二相粒子が分布した複合物を生成させる工 程、 （d）溶媒金属マトリックスから第二相粒子を実質的に分離する工程、並びに （e）第二相粒子を含む粉末を回収する工程、 を含む方法。 ２．請求項１記載の方法において、混合物を加熱する前に混合物を圧縮して圧粉 体に成形することを特徴とする方法。 ３．請求項２記載の方法において、加熱を圧粉体のバルク加熱によって達成する ことを特徴とする方法。 ４．請求項２記載の方法において、加熱を圧粉体のある実質的に限られた局所部 分に点火することによって達 達成することを特徴とする方法。 ５．請求項１記載の方法において、第二相粒子に対して実質的に不活性である溶 解用媒質中に溶媒金属を溶解させ、その後で濾過、遠心、デカンテーション、又 はこれらの組合わせで該溶解用媒質から第二相粒子を取出すことによって、溶媒 金属マトリックスから第二相粒子を実質的に分離することを特徴とする方法。 ６．請求項５記載の方法において、該溶解用媒質が、HCl、HF、H2SO4、HNO3、H2 CrO4、H3PO4、NaOH、及びNH4OHの中の少なくとも１種類の水溶液から成ることを 特徴とする方法。 ７．請求項６記載の方法において、第二相粒子が二ホウ化チタン、炭化チタン、 窒化チタン、又はこれらの組合わせであり、溶媒金属がアルミニウム、又はその 合金であり、かつ溶解用媒質が塩酸水溶液であることを特徴とする方法。 ８．請求項５記載の方法において、第二相粒子を乾燥して第二相粉末を得ること を特徴とする方法。 ９．請求項１記載の方法において、溶媒金属マトリックスの沸点よりも高い温度 に複合物を加熱して溶媒金属を沸騰除去することによって、溶媒金属から第二相 粒子を実質的に分離することを特徴とする方法。 10．請求項１記載の方法において、溶媒金属マトリックスの融点よりも高い温度 に複合物を加熱して第二相粒子の浮遊する溶融物とし、その後でスキミングを行 っ て該溶融物から第二相粒子を取出すことによって、溶媒金属から第二相粒子を実 質的に分離することを特徴とする方法。 11．請求項１記載の方法において、溶媒金属マトリックスの融点よりも高い温度 に複合物を加熱して底に第二相粒子の沈降する溶融物とし、その後でデカンテー ション、遠心、又はこれらの組合わせを行って該溶融物から第二相粒子を取出す ことによって、溶媒金属から第二相粒子を実質的に分離することを特徴とする方 法。 12．請求項１記載の方法において、溶媒金属マトリックスの融点よりも高い温度 に複合物を加熱して外表面に第二相粒子を排除する溶融物とし、その後で該溶融 物から第二相粒子を取出すことによって、溶媒金属から第二相粒子を実質的に分 離することを特徴とする方法。 13．請求項１記載の方法において、第二相がセラミックスであることを特徴とす る方法。 14．請求項１記載の方法において、第二相が金属間物質であることを特徴とする 方法。 15．請求項１記載の方法において、第二相が複数組成の物質から成ることを特徴 とする方法。 16．請求項１記載の方法において、第二相生成反応体がチタンとホウ素であり、 溶媒金属がアルミニウムであり、かつ第二相粒子が二ホウ化チタンであることを 特 徴とする方法。 17．請求項１記載の方法において、第二相生成反応体がチタンと炭素であり、溶 媒金属がアルミニウムであり、かつ第二相粒子が炭化チタンであることを特徴と する方法。 18．請求項１記載の方法において、第二相生成反応体がチタンとホウ素であり、 溶媒金属がアルミニウムであり、かつ第二相粒子が二ホウ化チタンであって、該 ホウ素がホウ化アルミニウム化合物材料から供給されたものであることを特徴と する方法。 19．請求項１記載の方法において、第二相生成反応体がチタンと窒素であり、溶 媒金属がアルミニウムであり、かつ第二相粒子が窒化チタンであって、該窒素が 窒化アルミニウム化合物材料から供給されたものであることを特徴とする方法。 20．請求項１記載の方法において、第二相生成反応体がチタン、ホウ素、及び窒 素であり、溶媒金属がアルミニウムであり、かつ第二相粒子が二ホウ化チタン及 び窒化チタンであって、該ホウ素と窒素が窒化ホウ素化合物材料から供給された ものであることを特徴とする方法。 21．請求項１記載の方法において、該混合物が、生成する第二相粒子の組成、形 状、又は大きさに影響を与える追加の物質の粉末を含んでいることを特徴とする 方法。 22．請求項21記載の方法において、第二相生成反応体がチタンと炭素であり、溶 媒金属がアルミニウムであり、追加の物質が酸化アルミニウムであり、かつ第二 相粒子が本質的に炭化チタンであることを特徴とする方法。 23．請求項１記載の方法において、溶媒金属からの第二相粒子の分離に先立って 、溶媒金属マトリックスを溶融するのに十分な温度に複合物を加熱し、かつ複合 物を急速に凝固させて溶媒金属マトリックス中に第二相粒子を含む急速に凝固し た粒子を生じさせることを特徴とする方法。 24．請求項１記載の方法において、第二相粒子が約0.01乃至約10ミクロンの粒度 範囲にあることを特徴とする方法。 25．請求項１記載の方法において、第二相粒子が約0.1乃至約５ミクロンの粒度 範囲にあることを特徴とする方法。 26．請求項１記載の方法において、第二相粒子が実質的に単結晶であることを特 徴とする方法。 27．微細第二相粉末の製造方法にして、 （a）複数の反応性第二相生成反応体の粉末と、実質的に非反応性の溶媒金属 にして第二相よりも第二相生成反応体の方が高い溶解性をもつような溶媒金属の 粉末とを含む混合物を製造する工程、 （b）発熱反応が開始するための第二相生成反応体の溶 媒金属中への十分な拡散の生じる温度で、溶融したマトリックス金属、金属合金 、又は金属間物質に該混合物を添加する工程、 （c）発熱反応を起こさせて該混合物をさらに加熱させ、第二相生成反応体を 消費して最終金属マトリックス中に第二相粒子が分布した複合物を生成させる工 程、 （d）最終金属マトリックスから第二相粒子を実質的に分離する工程、並びに （e）第二相粒子を含む粉末を回収する工程、 を含む方法。 28．請求項27記載の方法において、最終金属マトリックスからの第二相粒子の分 離を、溶解用媒質中における該マトリックスの溶解、該マトリックスの沸騰除去 、該マトリックスの溶融、又はこれらの組合わせによって達成することを特徴と する方法。 29．請求項27記載の方法において、最終金属マトリックスからの第二相粒子の分 離に先立って、最終金属マトリックスを溶融するのに十分な温度に複合物を加熱 し、かつ複合物を急速に凝固させて最終金属マトリックス中に第二相粒子を含む 急速に凝固した粒子を生じさせることを特徴とする方法。 30．微細第二相粉末の製造方法にして、 （a）複数の反応性第二相生成反応体の粉末と、実質的に非反応性の溶媒金属 にして第二相よりも第二相生成反応体の方が高い溶解性をもつような溶媒金属の 粉末とを含む混合物を製造する工程、 （b）該混合物を溶媒金属の融点付近の反応開始温度まで加熱して発熱反応を 開始させる工程、 （c）発熱反応を起こさせて該混合物をさらに加熱させ、第二相生成反応体を 消費して最終金属マトリックス中に第二相粒子が分布した１次複合物を生成させ る工程、 （d）１次複合物を母金属に導入して、母金属と溶媒金属との合金を含む最終 金属マトリックス中に第二相の粒子を含む２次複合物を生成させる工程、 （e）最終金属マトリックスから第二相粒子を実質的に分離する工程、並びに （f）第二相粒子を含む粉末を回収する工程、 を含む方法。 31．請求項30記載の方法において、混合物を加熱する前に混合物を圧縮して圧粉 体に成形することを特徴とする方法。 32．請求項31記載の方法において、加熱を圧粉体のバルク加熱によって達成する ことを特徴とする方法。 33．請求項31記載の方法において、加熱を圧粉体のある実質的に限られた局所部 分に点火することによって達成することを特徴とする方法。 34．請求項30記載の方法において、母金属を含む溶融塊に１次複合物を添加する ことによって、１次複合物を母金属に導入することを特徴とする方法。 35．請求項30記載の方法において、１次複合物と母金属とを含む固体混合物を製 造し、かつこの混合物を２次複合物を生成するに十分な温度に加熱することによ って、１次複合物を母金属に導入することを特徴とする方法。 36．請求項30記載の方法において、該マトリックスからの第二相粒子の分離を、 溶解用媒質中における該マトリックスの溶解、該マトリックスの沸騰除去、該マ トリックスの溶融、又はこれらの組合わせによって達成することを特徴とする方 法。 37．請求項30記載の方法において、少なくとも１種類の合金用元素にして第二相 粒子の組成、形状、又は大きさを変える作用する元素を母金属中に導入すること を特徴とする方法。 38．請求項30記載の方法において、最終金属マトリックスからの第二相粒子の分 離に先立って、最終金属マトリックスを溶融するのに十分な温度に２次複合物を 加熱し、かつその複合物を急速に凝固させて最終金属マトリックス中に第二相粒 子を含む急速に凝固した粒子を生じさせることを特徴とする方法。 39．微細第二相粉末の製造方法にして、 （a）複数の反応性第二相生成反応体の粉末と、１次金属間物質前駆物質にし て第二相よりも第二相生成反応体の方が高い溶解性をもつような１次金属間物質 前駆物質の粉末とを含む混合物を製造する工程、 （b）該混合物を１次金属間物質前駆物質の融点付近の反応開始温度まで加熱 して発熱反応を開始させる工程、 （c）発熱反応を起こさせて該混合物をさらに加熱させ、第二相生成反応体を 消費して１次金属間物質前駆物質マトリックス中に第二相粒子が分布した１次複 合物を生成させる工程、 （d）１次複合物を２次金属間物質前駆物質に導入して、金属間物質含有マト リックス中に第二相の粒子を含む２次複合物を生成させる工程、 （e）金属間物質含有マトリックスから第二相粒子を実質的に分離する工程、 並びに （f）第二相粒子を含む粉末を回収する工程、 を含む方法。 40．請求項39記載の方法において、２次金属間物質前駆物質を含む溶融塊に１次 複合物を添加することによって、１次複合物を２次金属間物質前駆物質に導入す ることを特徴とする方法。 41．請求項39記載の方法において、１次複合物と２次金属間物質前駆物質とを含 む固体混合物を生成させて、この混合物を２次複合物が生成するのに十分な温度 に加熱することによって、１次複合物を２次金属間物質前駆物質に導入すること を特徴とする方法。 42．請求項39記載の方法において、金属間物質含有マトリックスからの第二相粒 子の分離を、溶解用媒質中に おける該マトリックスの溶解、該マトリックスの沸騰除去、該マトリックスの溶 融、又はこれらの組合わせによって達成することを特徴とする方法。 43．請求項39記載の方法において、少なくとも１種類の合金用元素にして第二相 粒子の組成、形状、又は大きさを変える作用する元素を２次金属間物質前駆物質 に導入することを特徴とする方法。 44．請求項39記載の方法において、第二相粒子が金属のホウ化物、炭化物、酸化 物、窒化物、ケイ化物、硫化物、及びベリリドから成る群から選択したものであ ることを特徴とする方法。[Procedure Amendment] Patent Law Article 184-7, Paragraph 1 [Date of submission] July 19, 1989 [Amendment content] [Claims 1 to 21 and Claims 66 to 98 at the time of application] Deleted and set claims 22 to 65 at the time of application as new claims 1 to 44] Claims after amendment 1. A method for producing a fine second-phase powder comprising: (a) a plurality of reactive second-phase forming reactant powders and a substantially non-reactive solvent metal to form a second-phase forming reactant rather than a second phase. And (b) heating the mixture to a reaction start temperature near the melting point of the solvent metal to start an exothermic reaction, c) causing an exothermic reaction to further heat the mixture and consuming the second phase forming reactant to form a composite having second phase particles distributed in the solvent metal matrix, (d) solvent metal matrix From the second phase particles, and (e) collecting the powder containing the second phase particles. 2. A method according to claim 1, characterized in that the mixture is compressed into a green compact before heating the mixture. 3. A method according to claim 2, characterized in that the heating is achieved by bulk heating of the green compact. 4. A method according to claim 2, characterized in that the heating is achieved by igniting a substantially limited localized portion of the green compact. 5. The method of claim 1, wherein the solvent metal is dissolved in a dissolution medium that is substantially inert to the second phase particles, followed by filtration, centrifugation, decantation, or a combination thereof. A method comprising substantially separating the second phase particles from the solvent metal matrix by removing the second phase particles from the working medium. 6. The method according to claim 5, wherein the dissolution medium is at least one aqueous solution of HCl, HF, H 2 SO 4 , HNO 3 , H 2 CrO 4 , H 3 PO 4 , NaOH, and NH 4 OH. A method comprising :. 7. The method according to claim 6, wherein the second phase particles are titanium diboride, titanium carbide, titanium nitride, or a combination thereof, the solvent metal is aluminum, or an alloy thereof, and the dissolution medium is an aqueous hydrochloric acid solution. A method characterized by being. 8. The method of claim 5, wherein the second phase particles are dried to obtain a second phase powder. 9. The method of claim 1 wherein the second phase particles are substantially separated from the solvent metal by heating the composite to a temperature above the boiling point of the solvent metal matrix to boil off the solvent metal. how to. Ten. The method of claim 1, wherein the composite is heated to a temperature above the melting point of the solvent metal matrix to form a melt in which the second phase particles are suspended and then skimmed to form second phase particles from the melt. A method of substantially separating the second phase particles from the solvent metal by removing. 11. The method of claim 1, wherein the composite is heated to a temperature above the melting point of the solvent metal matrix to form a settling melt of the second phase particles at the bottom followed by decantation, centrifugation, or a combination thereof. A method of substantially separating the second phase particles from the solvent metal by performing and removing the second phase particles from the melt. 12. The method of claim 1, wherein the composite is heated to a temperature above the melting point of the solvent metal matrix to form a melt that excludes second phase particles on the outer surface, after which the second phase particles are removed from the melt. Thereby substantially separating the second phase particles from the solvent metal. 13. The method of claim 1, wherein the second phase is ceramics. 14. The method of claim 1, wherein the second phase is an intermetallic material. 15. The method of claim 1, wherein the second phase comprises a multi-composition material. 16． The method of claim 1, wherein the second phase producing reactants are titanium and boron, the solvent metal is aluminum, and the second phase particles are titanium diboride. 17. The method of claim 1, wherein the second phase producing reactants are titanium and carbon, the solvent metal is aluminum, and the second phase particles are titanium carbide. 18. The method of claim 1, wherein the second phase forming reactants are titanium and boron, the solvent metal is aluminum, and the second phase particles are titanium diboride, the boron being an aluminum boride compound material. The method is provided by. 19. The method of claim 1, wherein the second phase producing reactants are titanium and nitrogen, the solvent metal is aluminum, and the second phase particles are titanium nitride, the nitrogen being provided from an aluminum nitride compound material. A method characterized by being a thing. 20. The method of claim 1, wherein the second phase forming reactants are titanium, boron, and nitrogen, the solvent metal is aluminum, and the second phase particles are titanium diboride and titanium nitride. And nitrogen is provided from a boron nitride compound material. twenty one. The method of claim 1, wherein the mixture comprises a powder of an additional material that affects the composition, shape, or size of the resulting second phase particles. twenty two. The method of claim 21, wherein the second phase producing reactants are titanium and carbon, the solvent metal is aluminum, the additional material is aluminum oxide, and the second phase particles are essentially titanium carbide. A method characterized by the following. twenty three. The method of claim 1, wherein prior to separating the second phase particles from the solvent metal, the composite is heated to a temperature sufficient to melt the solvent metal matrix, and the composite rapidly solidifies to form a solvent. A method of producing rapidly solidified particles comprising second phase particles in a metal matrix. twenty four. The method of claim 1 wherein the second phase particles are in the size range of about 0.01 to about 10 microns. twenty five. The method of claim 1, wherein the second phase particles are in the size range of about 0.1 to about 5 microns. 26. The method of claim 1, wherein the second phase particles are substantially single crystals. 27. A method for producing a fine second-phase powder comprising: (a) a plurality of reactive second-phase forming reactant powders and a substantially non-reactive solvent metal to form a second-phase forming reactant rather than a second phase. To produce a mixture containing a solvent metal powder that has a higher solubility in (b) sufficient diffusion of the second phase forming reactant into the solvent metal to initiate the exothermic reaction. Adding the mixture to a molten matrix metal, metal alloy, or intermetallic at a temperature, (c) causing an exothermic reaction to further heat the mixture and consuming the second phase forming reactant to final Forming a composite in which the second phase particles are distributed in the metal matrix, (d) substantially separating the second phase particles from the final metal matrix, and (e) recovering the powder containing the second phase particles. And a step of: 28. The method of claim 27, wherein the separation of the second phase particles from the final metal matrix is accomplished by dissolution of the matrix in a dissolution medium, boiling removal of the matrix, melting of the matrix, or a combination thereof. A method characterized by the following. 29. The method of claim 27, wherein prior to separating the second phase particles from the final metal matrix, the composite is heated to a temperature sufficient to melt the final metal matrix and the composite rapidly solidifies. A method of producing rapidly solidified particles comprising second phase particles in a final metal matrix. 30. A method for producing a fine second-phase powder comprising: (a) a plurality of reactive second-phase forming reactant powders and a substantially non-reactive solvent metal to form a second-phase forming reactant rather than a second phase. And (b) heating the mixture to a reaction start temperature near the melting point of the solvent metal to start an exothermic reaction, c) causing an exothermic reaction to further heat the mixture, consuming second phase forming reactants to form a primary composite having second phase particles distributed in the final metal matrix; (d) 1 Introducing a secondary composite into the base metal to produce a secondary composite containing particles of the second phase in a final metal matrix containing an alloy of the base metal and the solvent metal; Substantially separating the two-phase particles, and (f) including the second-phase particles. Method comprising recovering the powder, a. 31. 31. The method of claim 30, wherein the mixture is compacted into a green compact before heating the mixture. 32. 32. The method of claim 31, wherein heating is accomplished by bulk heating the green compact. 33. 32. The method of claim 31, wherein heating is accomplished by igniting a substantially limited localized portion of the green compact. 34. 31. The method of claim 30, wherein the primary composite is introduced into the base metal by adding the primary composite to a molten mass containing the base metal. 35. 31. The method of claim 30, wherein the primary composite is prepared by preparing a solid mixture containing the primary composite and the mother metal and heating the mixture to a temperature sufficient to form the secondary composite. A method comprising introducing into a mother metal. 36. 31. The method of claim 30, wherein separating the second phase particles from the matrix is accomplished by dissolving the matrix in a dissolving medium, removing the matrix by boiling, melting the matrix, or a combination thereof. A method characterized by. 37. 31. The method according to claim 30, wherein at least one kind of alloying element is introduced into the mother metal to act on the composition, shape or size of the second phase particles. 38. 31. The method of claim 30, wherein the secondary composite is heated to a temperature sufficient to melt the final metal matrix and the composite is rapidly increased prior to separating the second phase particles from the final metal matrix. Solidifying to produce rapidly solidified particles comprising second phase particles in the final metal matrix. 39. A method for producing a fine second-phase powder, comprising: (a) powders of a plurality of reactive second-phase forming reactants and a second inter-phase forming reactant as a primary intermetallic precursor. To produce a mixture containing a powder of a primary intermetallic precursor having a high solubility, (b) heating the mixture to a reaction initiation temperature near the melting point of the primary intermetallic precursor Initiating an exothermic reaction, (c) causing an exothermic reaction to further heat the mixture, consuming second phase forming reactants to distribute second phase particles in the primary intermetallic precursor matrix. Forming a primary composite, (d) introducing the primary composite into a secondary intermetallic precursor to form a secondary composite containing particles of the second phase in an intermetallic-containing matrix. Process, (e) substantially separating second phase particles from matrix containing intermetallics And (f) collecting the powder containing the second phase particles. 40. 40. The method of claim 39, wherein the primary composite is introduced into the secondary intermetallic precursor by adding the primary composite to a molten mass containing the secondary intermetallic precursor. Method. 41. 40. The method of claim 39, wherein a solid mixture comprising a primary composite and a secondary intermetallic precursor is formed and the mixture is heated to a temperature sufficient to form the secondary composite. A method comprising introducing a primary composite into a secondary intermetallic precursor. 42. The method of claim 39, wherein the second phase particles are separated from the intermetallic-containing matrix by dissolution of the matrix in a dissolution medium, boiling removal of the matrix, melting of the matrix, or a combination thereof. A method characterized by achieving. 43. 40. The method according to claim 39, wherein at least one kind of alloying element that acts to change the composition, shape, or size of the second phase particles is introduced into the secondary intermetallic substance precursor. Method. 44. 40. The method of claim 39, wherein the second phase particles are selected from the group consisting of metal borides, carbides, oxides, nitrides, suicides, sulfides, and berylides.

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ Ｃ０１Ｂ 31/34 9439−4Ｇ 33/06 7202−4Ｇ 35/04 7202−4Ｇ Ｃ３０Ｂ 9/10 9151−4Ｇ 29/10 7202−4Ｇ 29/36 Ａ 7202−4Ｇ (72)発明者 クライストドゥーロー、レオンティオス アメリカ合衆国21228メリーランド州ボル チモア、イングルサイド・アベニュー 117─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of the front page (51) Int.Cl. 6 Identification code Office reference number FI C01B 31/34 9439-4G 33/06 7202-4G 35/04 7202-4G C30B 9/10 9151-4G 29 / 10 7202-4G 29/36 A 7202-4G (72) Inventor Christ Douro, Leontyos 21228 Ingleside Avenue, Baltimore, MD, USA 117

Claims (1)

【特許請求の範囲】 １．微細粉末の製造方法にして、第二相よりも複数の第二相生成反応体の方が高 い溶解性をもつような溶媒金属の存在下に該反応体の該溶媒金属中への十分な拡 散の生じる温度で、即ち溶媒金属マトリックス中で第二相粒子が析出するような 該反応体間の発熱反応を引き起こすような温度で、複数の第二相生成反応体を接 触させることによって少なくとも１種類の第二相物質の粒子を溶媒金属マトリッ クス中で析出させる工程、溶媒金属マトリックスから第二相粒子を実質的に分離 する工程、及び第二相粒子を含む粉末を回収する工程を含む方法。 ２．請求項１記載の方法において、第二相粒子に対して実質的に不活性である溶 解用媒質中に溶媒金属を溶解させることによって、溶媒金属マトリックスから第 二相粒子を実質的に分離することを特徴とする方法。 ３．請求項１記載の方法において、溶媒金属を沸騰除去することによって、溶媒 金属から第二相粒子を実質的に分離することを特徴とする方法。 ４．請求項１記載の方法において、溶媒金属又は溶媒金属の合金を含む溶融物中 で第二相粒子を浮遊又は沈降させることによって、溶媒金属から第二相粒子を実 質的に分離することを特徴とする方法。 ５．請求項１記載の方法において、溶媒金属又は溶媒金属の合金を含む溶融物の 外表面に排除することによっ て、溶媒金属から第二相粒子を実質的に分離することを特徴とする方法。 ６．請求項１記載の方法において、第二相生成反応体及び溶媒金属を元素粉末と して供給することを特徴とする方法。 ７．請求項１記載の方法において、少なくとも１種類の第二相生成反応体を溶媒 金属の合金として供給することを特徴とする方法。 ８．請求項１記載の方法において、少なくとも１種類の第二相生成反応体を少な くとも１種類の化合物原料から供給することを特徴とする方法。 ９．請求項８記載の方法において、該化合物原料が、窒化ホウ素、炭化ホウ素、 酸化ホウ素、ホウ化アルミニウム、炭化アルミニウム、窒化アルミニウム、炭化 ケイ素、酸化銅、及び酸化鉄から成る群から選択したものであることを特徴とす る方法。 10．請求項１記載の方法において、第二相生成反応体が、アルミニウム、チタン 、ケイ素、ホウ素、炭素、酸素、窒素、硫黄、モリブデン、タングステン、ニオ ブ、バナジウム、ジルコニウム、クロム、ハフニウム、コバルト、ニッケル、鉄 、マグネシウム、タンタル、マンガン、亜鉛、リチウム、ベリリウム、トリウム 、スカンジウム、イットリウム、ランタン、セリウム、及びエルビウムから成る 群から選択したものであることを特徴とする方法。 11．請求項１記載の方法において、溶媒金属が、アルミニウム、銅、チタン、マ グネシウム、亜鉛、鉄、ニッケル、コバルト、クロム、ケイ素、銀、モリブデン 、イットリウム、エルビウム、セリウム、スズ、タングステン、リチウム、ベリ リウム、ビスマス、アンチモン、トリウム、バナジウム、ジルコニウム、マンガ ン、スカンジウム、ランタン、又はこれらの組合わせ、であることを特徴とする 方法。 12．請求項１記載の方法において、溶媒金属が、アルミニウム、ニッケル、銅、 チタン、マグネシウム、亜鉛、コバルト、鉄、又はこれらの組合わせ、であるこ とを特徴とする方法。 13．請求項１記載の方法において、溶媒金属が金属間物質から成ることを特徴と する方法。 14．請求項１記載の方法において、第二相粒子が金属のホウ化物、炭化物、酸化 物、窒化物、ケイ化物、硫化物、及びベリリドから成る群から選択したものであ ることを特徴とする方法。 15．請求項１記載の方法において、第二相がセラミックスであることを特徴とす る方法。 16．請求項１記載の方法において、第二相が金属間物質であることを特徴とする 方法。 17．請求項１記載の方法において、第二相が以下の元素、即ちチタン、炭素、モ リブデン、タングステン、クロム、ニオブ、バナジウム、ジルコニウム、ハフニ ウム、 及びタンタルの中の少なくとも３種類の元素から成ることを特徴とする方法。 18．請求項17記載の方法において、第二相がニオブ、バナジウム、ジルコニウム 、ハフニウム、及びタンタルから成る群から選択した１種類の金属、チタン、及 び炭素から本質的に構成されていることを特徴とする方法。 19．請求項１記載の方法において、第二相粒子がTiB2、ZrB2、VB2、WB2、HfB2、 TaB2、MoB2、TiC、WC、VC、HfC、TaC、TiN、ZrSi2、MoSi2、Ti5Si3、TiBe12、Ti NbC、TiVC、TiZrC、TiHfC、TiTaC、又はこれらの組合わせ、であることを特徴と する方法。 20．請求項１記載の方法において、第二相粒子が約0.01乃至約10ミクロンの粒度 範囲にあることを特徴とする方法。 21．請求項１記載の方法において、第二相粒子が実質的に単結晶であることを特 徴とする方法。 22．微細第二相粉末の製造方法にして、 （a）複数の反応性第二相生成反応体の粉末と、実質的に非反応性の溶媒金属 にして第二相よりも第二相生成反応体の方が高い溶解性をもつような溶媒金属の 粉末とを含む混合物を製造する工程、 （b）該混合物を溶媒金属の融点付近の反応開始温度まで加熱して発熱反応を 開始させる工程、 （c）発熱反応を起こさせて該混合物をさらに加熱させ、第二相生成反応体を 消費して溶媒金属マトリックス中に第二相粒子が分布した複合物を生成させる工 程、 （d）溶媒金属マトリックスから第二相粒子を実質的に分離する工程、並びに （e）第二相粒子を含む粉末を回収する工程、 を含む方法。 23．請求項22記載の方法において、混合物を加熱する前に混合物を圧縮して圧粉 体に成形することを特徴とする方法。 24．請求項23記載の方法において、加熱を圧粉体のバルク加熱によって達成する ことを特徴とする方法。 25．請求項23記載の方法において、加熱を圧粉体のある実質的に限られた局所部 分に点火することによって達成することを特徴とする方法。 26．請求項22記載の方法において、第二相粒子に対して実質的に不活性である溶 解用媒質中に溶媒金属を溶解させ、その後で濾過、遠心、デカンテーション、又 はこれらの組合わせで該溶解用媒質から第二相粒子を取出すことによって、溶媒 金属マトリックスから第二相粒子を実質的に分離することを特徴とする方法。 27．請求項26記載の方法において、該溶解用媒質が、HCl、HF、H2SO4、HNO3、H2 CrO4、H3PO4、NaOH、及びNH4OHの中の少なくとも１種類の水溶液から成る ことを特徴とする方法。 28．請求項27記載の方法において、第二相粒子が二ホウ化チタン、炭化チタン、 窒化チタン、又はこれらの組合わせであり、溶媒金属がアルミニウム、又はその 合金であり、かつ溶解用媒質が塩酸水溶液であることを特徴とする方法。 29．請求項26記載の方法において、第二相粒子を乾燥して第二相粉末を得ること を特徴とする方法。 30．請求項22記載の方法において、溶媒金属マトリックスの沸点よりも高い温度 に複合物を加熱して溶媒金属を沸騰除去することによって、溶媒金属から第二相 粒子を実質的に分離することを特徴とする方法。 31．請求項22記載の方法において、溶媒金属マトリックスの融点よりも高い温度 に複合物を加熱して第二相粒子の浮遊する溶融物とし、その後でスキミングを行 って該溶融物から第二相粒子を取出すことによって、溶媒金属から第二相粒子を 実質的に分離することを特徴とする方法。 32．請求項22記載の方法において、溶媒金属マトリックスの融点よりも高い温度 に複合物を加熱して底に第二相粒子の沈降する溶融物とし、その後でデカンテー ション、遠心、又はこれらの組合わせを行って該溶融物から第二相粒子を取出す ことによって、溶媒金属から第二相粒子を実質的に分離することを特徴とする方 法。 33．請求項22記載の方法において、溶媒金属マトリックスの融点よりも高い温度 に複合物を加熱して外表面に第二相粒子を排除する溶融物とし、その後で該溶融 物から第二相粒子を取出すことによって、溶媒金属から第二相粒子を実質的に分 離することを特徴とする方法。 34．請求項22記載の方法において、第二相がセラミックスであることを特徴とす る方法。 35．請求項22記載の方法において、第二相が金属間物質であることを特徴とする 方法。 36．請求項22記載の方法において、第二相が複数組成の物質から成ることを特徴 とする方法。 37．請求項22記載の方法において、第二相生成反応体がチタンとホウ素であり、 溶媒金属がアルミニウムであり、かつ第二相粒子が二ホウ化チタンであることを 特徴とする方法。 38．請求項22記載の方法において、第二相生成反応体がチタンと炭素であり、溶 媒金属がアルミニウムであり、かつ第二相粒子が炭化チタンであることを特徴と する方法。 39．請求項22記載の方法において、第二相生成反応体がチタンとホウ素であり、 溶媒金属がアルミニウムであり、かつ第二相粒子が二ホウ化チタンであって、該 ホウ素がホウ化アルミニウム化合物材料から供給されたものであることを特徴と する方法。 40．請求項22記載の方法において、第二相生成反応体がチタンと窒素であり、溶 媒金属がアルミニウムであり、かつ第二相粒子が窒化チタンであって、該窒素が 窒化アルミニウム化合物材料から供給されたものであることを特徴とする方法。 41．請求項22記載の方法において、第二相生成反応体がチタン、ホウ素、及び窒 素であり、溶媒金属がアルミニウムであり、かつ第二相粒子が二ホウ化チタン及 び窒化チタンであって、該ホウ素と窒素が窒化ホウ素化合物材料から供給された ものであることを特徴とする方法。 42．請求項22記載の方法において、該混合物が、生成する第二相粒子の組成、形 状、又は大きさに影響を与える追加の物質の粉末を含んでいることを特徴とする 方法。 43．請求項42記載の方法において、第二相生成反応体がチタンと炭素であり、溶 媒金属がアルミニウムであり、追加の物質が酸化アルミニウムであり、かつ第二 相粒子が本質的に炭化チタンであることを特徴とする方法。 44．請求項22記載の方法において、溶媒金属からの第二相粒子の分離に先立って 、溶媒金属マトリックスを溶融するのに十分な温度に複合物を加熱し、かつ複合 物を急速に凝固させて溶媒金属マトリックス中に第二相粒子を含む急速に凝固し た粒子を生じさせることを特 徴とする方法。 45．請求項22記載の方法において、第二相粒子が約0.01乃至約10ミクロンの粒度 範囲にあることを特徴とする方法。 46．請求項22記載の方法において、第二相粒子が約0.１乃至約５ミクロンの粒度 範囲にあることを特徴とする方法。 47．請求項22記載の方法において、第二相粒子が実質的に単結晶であることを特 徴とする方法。 48．微細第二相粉末の製造方法にして、 （a）複数の反応性第二相生成反応体の粉末と、実質的に非反応性の溶媒金属 にして第二相よりも第二相生成反応体の方が高い溶解性をもつような溶媒金属の 粉末とを含む混合物を製造する工程、 （b）発熱反応が開始するための第二相生成反応体の溶媒金属中への十分な拡 散の生じる温度で、溶融したマトリックス金属、金属合金、又は金属間物質に該 混合物を添加する工程、 （c）発熱反応を起こさせて該混合物をさらに加熱させ、第二相生成反応体を 消費して最終金属マトリックス中に第二相粒子が分布した複合物を生成させる工 程、 （d）最終金属マトリックスから第二相粒子を実質的に分離する工程、並びに （e）第二相粒子を含む粉末を回収する工程、 を含む方法。 49．請求項48記載の方法において、最終金属マトリックスからの第二相粒子の分 離を、溶解用媒質中における該マトリックスの溶解、該マトリックスの沸騰除去 、該マトリックスの溶融、又はこれらの組合わせによって達成することを特徴と する方法。 50．請求項48記載の方法において、最終金属マトリックスからの第二相粒子の分 離に先立って、最終金属マトリックスを溶融するのに十分な温度に複合物を加熱 し、かつ複合物を急速に凝固させて最終金属マトリックス中に第二相粒子を含む 急速に凝固した粒子を生じさせることを特徴とする方法。 51．微細第二相粉末の製造方法にして、 （a）複数の反応性第二相生成反応体の粉末と、実質的に非反応性の溶媒金属 にして第二相よりも第二相生成反応体の方が高い溶解性をもつような溶媒金属の 粉末とを含む混合物を製造する工程、 （b）該混合物を溶媒金属の融点付近の反応開始温度まで加熱して発熱反応を 開始させる工程、 （c）発熱反応を起こさせて該混合物をさらに加熱させ、第二相生成反応体を 消費して最終金属マトリックス中に第二相粒子が分布した１次複合物を生成させ る工程、 （d）１次複合物を母金属に導入して、母金属と溶媒金属との合金を含む最終 金属マトリックス中に第二相 の粒子を含む２次複合物を生成させる工程、 （e）最終金属マトリックスから第二相粒子を実質的に分離する工程、並びに （f）第二相粒子を含む粉末を回収する工程、 を含む方法。 52．請求項51記載の方法において、混合物を加熱する前に混合物を圧縮して圧粉 体に成形することを特徴とする方法。 53．請求項52記載の方法において、加熱を圧粉体のバルク加熱によって達成する ことを特徴とする方法。 54．請求項52記載の方法において、加熱を圧粉体のある実質的に限られた局所部 分に点火することによって達成することを特徴とする方法。 55．請求項51記載の方法において、母金属を含む溶融塊に１次複合物を添加する ことによって、１次複合物を母金属に導入することを特徴とする方法。 56．請求項51記載の方法において、１次複合物と母金属とを含む固体混合物を製 造し、かつこの混合物を２次複合物を生成するに十分な温度に加熱することによ って、１次複合物を母金属に導入することを特徴とする方法。 57．請求項51記載の方法において、該マトリックスからの第二相粒子の分離を、 溶解用媒質中における該マトリックスの溶解、該マトリックスの沸騰除去、該マ トリックスの溶融、又はこれらの組合わせによって達成 することを特徴とする方法。 58．請求項51記載の方法において、少なくとも１種類の合金用元素にして第二相 粒子の組成、形状、又は大きさを変える作用する元素を母金属中に導入すること を特徴とする方法。 59．請求項51記載の方法において、最終金属マトリックスからの第二相粒子の分 離に先立って、最終金属マトリックスを溶融するのに十分な温度に２次複合物を 加熱し、かつその複合物を急速に凝固させて最終金属マトリックス中に第二相粒 子を含む急速に凝固した粒子を生じさせることを特徴とする方法。 60．微細第二相粉末の製造方法にして、 （a）複数の反応性第二相生成反応体の粉末と、１次金属間物質前駆物質にし て第二相よりも第二相生成反応体の方が高い溶解性をもつような１次金属間物質 前駆物質の粉末とを含む混合物を製造する工程、 （b）該混合物を１次金属間物質前駆物質の融点付近の反応開始温度まで加熱 して発熱反応を開始させる工程、 （c）発熱反応を起こさせて該混合物をさらに加熱させ、第二相生成反応体を 消費して１次金属間物質前駆物質マトリックス中に第二相粒子が分布した１次複 合物を生成させる工程、 （d）１次複合物を２次金属間物質前駆物質に導入して、金属間物質含有マト リックス中に第二相の粒子を含 む２次複合物を生成させる工程、 （e）金属間物質含有マトリックスから第二相粒子を実質的に分離する工程、 並びに （f）第二相粒子を含む粉末を回収する工程、 を含む方法。 61．請求項60記載の方法において、２次金属間物質前駆物質を含む溶融塊に１次 複合物を添加することによって、１次複合物を２次金属間物質前駆物質に導入す ることを特徴とする方法。 62．請求項60記載の方法において、１次複合物と２次金属間物質前駆物質とを含 む固体混合物を生成させて、この混合物を２次複合物が生成するのに十分な温度 に加熱することによって、１次複合物を２次金属間物質前駆物質に導入すること を特徴とする方法。 63．請求項60記載の方法において、金属間物質含有マトリックスからの第二相粒 子の分離を、溶解用媒質中における該マトリックスの溶解、該マトリックスの沸 騰除去、該マトリックスの溶融、又はこれらの組合わせによって達成することを 特徴とする方法。 64．請求項60記載の方法において、少なくとも１種類の合金用元素にして第二相 粒子の組成、形状、又は大きさを変える作用する元素を２次金属間物質前駆物質 に導入することを特徴とする方法。 65．請求項60記載の方法において、第二相粒子が金属のホウ化物、炭化物、酸化 物、窒化物、ケイ化物、硫化 物、及びベリリドから成る群から選択したものであることを特徴とする方法。 66．約0.01乃至10ミクロンの粒度範囲にある実質的に未焼結の第二相粒子を含む 粉末の製造方法にして、第二相よりも複数の第二相生成反応体の方が高い溶解性 をもつような溶媒金属の存在下に該反応体の該溶媒金属中への十分な拡散の生じ る温度で、即ち溶媒金属マトリックス中で第二相粒子が析出するような該反応体 間の発熱反応を引き起こすような温度で、複数の第二相生成反応体を接触させる ことによって少なくとも１種類の第二相物質の粒子を溶媒金属マトリックス中で 析出させる工程、溶媒金属マトリックスから第二相粒子を実質的に分離する工程 、及び第二相粒子を含む粉末を回収する工程を含む方法。 67．請求項66記載の方法において、第二相粒子が金属のホウ化物、炭化物、酸化 物、窒化物、ケイ化物、硫化物、及びベリリドから成る群から選択したものであ ることを特徴とする方法。 68．請求項67記載の方法において、第二相粒子が実質的に単結晶であることを特 徴とする方法。 69．インシトゥで析出させた第二相粒子を含む微細粉末にして、該粒子が以下の 第二相生成反応体、即ちアルミニウム、チタン、ケイ素、ホウ素、炭素、酸素、 窒素、硫黄、モリブデン、タングステン、ニオブ、バナジウム、ジルコニウム、 クロム、ハフニウム、コバル ト、ニッケル、鉄、マグネシウム、タンタル、マンガン、亜鉛、リチウム、ベリ リウム、トリウム、スカンジウム、イットリウム、及びランタン、の中の少なく とも２種類から構成されていることを特徴とする粉末。 70．請求項69記載の粉末において、第二相粒子がTiB2、ZrB2、VB2、WB2、HfB2、 TaB2、MoB2、TiC、WC、VC、HfC、TaC、TiN、ZrSi2、MoSi2、Ti5Si3、TiBe12、Ti NbC、TiVC、TiZrC、TiHfC、TiTaC、又はこれらの組合わせ、であることを特徴と する粉末。 71．請求項69記載の粉末において、第二相粒子が約0.01乃至約10ミクロンの粒度 範囲にあることを特徴とする粉末。 72．請求項69記載の粉末において、第二相粒子が約0.１乃至約５ミクロンの粒度 範囲にあることを特徴とする粉末。 73．請求項69記載の粉末において、第二相粒子が実質的に等軸形をしていること を特徴とする粉末。 74．請求項69記載の粉末において、第二相粒子が幅が約0.1乃至約５ミクロンの 範囲で長さが最大で約100ミクロンの実質的に細長い形をしていることを特徴と する粉末。 75．請求項69記載の粉末において、第二相粒子が実質的に未焼結であることを特 徴とする粉末。 76．請求項69記載の粉末において、第二相粒子が実質的に単結晶であることを特 徴とする粉末。 77．請求項69記載の粉末において、第二相粒子が、約0.1乃至約５ミクロンの粒 度範囲の、実質的に未焼結の等軸形有面単結晶TiB2粒子であることを特徴とする 粉末。 78．請求項69記載の粉末において、第二相粒子が、約0.1乃至約５ミクロンの粒 度範囲の、実質的に未焼結の球形単結晶TiC粒子であることを特徴とする粉末。 79．第二相生成発熱反応によって製造した少なくとも２種類の粒状第二相物質の 均一分布混合物を含む微細粉末にして、粒状第二相物質が約0.01乃至約10ミクロ ンの粒度範囲を有することを特徴とする粉末。 80．請求項79記載の粉末において、粒子が金属のホウ化物、炭化物、窒化物、酸 化物、ケイ化物、硫化物、及びベリリドから成る群から選択したものであること を特徴とする粉末。 81．請求項79記載の粉末において、粒子がTiB2、ZrB2、VB2、WB2、HfB2、TaB2、 MoB2、TiC、WC、VC、HfC、TaC、TiN、ZrSi2、MoSi2、Ti5Si3、TiBe12、TiNbC、T iVC、TiZrC、TiHfC、及びTiTaCから成る群から選択したものであることを特徴と する粉末。 82．請求項79記載の粉末において、粒子が実質的に単結晶であることを特徴とす る粉末。 83．約0.01乃至約10ミクロンの粒度範囲にある粒子を含む微細粉末にして、該粒 子が以下の元素、即ちアルミニウム、チタン、ケイ素、ホウ素、炭素、酸素、窒 素、硫黄、モリブデン、タングステン、ニオブ、バナジウム、ジルコニウム、ク ロム、ハフニウム、コバルト、ニッケル、鉄、マグネシウム、タンタル、マンガ ン、亜鉛、リチウム、ベリリウム、トリウム、スカンジウム、イットリウム、及 びランタン、の中の少なくとも２種類の元素から構成されていることを特徴とす る粉末。 84．請求項83記載の粉末において、粒子がセラミックスであることを特徴とする 粉末。 85．請求項83記載の粉末において、粒子が金属間物質であることを特徴とする粉 末。 86．請求項83記載の粉末において、粒子が金属のホウ化物、炭化物、窒化物、酸 化物、ケイ化物、硫化物、及びベリリドから成る群から選択したものであること を特徴とする粉末。 87．請求項86記載の粉末において、金属がチタン、モリブデン、タングステン、 ニオブ、バナジウム、ジルコニウム、クロム、ハフニウム、及びタンタルから成 る群から選択したものであることを特徴とする粉末。 88．請求項87記載の粉末において、粒子がTiB2、ZrB2、VB2、WB2、HfB2、TaB2、 MoB2、TiC、WC、VC、HfC、TaC、TiN、ZrSi2、MoSi2、 Ti5Si3、TiBe12、又はこれらの組合わせあることを特徴とする粉末。 89．請求項83記載の粉末において、該粒子が約0.1乃至約５ミクロンの粒度範囲 を有することを特徴とする粉末。 90．請求項83記載の粉末において、該粒子が実質的に未焼結であることを特徴と する粉末。 91．請求項83記載の粉末において、該粒子が実質的に単結晶であることを特徴と する粉末。 92．約0.1乃至約５ミクロンの範囲の幅と最大で約100ミクロンの長さを有する実 質的に細長い形をした粒子を含む粉末にして、粒子が以下の元素、即ちチタン、 炭素、モリブデン、タングステン、クロム、ニオブ、バナジウム、ジルコニウム 、ハフニウム、及びタンタル、の中の少なくとも２種類の元素から構成されてい ることを特徴とする粉末。 93．請求項92記載の粉末において、ニオブ、バナジウム、ジルコニウム、ハフニ ウム、及びタンタルから成る群から選択した１種類の金属、チタン、及び炭素か ら本質的に構成されていることを特徴とする粉末。 94．約0.1乃至約５ミクロンの粒度範囲を有する実質的に未焼結の等軸形有面単 結晶TiB2粒子を含む粉末。 95．請求項94記載の粉末において、該粒子が約0.1乃至約１ミクロンの粒度範囲 を有することを特徴とする粉末。 96．請求項94記載の粉末において、該粒子が約0.1乃至約0.5ミクロンの粒度範囲 を有することを特徴とする粉末。 97．約0.1乃至約５ミクロンの粒度範囲を有する実質的に未焼結の球形単結晶TiC 粒子を含む粉末。 98．請求項97記載の粉末において、該粒子が約0.1乃至約１ミクロンの粒度範囲 を有することを特徴とする粉末。[Claims] 1. Sufficient diffusion of the reactants into the solvent metal in the presence of the solvent metal such that the plurality of second phase forming reactants have a higher solubility than the second phase, as a method of making a fine powder. At least one species by contacting a plurality of second phase forming reactants at a temperature which results in an exothermic reaction between the reactants such that second phase particles are precipitated in the solvent metal matrix. A step of precipitating particles of the second phase material in a solvent metal matrix, substantially separating the second phase particles from the solvent metal matrix, and recovering a powder containing the second phase particles. 2. The method of claim 1, wherein the second phase particles are substantially separated from the solvent metal matrix by dissolving the solvent metal in a dissolution medium that is substantially inert to the second phase particles. A method characterized by. 3. The method of claim 1, wherein the second phase particles are substantially separated from the solvent metal by boiling off the solvent metal. 4. The method of claim 1, wherein the second phase particles are substantially separated from the solvent metal by suspending or settling the second phase particles in a melt containing a solvent metal or an alloy of solvent metals. how to. 5. The method of claim 1, wherein the second phase particles are substantially separated from the solvent metal by expulsion on the outer surface of a melt containing the solvent metal or alloy of solvent metals. 6. The method of claim 1, wherein the second phase forming reactant and the solvent metal are provided as elemental powders. 7. The method of claim 1 wherein at least one second phase forming reactant is provided as an alloy of solvent metals. 8. The method of claim 1 wherein at least one second phase forming reactant is provided from at least one compound source. 9. 9. The method according to claim 8, wherein the compound raw material is selected from the group consisting of boron nitride, boron carbide, boron oxide, aluminum boride, aluminum carbide, aluminum nitride, silicon carbide, copper oxide, and iron oxide. A method characterized by the following. Ten. The method of claim 1, wherein the second phase forming reactant is aluminum, titanium, silicon, boron, carbon, oxygen, nitrogen, sulfur, molybdenum, tungsten, niobium, vanadium, zirconium, chromium, hafnium, cobalt, nickel, A method characterized in that it is selected from the group consisting of iron, magnesium, tantalum, manganese, zinc, lithium, beryllium, thorium, scandium, yttrium, lanthanum, cerium, and erbium. 11. The method according to claim 1, wherein the solvent metal is aluminum, copper, titanium, magnesium, zinc, iron, nickel, cobalt, chromium, silicon, silver, molybdenum, yttrium, erbium, cerium, tin, tungsten, lithium, beryllium, A method comprising bismuth, antimony, thorium, vanadium, zirconium, manganese, scandium, lanthanum, or a combination thereof. 12. The method of claim 1, wherein the solvent metal is aluminum, nickel, copper, titanium, magnesium, zinc, cobalt, iron, or a combination thereof. 13. The method of claim 1, wherein the solvent metal comprises an intermetallic material. 14. The method of claim 1 wherein the second phase particles are selected from the group consisting of metal borides, carbides, oxides, nitrides, suicides, sulfides, and berylides. 15. The method of claim 1, wherein the second phase is ceramics. 16． The method of claim 1, wherein the second phase is an intermetallic material. 17. The method of claim 1 wherein the second phase comprises at least three elements from the following elements: titanium, carbon, molybdenum, tungsten, chromium, niobium, vanadium, zirconium, hafnium, and tantalum. And how to. 18. The method of claim 17, wherein the second phase consists essentially of one metal selected from the group consisting of niobium, vanadium, zirconium, hafnium, and tantalum, titanium, and carbon. Method. 19. The method according to claim 1, wherein the second phase particles are TiB 2 , ZrB 2 , VB 2 , WB 2 , HfB 2 , TaB 2 , MoB 2 , TiC, WC, VC, HfC, TaC, TiN, ZrSi 2 , MoSi. 2 , Ti 5 Si 3 , TiBe 12 , Ti NbC, TiVC, TiZrC, TiHfC, TiTaC, or a combination thereof. 20. The method of claim 1 wherein the second phase particles are in the size range of about 0.01 to about 10 microns. twenty one. The method of claim 1, wherein the second phase particles are substantially single crystals. twenty two. A method for producing a fine second-phase powder comprising: (a) a plurality of reactive second-phase forming reactant powders and a substantially non-reactive solvent metal to form a second-phase forming reactant rather than a second phase. And (b) heating the mixture to a reaction start temperature near the melting point of the solvent metal to start an exothermic reaction, c) causing an exothermic reaction to further heat the mixture and consuming the second phase forming reactant to form a composite having second phase particles distributed in the solvent metal matrix, (d) solvent metal matrix From the second phase particles, and (e) collecting the powder containing the second phase particles. twenty three. 23. The method of claim 22, wherein the mixture is compacted into a green compact before heating the mixture. twenty four. 24. The method of claim 23, wherein heating is accomplished by bulk heating the green compact. twenty five. 24. The method of claim 23, wherein heating is accomplished by igniting a substantially limited localized portion of the green compact. 26. The method of claim 22, wherein the solvent metal is dissolved in a dissolution medium that is substantially inert to the second phase particles, followed by filtration, centrifugation, decantation, or a combination thereof. A method comprising substantially separating the second phase particles from the solvent metal matrix by removing the second phase particles from the working medium. 27. The method of claim 26, wherein the dissolution for medium, HCl, HF, H 2 SO 4, HNO 3, H 2 CrO 4, H 3 PO 4, NaOH, and at least one aqueous solution in NH 4 OH A method comprising :. 28. The method according to claim 27, wherein the second phase particles are titanium diboride, titanium carbide, titanium nitride, or a combination thereof, the solvent metal is aluminum, or an alloy thereof, and the dissolving medium is an aqueous hydrochloric acid solution. A method characterized by being. 29. 27. The method of claim 26, wherein the second phase particles are dried to obtain a second phase powder. 30. The method of claim 22, wherein the second phase particles are substantially separated from the solvent metal by heating the composite to a temperature above the boiling point of the solvent metal matrix to boil off the solvent metal. how to. 31. The method of claim 22, wherein the composite is heated to a temperature above the melting point of the solvent metal matrix to form a floating melt of the second phase particles and then skimmed to form second phase particles from the melt. A method of substantially separating the second phase particles from the solvent metal by removing. 32. The method of claim 22, wherein the composite is heated to a temperature above the melting point of the solvent metal matrix to a settling melt of the second phase particles at the bottom, followed by decantation, centrifugation, or a combination thereof. A method of substantially separating the second phase particles from the solvent metal by performing and removing the second phase particles from the melt. 33. The method of claim 22, wherein the composite is heated to a temperature above the melting point of the solvent metal matrix to form a melt that excludes second phase particles on the outer surface, after which the second phase particles are removed from the melt. Thereby substantially separating the second phase particles from the solvent metal. 34. 23. The method of claim 22, wherein the second phase is ceramics. 35. 23. The method of claim 22, wherein the second phase is an intermetallic material. 36. 23. The method of claim 22, wherein the second phase comprises a multi-composition material. 37. 23. The method of claim 22, wherein the second phase producing reactants are titanium and boron, the solvent metal is aluminum, and the second phase particles are titanium diboride. 38. 23. The method of claim 22, wherein the second phase producing reactants are titanium and carbon, the solvent metal is aluminum, and the second phase particles are titanium carbide. 39. The method of claim 22, wherein the second phase forming reactants are titanium and boron, the solvent metal is aluminum, and the second phase particles are titanium diboride, the boron being an aluminum boride compound material. The method is provided by. 40. The method of claim 22, wherein the second phase producing reactants are titanium and nitrogen, the solvent metal is aluminum, and the second phase particles are titanium nitride, the nitrogen being supplied from an aluminum nitride compound material. A method characterized by being a thing. 41. The method of claim 22, wherein the second phase producing reactants are titanium, boron, and nitrogen, the solvent metal is aluminum, and the second phase particles are titanium diboride and titanium nitride. And nitrogen is provided from a boron nitride compound material. 42. 23. The method of claim 22, wherein the mixture comprises a powder of additional material that affects the composition, shape, or size of the resulting second phase particles. 43. The method of claim 42, wherein the second phase producing reactants are titanium and carbon, the solvent metal is aluminum, the additional material is aluminum oxide, and the second phase particles are essentially titanium carbide. A method characterized by the following. 44. The method of claim 22, wherein the composite is heated to a temperature sufficient to melt the solvent metal matrix and the composite is rapidly solidified to separate the solvent prior to separation of the second phase particles from the solvent metal. A method of producing rapidly solidified particles comprising second phase particles in a metal matrix. 45. 23. The method of claim 22, wherein the second phase particles are in the size range of about 0.01 to about 10 microns. 46. 23. The method of claim 22, wherein the second phase particles are in the size range of about 0.1 to about 5 microns. 47. 23. The method of claim 22, wherein the second phase particles are substantially single crystals. 48. A method for producing a fine second-phase powder comprising: (a) a plurality of reactive second-phase forming reactant powders and a substantially non-reactive solvent metal to form a second-phase forming reactant rather than a second phase. To produce a mixture containing a solvent metal powder that has a higher solubility in (b) sufficient diffusion of the second phase forming reactant into the solvent metal to initiate the exothermic reaction. Adding the mixture to a molten matrix metal, metal alloy, or intermetallic at a temperature, (c) causing an exothermic reaction to further heat the mixture and consuming the second phase forming reactant to final Forming a composite in which the second phase particles are distributed in the metal matrix, (d) substantially separating the second phase particles from the final metal matrix, and (e) recovering the powder containing the second phase particles. And a step of: 49. The method of claim 48, wherein the separation of the second phase particles from the final metal matrix is accomplished by dissolution of the matrix in a dissolution medium, boiling removal of the matrix, melting of the matrix, or a combination thereof. A method characterized by the following. 50. The method of claim 48, wherein the composite is heated to a temperature sufficient to melt the final metal matrix and rapidly solidifies the composite prior to separating the second phase particles from the final metal matrix. A method of producing rapidly solidified particles comprising second phase particles in a final metal matrix. 51. A method for producing a fine second-phase powder comprising: (a) a plurality of reactive second-phase forming reactant powders and a substantially non-reactive solvent metal to form a second-phase forming reactant rather than a second phase. And (b) heating the mixture to a reaction start temperature near the melting point of the solvent metal to start an exothermic reaction, c) causing an exothermic reaction to further heat the mixture, consuming second phase forming reactants to form a primary composite having second phase particles distributed in the final metal matrix; (d) 1 Introducing a secondary composite into the base metal to produce a secondary composite containing particles of the second phase in a final metal matrix containing an alloy of the base metal and the solvent metal; Substantially separating the two-phase particles, and (f) including the second-phase particles. Method comprising recovering the powder, a. 52. 52. The method of claim 51, wherein the mixture is compacted into a green compact before heating the mixture. 53. 53. The method of claim 52, wherein heating is accomplished by bulk heating the green compact. 54. 53. The method of claim 52, wherein heating is accomplished by igniting a substantially limited localized portion of the green compact. 55. 52. The method of claim 51, wherein the primary composite is introduced into the base metal by adding the primary composite to a molten mass containing the base metal. 56. 52. The method of claim 51, wherein the primary composite is prepared by producing a solid mixture containing the primary composite and a mother metal and heating the mixture to a temperature sufficient to form the secondary composite. A method comprising introducing into a mother metal. 57. 52. The method of claim 51, wherein separating the second phase particles from the matrix is accomplished by dissolving the matrix in a dissolving medium, removing the matrix by boiling, melting the matrix, or a combination thereof. A method characterized by. 58. 52. The method according to claim 51, wherein at least one kind of alloying element is introduced into the mother metal to act on the composition, shape or size of the second phase particles. 59. 52. The method of claim 51, wherein prior to separating the second phase particles from the final metal matrix, heating the secondary composite to a temperature sufficient to melt the final metal matrix and rapidly increasing the composite. Solidifying to produce rapidly solidified particles comprising second phase particles in the final metal matrix. 60. A method for producing a fine second-phase powder, comprising: (a) powders of a plurality of reactive second-phase forming reactants and a second inter-phase forming reactant as a primary intermetallic precursor. To produce a mixture containing a powder of a primary intermetallic precursor having a high solubility, (b) heating the mixture to a reaction initiation temperature near the melting point of the primary intermetallic precursor Initiating an exothermic reaction, (c) causing an exothermic reaction to further heat the mixture, consuming second phase forming reactants to distribute second phase particles in the primary intermetallic precursor matrix. Forming a primary composite, (d) introducing the primary composite into a secondary intermetallic precursor to form a secondary composite containing particles of the second phase in an intermetallic-containing matrix. Process, (e) substantially separating second phase particles from matrix containing intermetallics And (f) collecting the powder containing the second phase particles. 61. 61. The method of claim 60, wherein the primary composite is introduced into the secondary intermetallic precursor by adding the primary composite to a molten mass containing the secondary intermetallic precursor. Method. 62. 61. The method of claim 60, wherein a solid mixture comprising a primary composite and a secondary intermetallic precursor is formed and the mixture is heated to a temperature sufficient to form the secondary composite. A method comprising introducing a primary composite into a secondary intermetallic precursor. 63. The method of claim 60, wherein the second phase particles are separated from the intermetallic-containing matrix by dissolving the matrix in a dissolving medium, removing the matrix by boiling, melting the matrix, or a combination thereof. A method characterized by achieving. 64. 61. The method according to claim 60, wherein an element that acts as at least one kind of alloying element to change the composition, shape, or size of the second phase particles is introduced into the secondary intermetallic substance precursor. Method. 65. 61. The method of claim 60, wherein the second phase particles are selected from the group consisting of metal borides, carbides, oxides, nitrides, suicides, sulfides, and berylides. 66. A method of making a powder comprising substantially unsintered second phase particles in the size range of about 0.01 to 10 microns, which results in higher solubility of multiple second phase forming reactants than the second phase. The exothermic reaction between the reactants at a temperature at which sufficient diffusion of the reactants into the solvent metal occurs in the presence of such solvent metal, i.e., second phase particles are precipitated in the solvent metal matrix. Precipitating particles of at least one second phase material in a solvent metal matrix by contacting a plurality of second phase forming reactants at a temperature that causes, substantially removing the second phase particles from the solvent metal matrix. And a step of collecting the powder containing the second phase particles. 67. 67. The method of claim 66, wherein the second phase particles are selected from the group consisting of metal borides, carbides, oxides, nitrides, suicides, sulfides, and berylides. 68. 68. The method of claim 67, wherein the second phase particles are substantially single crystals. 69. A fine powder containing in-situ precipitated second phase particles, which are the following second phase forming reactants: aluminum, titanium, silicon, boron, carbon, oxygen, nitrogen, sulfur, molybdenum, tungsten, niobium. , Vanadium, zirconium, chromium, hafnium, cobalt, nickel, iron, magnesium, tantalum, manganese, zinc, lithium, beryllium, thorium, scandium, yttrium, and lanthanum. And powder. 70. The powder according to claim 69, wherein the second phase particles are TiB 2 , ZrB 2 , VB 2 , WB 2 , HfB 2 , TaB 2 , MoB 2 , TiC, WC, VC, HfC, TaC, TiN, ZrSi 2 , MoSi. 2 , Ti 5 Si 3 , TiBe 12 , Ti NbC, TiVC, TiZrC, TiHfC, TiTaC, or a combination thereof, a powder. 71. 70. The powder of claim 69, wherein the second phase particles are in the size range of about 0.01 to about 10 microns. 72. 70. The powder of claim 69, wherein the second phase particles are in the size range of about 0.1 to about 5 microns. 73. 70. The powder of claim 69, wherein the second phase particles are substantially equiaxed. 74. 70. The powder of claim 69, wherein the second phase particles have a substantially elongated shape with a width in the range of about 0.1 to about 5 microns and a maximum length of about 100 microns. 75. 70. The powder of claim 69, wherein the second phase particles are substantially unsintered. 76. 70. The powder according to claim 69, wherein the second phase particles are substantially single crystals. 77. In the powder of claim 69, wherein, powders second-phase particles, characterized in that about 0.1 to size range of about 5 microns, a substantially equiaxial shaped perforated surface single crystal TiB 2 particles unsintered . 78. 70. The powder of claim 69, wherein the second phase particles are substantially unsintered spherical single crystal TiC particles in the size range of about 0.1 to about 5 microns. 79. A finely divided powder comprising a homogeneously distributed mixture of at least two particulate second phase materials prepared by a second phase forming exothermic reaction, wherein the particulate second phase materials have a particle size range of about 0.01 to about 10 microns. Powder to do. 80. 80. The powder of claim 79, wherein the particles are selected from the group consisting of metal borides, carbides, nitrides, oxides, suicides, sulfides, and berylides. 81. The powder according to claim 79, wherein the particles are TiB 2 , ZrB 2 , VB 2 , WB 2 , HfB 2 , TaB 2 , MoB 2 , TiC, WC, VC, HfC, TaC, TiN, ZrSi 2 , MoSi 2 , Ti. 5 A powder selected from the group consisting of Si 3 , TiBe 12 , TiNbC, TiVC, TiZrC, TiHfC, and TiTaC. 82. 80. The powder according to claim 79, wherein the particles are substantially single crystals. 83. A fine powder containing particles in the size range of about 0.01 to about 10 microns, wherein the particles are the following elements: aluminum, titanium, silicon, boron, carbon, oxygen, nitrogen, sulfur, molybdenum, tungsten, niobium, vanadium. Characterized by being composed of at least two elements selected from the group consisting of, zirconium, chromium, hafnium, cobalt, nickel, iron, magnesium, tantalum, manganese, zinc, lithium, beryllium, thorium, scandium, yttrium, and lanthanum. And powder. 84. 84. The powder according to claim 83, wherein the particles are ceramics. 85. 84. The powder according to claim 83, wherein the particles are intermetallic substances. 86. 84. The powder of claim 83, wherein the particles are selected from the group consisting of metal borides, carbides, nitrides, oxides, suicides, sulfides, and berylides. 87. 87. The powder according to claim 86, wherein the metal is selected from the group consisting of titanium, molybdenum, tungsten, niobium, vanadium, zirconium, chromium, hafnium, and tantalum. 88. The powder according to claim 87, wherein the particles are TiB 2 , ZrB 2 , VB 2 , WB 2 , HfB 2 , TaB 2 , MoB 2 , TiC, WC, VC, HfC, TaC, TiN, ZrSi 2 , MoSi 2 , Ti. 5 A powder characterized by containing Si 3 , TiBe 12 , or a combination thereof. 89. 84. The powder of claim 83, wherein the particles have a size range of about 0.1 to about 5 microns. 90. 84. The powder according to claim 83, wherein the particles are substantially unsintered. 91. 84. The powder according to claim 83, wherein the particles are substantially single crystals. 92. A powder comprising substantially elongate shaped particles having a width in the range of about 0.1 to about 5 microns and a length of up to about 100 microns, wherein the particles are the following elements: titanium, carbon, molybdenum, tungsten, A powder comprising at least two kinds of elements selected from chromium, niobium, vanadium, zirconium, hafnium, and tantalum. 93. 93. The powder of claim 92, consisting essentially of one metal selected from the group consisting of niobium, vanadium, zirconium, hafnium, and tantalum, titanium, and carbon. 94. A powder comprising substantially unsintered equiaxed faced single crystal TiB 2 particles having a particle size range of about 0.1 to about 5 microns. 95. 95. The powder of claim 94, wherein the particles have a size range of about 0.1 to about 1 micron. 96. 95. The powder of claim 94, wherein the particles have a size range of about 0.1 to about 0.5 microns. 97. A powder comprising substantially unsintered spherical single crystal TiC particles having a particle size range of about 0.1 to about 5 microns. 98. 98. The powder of claim 97, wherein the particles have a size range of about 0.1 to about 1 micron.
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