JPH10511071A - アルミニウム化物含有セラミック成形体の製造 - Google Patents

アルミニウム化物含有セラミック成形体の製造

Info

Publication number
JPH10511071A
JPH10511071A JP8510448A JP51044896A JPH10511071A JP H10511071 A JPH10511071 A JP H10511071A JP 8510448 A JP8510448 A JP 8510448A JP 51044896 A JP51044896 A JP 51044896A JP H10511071 A JPH10511071 A JP H10511071A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
volume
ceramic
phase
sintering
mixture
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
JP8510448A
Other languages
English (en)
Inventor
エー ガルシア ダニエル
ヤンセン ロルフ
Original Assignee
ニルス クラウセン
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ニルス クラウセン filed Critical ニルス クラウセン
Publication of JPH10511071A publication Critical patent/JPH10511071A/ja
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C04CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04BLIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C04B35/10Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on aluminium oxide
    • C04B35/111Fine ceramics
    • C04B35/117Composites
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C04CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04BLIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/64Burning or sintering processes
    • C04B35/65Reaction sintering of free metal- or free silicon-containing compositions
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C1/00Making non-ferrous alloys
    • C22C1/10Alloys containing non-metals
    • C22C1/1084Alloys containing non-metals by mechanical alloying (blending, milling)
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C29/00Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C29/00Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
    • C22C29/12Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides based on oxides
    • BPERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22FWORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10Processes characterised by the sequence of their steps
    • YGENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10TTECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/249921Web or sheet containing structurally defined element or component
    • Y10T428/249953Composite having voids in a component [e.g., porous, cellular, etc.]
    • Y10T428/249955Void-containing component partially impregnated with adjacent component
    • Y10T428/249956Void-containing component is inorganic
    • Y10T428/249957Inorganic impregnant
    • YGENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10TTECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/249921Web or sheet containing structurally defined element or component
    • Y10T428/249953Composite having voids in a component [e.g., porous, cellular, etc.]
    • Y10T428/249987With nonvoid component of specified composition
    • Y10T428/24999Inorganic
    • YGENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10TTECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/25Web or sheet containing structurally defined element or component and including a second component containing structurally defined particles
    • Y10T428/252Glass or ceramic [i.e., fired or glazed clay, cement, etc.] [porcelain, quartz, etc.]
    • YGENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10TTECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/31504Composite [nonstructural laminate]
    • Y10T428/31855Of addition polymer from unsaturated monomers
    • Y10T428/31859Next to an aldehyde or ketone condensation product

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Composite Materials (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
  • Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)

Abstract

(57)【要約】 アルミニウムの微細な粉末、1種またはそれ以上のセラミック物質および場合によ別の金属の混合物から成り、ただし少なくとも1種の酸化物セラミックおよび/または金属粉末が、焼結する際にアルミニウムと反応してアルミニウム化物および場合によりAl23形成する混合物中に含有されている、粉末冶金法により成形された生成形体を非酸化性雰囲気中で焼結して得られた、a)場合により付加的にアルミニウムおよび/またはアルミニウム合金を含有する、少なくとも1種の金属間アルミニウム化物相5〜70容量%およびb)1種またはそれ以上のセラミック相30〜95容量%を含有するセラミック成形体であって、その際、セラミック相が固体の連続した骨組を形成し、かつ金属間化合物相は平均して0.1〜10μmの大きさで、主として互いに結合した領域から成るセラミック成形体。

Description

【発明の詳細な説明】 アルミニウム化物含有セラミック成形体の製造 今日までの多数の変種によりその良好な耐磨耗性に基づく成功が期待されてい る、この30年間に開発された硬質金属(Co複合WC)は、金属相を有する非 炭化物系セラミックを延性とするために常に研究の対象となっていた。殊に、サ ーメットの概念も形成された60年代に酸化物セラミックに関する多数の研究が 集中し〔「サーメットの構造および性質」(“Aufbau und Eigenschaften von Ce rmets”Z.Metallkde.,59(1968)170)〕、これにより、脆さの低下が、より高度 の技術的な使用に対する見通しを著しく改善するはずであった。目的とした有利 な金属の良好な延性と破壊靱性の組合せでは、セラミックの優れた高温特性、耐 磨耗性および硬度を有する金属はほとんどの場合に現れなかった。反対に、サー メットは、両方の種類の材料の不利な性質を一緒に持っていた。その理由の一つ は、酸化物セラミックの液状の金属による典型的に不良な濡れ性であり、そのた めに液相焼結の場合に、金属相が成形体からしみだすようになることにある。こ れを避けるためには、このような複合体を高温プレスするか、または高温鍛造し なければならず、例えばこれは系Al23−Alに関して実施された〔英国特許 第2070068(A)号、米国特許第5077246号の各明細書〕。不良な 機械的挙動の別の原因は、典型的には両方の相の粉末冶金的混合物が原因となる サーメットの特性的な構造組織から分かる。セラミック部品は、その際、主とし て金属マトリックス中に埋め込まれ、これはしばしば20容量%以下を構成する 〔例えば「Al23/Ni複合材の加工」(“Processing of Al2O3/Ni Composi tes”,J.Eur.Ceram.Soc.,10(1992)95 参照〕。多くのサーメットの場合に 金属的性質が優勢であるにもかかわらず、金属複合炭化物またはホウ素化物系サ ーメットの場合には、セラミック相は、さらに骨組を形成できる。〔「サーメッ ト」("Cermets",Reinhold Publishing Co.,New York,1960)〕。今日では、炭 化物系混合物、殊にはTiC−Niだけがまだサーメットと呼ばれている。 セラミック材料のための強化の新しい考え方は、セラミックマトリックス中に 第2の相を組み込むことに基づいており、これによりセラミックの有利な性質が 実質的に保持されるようにする。その例は、Al23マトリックス中の転換可能 なZrO2粒子〔「高温におけるZrO2強靱化セラミックの強化方針」(“Streng thening Strategies for ZrO2-Toughened Ceramics at High Temperature”,J .Mat.Sci.Eng.,71(1985)23)〕またはSiCウイスカー〔「SiCウイス カーを用いて強化したTZP」(“TZP Reinforced with SiC Whiskers”,J.Am.Ceram.Soc.,69(1986)288)〕である。金属の組 み込みは最初は意味があるとは考えられなかった。それというのも、従来の複合 材料理論によると、低い流動限界および小さい弾性率を有する金属は、硬質で剛 性なセラミックを殊にその強さに関して改善できないからである。しかし、最近 、これが必ずしも正しくないことが証明できた〔「金属強化セラミックの熱衝撃 抵抗性に対するミクロ構造の影響」(“Effect of Microstructure on Thermal Shock Resistance of Metal-Reinforced Ceramics” J.Am.Ceram.Soc.,77( 1994)701)および「金属がセラミックの機械的性質を改善する」(“Metalle ve rbessern mechanische Eigenschaften von Keramiken”Spektorum der Wissensc haft,1月(1993)107)〕。しかし、古典的なサーメットの構造組織を逆転させ る、すなわち、セラミックが硬質マトリックスを形成しており、その中に貫通し た単結晶の金属性相が埋め込まれている場合にのみ、目的とする強化が可能であ る。この場合に、名称「メトセル」(Metcer)を用いて構造組織成分の交代を概念 的に特性化している。しかし、この複合材料の変化した構造組織の他に、古典的 なサーメットに対する改善のための金属相の著しく小さい寸法が関係している。 セラミックマトリックス中に埋め込まれている金属は、「遊離」状態よりも実質 的に良好な機械的性質を有し、これは、それでなければ脆 い金属間化合物(intermetallische)相に関係すると考えられる〔「メトセル−サ ーメットの強力な変種」(“Metcers-a Strong Variant of Cermets”,Cfi/Ber .DKG 71(1994)301)〕。 これらの新しい種類の金属−セラミック−複合材料の製造のために、これまで は各種の方法が利用され、例えば局部溶融酸化(DMO)であり、これによると Al溶融物の上に空気の酸化によりAl/Al23−複合材料が成長する〔例え ば、「ランキサイドTMセラミック複合材料の形成」(“Formation of LanxideTM Ceramic Composite Materials”,J.Mat.Res.,1 (1986)81)および「溶融 金属の局部酸化」(“Directed Oxidation of Molten Metals”,Encyclopedia o f Mat.and Eng.(R.W.Cahn編集),補遺第2巻,Pergamon,Oxford(1990)111 1)を参照のこと〕。他の実用的な方法は、加圧鋳造〔「サーメットの製造への溶 浸技術の応用」(“Application of the Infiltration Technique to the Manufa cture of Cermets”,Ber.Dt.Keram.Ges.,48(1971)262‐8)〕および溶融 金属を用いる多孔性セラミックプレフォームの溶浸〔「金属−強化セラミック複 合材料の加工のための方法」(“Method for Processing Metal-Reinforced Cer amic Composites”,J.Am.Ceram.Soc.,73[2]388-393(1990)〕である。気体 加圧溶浸は、濡れない金属でもセラミックプレフォーム中に溶浸できるという可 能性 を提供する〔例えば「金属溶浸RBSN複合材料のミクロ構造と性質」(“Micro structure and Properties of Metal Infiltrated RBSN Composites”,J.Eur. Ceram.Soc.9(1991)61‐65)を参照のこと〕。これによると、最初に金属を 真空中で溶融し、多くの場合に溶融温度より100〜200℃高い溶浸温度に達 した際に、セラミックを溶融物中に浸漬し、気体圧力を負荷する。この方法は、 従来の加圧鋳造では溶浸できなかった高融点金属に対しても適しているが、しか し非常にコストがかかる。 Alが浸透したAl23物体が生成する別の方法は、SiO2含有セラミック プレフォーム品の反応溶浸(Reactive Metal Infiltration)に基づく〔例えば 、「固体/液体置換反応により製造されたAl23/Al同時連続セラミック複 合材料(C4):加工、反応速度およびミクロ構造」(“Al2O3/Al Co-Continuous Ceramic Composite(C4)Materials Produced by Solid/Liquid Displacement Reactions: Processing,Kinetics and Microstructures”,Ceram.Eng.Sci. Proc.15(1994)104)を参照のこと〕。 Al−およびAl23含有複合材料は、その外にもテルミット反応(SHS: 自己伝搬高温合成)によっても製造できる。これまで、多数のこのような反応が 研究されたが、これらはいずれも式: MO + Al → Al23 + M に従って進行する〔式中、Mは金属、MOはこれに相当する酸化物である〕〔例 えば「セラミックおよび金属−マトリックス複合材料の燃焼合成」(“Combusti on Synthesis of Ceramic and Metal-Matrix Composites”,J.Mat.Synth.Pr oc.2(1994)271)および「酸化物−B4C複合材料の合成のためのテルミット に基づく反応の熱力学的解析」(“Thermodynamic Analysis of Thermite-Based Reaction for Synthesis of Oxide-B4C Composites”,J.Mat.Synth.Proc.2 (1994)217 および227)を参照のこと〕。すべてのSHS−複合材料は、制御不 能な熱発生(反応の大きい発熱による)のために、多孔性、不均一および粗い構 造組織である。従って、その強さは100MPaを越えることは稀であり、その ために構造要素としての用途には適合しない。 多くの分野において、金属を金属間化合物あるいは金属−セラミック−複合材 料により置換することが、相当以前からの材料研究の目的である。殊には、Al (アルミニウム化物)の金属間化合物が、この場合に、なかでもその低い比重、 その良好な高温強さおよびその耐酸化性に基づいて追求されている〔例えば「金 属間化合物」(“Intermetallic Comounds”,Mat.Res.Soc.Proc.288 巻,199 3)を参照のこと〕。しかし、セラミック相を有するアルミニウム化物の粉末冶金 的製造は、これまで著しくコスト高であったが、それ というのも、一方ではアルミニウム化物粉末の製造がその不活性な条件のために 著しく高価となり、他方では、完全な緻密化は、高温プレス、高温鍛造、高温押 出または高温静水圧プレスまたは爆発成形によってのみ可能であるからである〔 なかでも「金属間化合物および金属間化合物マトリックス複合材料の粉末加工」 (“Powder Processing of Intermetallics and Intermetallic Matrix Composit es(IMC)”,Processing and Fabrication of Advanced Materials for High-Tem perature Applications-II,V.A.Ravi ら編集、The Min.Met.Mat.Soc.,199 3 中の93-124頁)を参照のこと〕。その他にも、すべての場合に、アルミニウム 化物はマトリックスとなり、一方容量パーセント50%以下の分散相としてのA l23は分散している〔例えば「Fe3Alをベースとする合金に関する最近の進 歩の総説」(“A Review of Recent Developments in Fe3Al-Based Alloys”,J .Met.Res.6(1991)1779)および「高温アルミニウム化物マトリックス複合 材料の粉末加工」(“Powder Processing of High Temperature Aluminide-Matr ix Composites”,H-T Ordered Intermetallic Alloys III,133(1988)403) を参照のこと〕。このような結合材料の製造の場合に、2種またはそれ以上の金 属を一緒に所望のアルミニウム化物と反応させる方法により反応熱を十分に利用 する可能性があるが、しかし、これまで研究されたすべて の場合に、機械的性質が測定できないほど粗く不均一な構造組織となっているか 〔「完全な密度に近いニッケル−アルミニウム化物の反応焼結」(“Reactive S intering Nickel-Aluminide to Near Full Density”, PMI 20(1988)25〕、ま たはプレフォームした物体を後続の工程において高温で再緻密化をしなければな らなかった〔「TiAl−SiCおよびTiAl−Al23金属間複合材料のS HS〕(“SHS of TiAl-SiC and TiAl-Al2O3 Intermetallic Composites”,J.M ater.Sci.Let.,9(1990)432)〕。 これまで公知のすべての結合複合材料の種類およびそれらの製造方法は、特徴 的な欠点を有する。加圧鋳造法は、例えば、技術的な理由から(好適な加圧容器 材料が存在しない)Al合金にのみ適し、高温溶融性のアルミニウム化物には適 しない。気体加圧溶浸に関しても同様であり、この場合にアルミニウム化物は1 400℃以上の温度でないと溶浸することができない。その上、この場合には、 溶浸した複合体を凝固したアルミニウム化物溶融物から取り出さなくてはならず 、これは多くの手数を要し、かつ簡単な形状の場合にのみ可能である。反応成形 法DMOおよびC4は、Si−またはMg−含有Al合金を含むAl23物体に のみ適用でき、アルミニウム化物含有合金には適用できない。その上、平均2c m/日の反応速度はあまりにも遅く、このために加工期間は不当に長くなる。す べ ての粉末冶金的方法は、これまで酸化物セラミック系サーメットに典型的な欠点 となり、すなわち、その構造は高温後処理をしない限り多孔性で粗く(多くのも のが10μmよりはるかに大きい構造成分である)、かつ不均一であり、そのた めに不十分な強さおよび破壊靱性となる。 従って、本発明の課題は、アルミニウム化物から生成し、場合によればさらに 金属性およびセラミック性成分を含むことができ、かつ以上に記載した欠点を有 しないAl23マトリックス複合材料体の製造である。 この課題は、本発明により、a)場合によれば追加のアルミニウムおよび/ま たはアルミニウム合金を含有する、少なくとも1種の金属間アルミニウム化物相 5〜70容量%およびb)Al23および場合によれば1種またはそれ以上の別 のセラミック相30〜95容量%を含み、その際、セラミック相が固体の連続し た骨組を形成し、かつ金属間化合物相は平均して0.1〜10μmの大きさで、 主として互いに結合した領域から成るセラミック成形体を製造する方法において 、アルミニウムの微細な粉末、1種またはそれ以上のセラミック物質および場合 によれば別の金属の混合物から成り、ただし少なくとも1種の酸化物セラミック および/または金属粉末が、焼結する際にアルミニウムと反応してアルミニウム 化物および場合によりAl23を形成する混合物中に含有されている、粉末冶金法により成形された生成形 体(Gruenkoerper)を、非酸化性雰囲気中で焼結することを特徴とする方法により 解決される。 本発明による方法においては、アルミニウムを所定の条件下で、全体または一 部を酸化物および/または金属と一緒に所望のアルミニウム化物および場合によ れば追加してAl23に反応させる。 本発明は、微細なアルミニウム、ZrO2およびAl23から成る生成形体を 1550℃に予熱した空気雰囲気の炉内に迅速に装入して焼結し、その際、期待 されるように小さい破片に粉々にならないという意外な所見から出発する。室温 から炉内温度まで1秒以下という異常に高い加熱速度のために、通常のセラミッ ク粉末プレス体で通例のように、極端な熱応力の発生および爆発のために小さい 破片となることが予想された。しかし、意外にも、生成形体は完全で割れがない 成形体となった。引き続く研究から、厚く緻密なAl23外層の下には、Zr− アルミニウム化物およびAl23が形成されていることがわかった。しかし、収 縮を防ぐ緻密な外層のために、多孔度は生成形体のものと同程度であった。酸素 がない状態での操作およびこれにより制限される30℃/分の低い加熱速度での 操作からも同様の成形体が製造できたが、しかしこれは厚いしわが寄っていた。 添付図面の図1は、この場合 Al45容量%、2Y−ZrO220容量%およびAl2335容量%から成る 生成形体を用いた研磨面から得られた構造図を示している。図1の明るい領域( 大きさ約1.5μm)は金属間化合物、暗い領域はα−Al23から成っている 。約1Ω/cmであるこの物体の電気抵抗は、この金属間化合物相の領域が互い に連結していることを示す。 図面の図2aおよび2bは、粉末にサファイア繊維(直径125μm)を加え て同様に製造した成形体による断面を示す。1550℃における1時間の真空焼 結により、図2および2aに示す繊維結合体が製造された。繊維/マトリックス の境界面の増大は、完全な焼結は剛性で収縮しない相の周囲に割れの発生を起こ さないことを意味する。 本発明により得られたセラミック成形体の驚異的な性質および新規の構造への 前提条件は、生成形体の粉末成分の微細な状態にある。この際、微細とは、本発 明の範囲内で、平均粒径1μm以下ならびに少なくとも粉末の比表面積5m2/ gとする。有利には、比表面積10〜40m2/gの粉末混合物である。さらに 大きい比表面積も同様に適しているが、その製造に不必要に経費がかかる。 生成形体の組成は、有利には、最終複合材料中に、金属間化合物および場合に よれば金属相が15〜70容量パーセントとなるように指定する。アルミニウム 化物相の最大の可能な割合zは、次式で表される。 xAl+yMO → zMAl+aAl23 〔式中、MOは、量yの酸化物セラミック物質であり、これは量xのAlと一緒 に(多くの場合発熱)量aのAl23よび所望のアルミニウム化物MAlに反応 する。これは、例えば次表に示される(反応焼結された生成物中の体積部をカッ コ内に記載する)。 最終製品中のセラミック相の割合をaよりも高くする場合には、出発粉末混合 物にさらにAl23および/または別のセラミック相を加えなければならない。 粉末混合物のためのセラミック物質は、有利には下記の群から選択される:A l23、AlN、Al43、AlB2、C、Cr23、CrB2、Cr23、Cu O、Cu2O、CoO、Co23、SiO2、Si34、SiC、Sixy、B4 C、ZrO2、ZrB2、ZrC、Z rN、HfO2、HfB2、HfC、HfN、Ta25、TiO、TiO2、TiN 、TiC、TiB2、FeO、Fe23、Fe34、Fe23、FeB2、MgO 、MnO、MoO3、Nb25、NiO、CaO、Y23、V25、WC、ムラ イト、スピネル、ジルコン酸塩、イルメナイト(FeTiO3)、ジルコン(Z rSiO4)またはチタン酸塩ならびにFe含有鉱物、Ti含有鉱物、Co含有 鉱物、Ni含有鉱物、Zr含有鉱物、Si含有鉱物、Nb含有鉱物、殊にはジル コン(ZrSiO4)またはイルメナイト(FeTiO3)である。最終のセラミ ック体中には、同じ物質がセラミック相を形成していてもよい。 金属粉末は、アルミニウムの他に、有利には下記の群から選択される:Au、 Ag、B、Ce、Cu、Ca、Cr、Co、Fe、Ge、Hf、K、U、Mo、 Mg、Mn、Ni、Ta、Ti,Zn、Zr、Si、Sb、Sn、Y、Sc、W 、V。 酸化物セラミックと場合によれば金属粉末との組合せは、有利には、これらの 反応により1種またはそれ以上の下記のアルミニウム化物が得られるように選択 する:TiAl、TiAl3、Ti3Al、Ni3Al、NiAl、Fe3Al、F eAl、Zr3Al、Ni2TiAl、Fe3(Al,Si)、NbAl3、Nb3A l、TaAl3、Ta3Al、FeCrAl、Fe3AlC、Co2TiAl、Fe TiAl、Ti2NbAl、T i5(Al,Si)3。またTaAl、Cr4Al9、Cr5Al8、Cr2Al、 Al2Zr、Al3Zr、Al3Fe、AlNb2、Al2Ta、Al8Mo3、Al Mo3、AlMo、AlCo、Al3Coも該当する。これらのアルミニウム化物 の1種またはそれ以上、有利にはNi3Alは、核生成剤として粉末に加えるこ ともできる。 生成形体の製造のための粉末混合物の摩砕は、有利には液状の有機媒体中でボ ールミルまたは同様の摩砕装置を用いて行う。この場合、摩砕ボールとしては、 有利には鋼、WC−CoおよびAl23から成るボール、殊に有利にはZrO2( Y−TZP)から成るボールを用いる。 あるいは、粉末混合物を乾燥状態で不活性雰囲気中または真空中で摩砕するこ とも可能である。 粉末混合物には、場合によれば強化材または機能要素を加えることができる。 これらは、有利には粒子、球、小平板、ウイスカー、繊維または類似の形であっ てもよい。このような強化添加物の容量パーセントは、有利には5〜50%の間 にあってもよい。多すぎたりまたは少なすぎる添加物は、基体の性質を同じに維 持できないか、あるいは目的とする強化効果が低くなる。これらの強化要素また は機能要素は、有利には0.5〜1000μmの間の直径を有する。これにより 基体の有利な機械的性質が保持される。添加する要素は 、有利には、酸化物、炭化物、窒化物、ほう化物および/またはケイ化物から成 り、有利には炭素、ダイアモンド、SiC、Al23、Si34、TiC、WC および/またはZrO2から成る。ZrO2は、殊に構造生成に有利であることが 分かっている。 調整した試験混合物を直接または300〜500℃における予熱の後に、生成 形体にさらに加工することができる。 生成形体の製造は、自体公知の粉末冶金的方法で行う。いわゆるP/M法はす べて好適であり、また1軸または静水圧プレス、射出成形、スラリーキャスティ ング、押出または類似の方法も好適である。これらの方法は、当業者には公知で あり、ここに詳細に説明する必要はない。 生成形体の焼結は、上記のように、非酸化性雰囲気中、すなわち殊には酸素を 遮断して行う。有利には、真空中または気体H2、N2、ArまたはHeの1種ま たはそれ以上から成る雰囲気中である。 これまでの研究は、大部分が下記の実施例中に記載する組成において、Alと 酸化物系物質との間の反応を大部分が温度範囲350〜660℃の間、すなわち 、Alの融点以下で進行するようにして得られた。従って、この範囲内でいくら かゆっくりと加熱する(1〜10K/分)と有利な場合も多い。この場合に、固 体−液体間反応ではなく、固体−個体間反応が進行す ることも意外であった。 上記の条件下で、焼結は、1100℃ですでに始まる。しかし、温度は190 0℃まで上昇させることができる。有利には1350〜1600℃である。 加熱速度は、本発明による方法では、技術的に実施きでる大きさでもよい。通 常、これは1〜100℃/分、有利には10〜40℃/分である。この条件下で 、焼結はさらに通例で特別に高価ではない装置を用いて実施できる。 上記の方法から変形して、上記にすでに記載した、特に高い加熱速度や酸素含 有雰囲気中での焼結の特殊な製造方法でも焼結できる。このような本発明による 方法からの変形法により、1300〜1600℃に予熱してあり、例えば空気ま たは酸素雰囲気の炉内で、生成形体を100℃/分以上の加熱速度で処理し、物 体の内部が酸化できる前に厚い酸化物層が形成されるようにする。 この実施態様の場合に、十分に高い密度に達するために、高温静水圧の再緻密 化を温度1200〜1600℃の間および圧力50〜200MPaの間で実施す る。しかし、このような再緻密化処理は、上記の非酸化性雰囲気中で焼結した成 形体にも適用できる。 本発明により製造されたセラミック成形体の特殊性は、その金属間化合物相が 通常の冶金的構造改善処理で実施できることにある。この構造改善処理は、実質 的に熱処理から成る。このような熱処理は有利には、焼結した成形体を真空中ま たは不活性または還元性雰囲気中で、金属間化合物相および場合によれば存在す る限り金属相の組織が均質であり、少なくとも金属間化合物領域の平均直径に少 なくとも相当する粒径に達するまで、1000〜1600℃の範囲の温度で赤熱 して行う。言い換えれば、少なくとも金属間化合物相の互いに連続している領域 の大きさ、すなわち平均して0.1〜10μmに相当するまで粒子を大きくさせ なければならない。 適当な金属酸化物または金属を出発混合物に添加することによる金属間化合物 の機械的性質の改善のための理論および技術から公知の合金手段は、ここに記載 した複合材料に対しても適用可能であって、例えば、少量のCo(CoO)また はNi(NiO)をFe3Alを含むインターメトセルへ、またはFeAlへの BおよびNの添加、またはNi3AlへのBの添加である。 本発明の別の実施態様によると、非酸化性条件下で焼結した成形体を引き続き 酸素含有雰囲気中でさらに加熱して酸化物含有、殊にはAl23から成る保護相 を形成することができる。このような保護相は、有利には厚さ1〜500μmで ある。保護相の厚さは、温度および酸化性雰囲気中における赤熱処置の期間によ り制御できる。 例えば、n−ヘキサン中のAl2357.1容量%、Al24.6容量%、Ni O14.1容量%およびNi4.2容量%の8時間の摩砕により得られた粉体混合 物から、生成形体を成形し、1時間1550℃で成形ガス(H2とN2との混合物 )中において焼結した。0.5〜2μmの相領域を有する得られた微細な複合材 料は、Al2357容量%およびNi3Al43容量%から成り、その際Ni3A lの粒径は、大部分がAl23の領域の間のNi3Al領域の大きさを越えてい た。痕跡量のNiAlがX線により確認された。これは、NiOがこの条件下で 完全に還元され、かつAl23は緻密な微粒状(ほぼ1μm)マトリックスに一 緒に焼結されていることを示す。しかし、NiOおよびNiを含まない同様の混 合物は、緻密化されなかった。凹み−割れ長さ法(Eindruck-Risslaengemethode 、ICL)により測定したAl23/Ni3Al複合材料の破壊靱性は、9.5P Ma・m1/2であって、これは純粋のAl23マトリックスの場合のほとんど3 倍に相当する。 添付図面の図3は、別の試験において本発明により製造された成形体の構造を 示す。このためには、Al25容量%、Ti25容量%、ZrO218.2容量% およびAl2331.8容量%を10時間、ステアリン酸1.5重量%を含むシク ロヘキサン中で、2mmZrO2ボールを入れたアトリションミルを用いて摩砕 し 、引き続き噴霧乾燥した。乾燥した粉末を300MPaにおいて静水圧的に、直 径50mm、厚さ10mmの円板にプレスした。試料を成形ガス中、15℃/分 で1500℃に加熱し、そのまま2時間保持した。図3に示すように、試料は緻 密でセラミック相としてZrO2(明色)約10容量%およびAl23(暗色)5 0容量%、ならびに金属間化合物相としてTi3Al/TiAlおよびZr3Al (灰色)約40容量%を含んでいた。図3は、セラミックおよび金属間化合物相 の連続した骨組を示している。この場合に、ICL破壊靱性は6.8MPa・√ m、4点曲げ強さ(試験片寸法40x4x4mm3)は、710MPa±11% であった。 添付図面の図4aおよびbは、セラミック(暗色)および金属間化合物相の両 方の相互浸透網状構造を示しており、その中で複合材料体の構造は、Al23/ ZrO2およびFexAlyとZryAlyのアルミニウム化物との混合物から成る ことを表している。出発粉末混合物は、Al24容量%、Fe18容量%、Al2337容量%およびZrO221容量%から成っていた。これから製造された プレス成形体を1時間、1550℃、アルゴン中において、加熱速度30℃/分 で焼結した。曲げ強さは490MPaであり、ICL破壊靱性は11.5MPa ・m1/2であった。真空の膨張計中で焼結した同一組成の試料は、1180℃で 収縮 開始を示し、その際1550℃の最高焼結温度に達する10分以後には、それ以 上の収縮は起きなかった。急速で完全な焼結は、一部はレドックス反応の際に生 成するAl23クリスタリットの微細度、また場合によれば一部は一時的なAl 含有液相の作用に帰せられる。 本発明によると、操作側からも、製造された成形体の性質の側からも関連する 一連の多数の有利な特徴が得られる。殊には、従来の技術に対して下記のような 利点が得られる。 1.安価な酸化物(例えばTiO2、Fe23、Nb25、ZrO2など)およ び鉱物(例えばイルメナイト)の比較的低い温度におけるその場での還元のため に、本発明による方法は、容易に実施ができ、また著しく少ない経費となる。 2.急速な加熱(炉技術的に考えられる最も可能な速さ、すなわち100℃/ 分以下)および短い焼結時間は、「インターメトセル」成分を急速に完成させる 。 3.少なくとも高温静水圧プレスを用いる完全な緻密化は、1350℃以下の 温度でもすでに可能である。これは、本発明により、「インターメトセル」スラ リーを溶浸させた多数のタイプの繊維(Al23、SiCなど)による繊維複合 体は、繊維を損傷しないで緻密化できることを意味する。ある種の組成において は、1300℃における焼結によっても短時間(1分間)で加圧しない緻密化が 可能である。 4.アルミニウム化物の粉末冶金的製造の際に発生するすべての問題(保護ガ ス内摩砕、O2取込み、界面不純物など)は、本発明による「インターメトセル 」の製造においては発生しない。追加の焼結助剤の添加も不要である。 5.セラミック相、殊にはAl23および場合によれば強化要素の高い割合の ために、本発明により得られる「インターメトセル」物体の典型的な性質は「セ ラミック」的、すなわち耐高温性、耐酸化性、硬質および耐磨耗性である。しか し、破壊靱性および一部は破壊強さもモノリシックのセラミック、例えばAl23(約3.5MPa・m1/2、約400MPa)の値よりも実質的に良い。 6.連続した金属間化合物相は、良好な熱伝導性の作用があり、これは良好な 耐熱衝撃性を結果として得る。その外に、この物体は電導性なので、電気火花腐 食加工(Funkenerosionsbearbeitung)および誘導加熱が可能である。 7.本発明により生成するセラミックマトリックス、殊にはAl23マトリッ クスの粒子境界は非常に清潔であり、すなわち、SiO2分(不純物)はAlに より還元され、これによりSiはアルミニウム化物内に組み込まれる。これから 良好な耐クリープ性が得られ る。 8.本発明により得られる「インターメトセル」は、他の公知の方法によって は、同じ品質がほとんど製造できない。多孔性の予備成形体内に加圧溶浸した溶 融アルミニウム化物(融点2000℃以上まで!)は、技術的には予想できるで あろうが、しかし、経済的には採算が合わないほど高い技術的な経費がかかる。 粉末冶金的方法による製造は、あらゆる場合に、高温の再緻密化を用いてようや く同様の製品にすることができるが、しかしこれは同様な有利な性質は持たない であろう。 9.組成成分の変化により、0.1〜103Ωの間の電気抵抗に調節ができる成 形体が製造できる。 10.短時間に本発明により焼結した「インターメトセル」の構造の微小性( <1μm)、殊にはAl23マトリックスの粒径によるもののために、これによ る予備成形品は超可塑性的に変形できる。 11.これまで溶融酸化(ランクサイドTM)およびC4法により製造された成 形体は、本発明による方法により、広い変化範囲および良好な機械的性質をもっ て製造できる。 12.アルミニウム化物の良好な耐酸化性および高温強さにより、本発明によ り得られた「インターメトセル」もこれに相当する高温性質を有する。 13.有利にはアルミニウム化物相は、セラミック 領域間の寸法よりも大きい粒径を有するので、割れを橋渡しするアルミニウム化 物の結合は、機械的に例えば単結晶として挙動システム、すなわち典型的なアル ミニウム化物の粒間弱点は、効果を表すことができない。これにより、結合は延 性であり、高温でも高い伸び限界を有する〔これに関しては、「メトセル」−サ ーメットの強い変形(”Metcers - A Strong Variant of Cermets”,CFI/Ber. DKG 71(1994)301)参照〕。 14.機械的性質を改善するためのすべての公知の合金添加物およびすべての これに関して記載されている熱処理は、本発明により得られる「インターメトセ ル」の構造制御に問題なく転用できる。 15.本発明により得られる「インターメトセル」は、小さい平板複合材料お よび繊維複合材料のための理想的なマトリックスであるが、他の硬質相(例えば ダイアモンド)または機能性相に対しても有効である。 16.「インターメトセル」上の連続したAl23保護層生成の可能性は、高 温用途にもまた摩擦のある用途にも大きい利益を提供する。 17.著しく硬い成分(ダイアモンド、SiC、TiC、WCなど)を用いて 、本発明により製造された「インターメトセル」複合体は、金属、セラミックま たは木質(またはポリマー)性部品の加工のための切 削工具としても用いられる。 18.異なる組成の層または異なる容量パーセントのセラミック相から成る「 インターメトセル」の層状構成は、機能勾配の生成を可能とする。 19.得られた成形体の貫通した金属間化合物相は、最小の経費で金属化相が なく金属成分を用いる結合生成のためのロウ付けまたは溶接法(ジョイニング) 例えば摩擦溶接の実施を可能とする。 20.本発明により得られる「インターメトセル」の低い比重(4〜5g/c m3の範囲内)は、相当する成分、殊には可動性の部品を技術的に重要にする。 21.別の利点は、安価な鉱物、例えばイルメナイト、ヘマタイト、マグネタ イト、ジルコン、クロマイトなどを出発物質としてAlとの反応のために利用で きることにある。多くの場合に、鉱物中に含まれる不純物が、Al23格子中( 例えばCr23)に溶けるか、または生成したアルミニウム化物内に組み込まれ るかする。不純物がAl23中に分散粒子として、またはアルミニウム化物など の中に別の反応生成物(例えばケイ化物)として分散されていても、複合体は、 有利な性質を有することをでき、殊にこれらが著しく低い製造コストである場合 である。 アルミニウム化物の機械的性質の改善のための多数の公開文献により公知とな っているあらゆる金属組織学的手段は、本発明により得られる「インターメトセ ル」に対しても適用できる。これは、殊に、元素、例えばNb、Cr、Zr、V およびMoのアルミニウム化チタンへの合金による添加にも成立する。これによ り、本発明は、広い応用空間が存在する複合材料の新しい種類への道を開く。こ れは、殊に欠陥許容性、耐磨耗性よび耐高温性、耐酸化性の成分、例えば高性能 ブレーキにおける摩擦要素として応用できる繊維複合材料のためのマトリックス として、殊にインターメトセルにも成り立つ。また、エンジンおよびタービンの 高温部分における可動部品も、その低い比重のために「インターメトセル」材料 から製造できる。金属(10-16)とセラミック(1010Ωcm)、有利には0. 1と1000Ωcmの間に正確に調節できる電気抵抗を有する固体機能材料が、 本発明により得られる。特別の実施態様は、金属間化合物相の割合が一方から他 方(層平面に垂直な方向)に向いて増加する層的なインターメトセル構造により 得られ、これは相当する性質の変化と結びついている。 本発明による方法を用いて、簡単な粉末冶金的方法により著しく安価な原料か ら得られる新しい種類の高機能性材料が提供される。これは多方面にわたって応 用でき、かつ大きい性質の変化幅をもって製造できる。 下記の実施例で本発明をさらに説明する。 すべての実施例において、アトリション・ミリング (摩砕)の間に、Alの10〜40重量%が無定形Al23およびγ種のAl2 3相に酸化により変化されることに注意しなければならない。このミリング効 果は、「RBAOセラミックスにおける相およびミクロ構造発生に対する加工パ ラメーターの効果」("Effect of Processing Parameters on Phase and Microst ructure Evolution in RBAO Ceramics" J.Am.Ceram.Soc.,77(1994)2509) 中に詳しく記載されている。この酸化されたAlの割合は正確に測定でき、これ を所望のインターメトセル組成の場合に考慮に入れることができる。実施例1 Al粉〔アルキャン(Alcan)105、直径20〜50μm、アルキャン社、モ ントリオール/カナダ〕45容量%、Al23〔MPA4、セラロックス・コン デア・ヘミー、ブルンスビュッテル(Ceralox Condea Chemie,Brunsbuettel)、 直径0.3μm〕35容量%、ZrO2〔TZ−2Y、トーソー、日本、直径<1 μm〕20容量%から成る粉末100gを7時間、アセトン中で3mmのTZP 摩砕ボールを入れたアトリションミル中で摩砕した。平均粉末粒度は、これによ り1μmに低下した。その後、混合物を乾燥させ、引き続き静水圧的に寸法40 ×40×8mm3の平板に圧力300〜900MPaにおいてプレスした。引き 続き試料を真空中、30K/分で1550℃に加熱し、 1時間この温度に保持した。 これにより、すべての試料がTD(理論密度)95%以上の密度を有し、その 際、一部には直径<1μmの微細孔が存在していた。この物体は、Al23とZ rO2約70容量%から成るセラミックマトリックス中に実質的に連続して埋め 込まれている、微細領域(直径<5μm)のアルミニウム化物混合物Al2Zr/ Al3Zrから成っていた。収縮(生成形体から焼結体の間の寸法の線変化)は 、900MPaの静水圧プレスにより9%、300MPaでは12%であった。 平均4点曲げ強さは、470MPa、またき裂長さ破壊靱性(ICL)は6.8 MPa・m1/2であった。実施例2 実施例1と同様に、Al24容量%、Fe〔アルドリッヒ、シュタインハイム (Aldrich,Steinheim)、直径<10μm〕18容量%、Al2337容量%およ びZrO221容量%から成る混合物を7時間摩砕、乾燥および900MPaで 静水圧プレスした。引き続き試料を真空中、30K/分で1550℃に加熱し、 1時間この温度に保持した。これにより、収縮は、TD95%以上の最終密度で 11.2%であった。焼結体は、AlFeとFe3Al約20容量%およびAl2 3とZrO280容量%から成っていた。実施例3 アセトンの代わりにイソプロパノールを用いたこと だけを除き実施例1の記載と同様に、Al40容量%、Nb〔シュタルク、ゴス レル(Starck,Gosler)、直径<10μm〕10容量%、Al2330容量%およ びZrO220容量%から成る混合物を摩砕、乾燥および300MPaで静水圧 プレスした。引き続き試料を真空中、15K/分で1550℃に加熱し、1時間 この温度に保持した。これにより、収縮は、TD94%以上の最終密度で10. 5%であった。焼結体は、痕跡量のAlNb3を含むAlNb2約20容量%およ びAl23+ZrO2約80容量%から成っていた。ICL破壊靱性は5.9MP a・m1/2であった。実施例4 実施例1の記載と同様に、Al55容量%、Al2325容量%およびZrO2 20容量%から成る混合物を摩砕、乾燥および10分間、500℃、真空中で 熱処理した。400MPaにおける静水圧プレスにより、TD56.4%のグリ ーン密度が得られた。引き続き、試料を成形ガス中、25K/分で1550℃に 加熱し、2時間この温度に保持した。焼結体は95%以上のTDを有し、これに よりAl3Zr+Al2Zr約25容量%およびAl23+ZrO275容量%か ら成っていた。ICL破壊靱性は6.2MPa・m1/2であった。Ar圧力180 MPaおよび温度1450℃における10分間の高温静水圧プレス再緻密化によ り、試料はほとんど完全に緻密になった。ICL破壊 靱性は7.6MPa・m1/2に上昇した。実施例5 実施例1の記載と同様に、Al45容量%、TiO〔リーデル−デ・ハーン、 ゼールツェ(Riedel-de Haeen,Seelze)、直径<100μm〕20容量%、Al2315容量%およびZrO220容量%から成る混合物を摩砕、乾燥および10 分間、500℃、アルゴン中で熱処理した。引き続き粉末混合物を900MPa で静水圧プレスした。この物体は、成形ガス中、1450℃で2時間焼結した後 に密度がTD約95%、収縮9.2%であった。このようにして得られた焼結体 は、微細に分散したZrO2を含むアルミニウム化物AlTi3とAl23から成 っていた。痕跡量のTiO2も確認できた。実施例6 ステアリン酸1.7重量%を含むシクロヘキサン中のAl45容量%、Al23 35容量%およびTiO220容量%から成る混合物200gを10時間摩砕し 、噴霧乾燥した。700MPaでの静水圧プレスおよび真空中1500℃におけ る1時間の焼結の後、密度がTD約94%、収縮13.5%の物体が得られた。 焼結体は、主成分AlTi3約35容量%、Al23約65容量%から成ってい た。HIP再緻密化(10分間、180MPa、Ar圧力)の後に、試料は10 0%の密度で、ICL破壊靱性8.2MPa・m1/2を有 していた。実施例7 実施例6の記載と同様に、Al20容量%、Ti〔アルドリッヒ、シュタイン ハイム、直径<100μm〕21容量%、Al2317容量%およびZrO24 2容量%から成る混合物を摩砕,乾燥および実施例4のように熱処理した。30 0MPaでの静水圧プレスおよび真空中1550℃における焼結の後、焼結体の 最終密度はTD約96%、収縮15%であった。これにより、この物体は、Zr O2から成る部分を含むAl23マトリックス中に埋め込まれているAlTi3/ AlTi合金20容量%以上から成っていた。X線測定によると、さらに痕跡量 のTiおよびその他のまだ同定できない相を含んでいた。実施例8 実施例1の記載と同様に、Al34容量%、Ti36容量%およびAl233 0容量%から成る混合物を摩砕し、900MPaにおいて静水圧プレスし焼結し た。収縮10.3%および焼結密度TD94%以上において、この物体は、Al Ti3/AlTiから成る微細に分散した連続した合金を含むAl23マトリッ クス約60容量%から成っていた。ICL破壊靱性は6.9MPa・m1/2であっ た。200MPa、Ar圧力下における20分間のHIP再緻密化により、これ は7.5MPa・m1/2に上昇した。実施例9 実施例2の記載と同様に、Al50容量%、Nb25〔ジョンソン・マッセイ 、カルルスルーエ(Johnson Matthey,Karlsruhe)、直径10〜20μm〕20容 量%およびAl2330容量%から成る混合物を摩砕、静水圧プレスおよび焼結 した。この試料は、TD約96%、収縮12.3%であった。この焼結体は、A lNb2/AlNb3約30容量%ならびにAl23約70容量%から成っていた 。実施例10 実施例2の記載と同様に、Al60容量%、TiO〔アルドリッヒ、シュタイ ンハイム、<40メッシュ〕20容量%およびAl2320容量%から成る混合 物を摩砕、静水圧プレスおよび1600℃で2時間、成形ガス中で焼結した。試 料は、殆ど完全に緻密で、少量のAlTi部分を有するAlTi3約40容量% ならびにAl23約60容量%から成っていた。ICL破壊靱性は7.1MPa ・m1/2であり、4点曲げ破壊強さは640MPaであった。実施例11 実施例1の記載と同様に、Al50容量%、NiO〔アルドリッヒ、シュタイ ンハイム、直径10〜20μm〕20容量%およびAl2330容量%から成る 混合物を摩砕、静水圧プレスおよび焼結した。これにより、試料は、密度TD9 5%以上であり、主として アルミニウム化物AlNi3およびAl23約65容量%から成っていた。実施例12 実施例2の記載と同様に、Al33容量%、Ni〔ベントラ(Ventra)、カルル スルーエ、直径1μm〕10容量%、Mg1容量%およびAl2356容量%か ら成る混合物を摩砕、プレスおよび焼結した。これによりほとんど細孔を含まな い試料は、AlNi/AlNi3約30%ならびにAl23約70容量%から成 っていた。ICL破壊靱性は7.5MPa・m1/2であった。実施例13 実施例1の記載と同様に、Al45容量%およびAl2335容量%およびフ ェーズX20容量%から成る混合物を混合、静水圧プレスおよび焼結した。これ により、下記の相をX線測定により確認した。 実施例14 実施例6と同様に、Al45容量%、MoO320容量%およびZrO235容 量%から成る混合物を摩砕、プレスおよび焼結した。これによる試料は、Al2 3+ZrO2約75容量%およびAl3Zr、Al8Mo3および同定できなかっ た相から成るアルミニウム化物混合物25容量%から成っていた。実施例15 実施例1の記載と同様に、Al5容量%、Fe30容量%、ZrO220容量 %およびAl2345容量%から成る混合物を摩砕、1軸プレスおよび焼結した 。これにより、高密度の試料は、Al23約55容量%、ZrO215容量%な らびにAlFeおよびAl2Z rから成っていた。実施例16 実施例1の記載と同様に、Al24容量%、Fe18容量%、Al2358容 量%から成る混合物を摩砕、プレスおよび焼結した。これによる試料は、Al2 3約60容量%およびAlFe/Fe3Al40容量%から成っていた。ICL 破壊靱性は11.5MPa・m1/2、かつ4点曲げ破壊強さは510MPa、収縮 15%以下であった。実施例17 実施例1の記載と同様に、Al50容量%およびZrO250容量%から成る 混合物を摩砕、プレスおよび焼結した。密度は約96%TDで、収縮は12%で あった。焼結体は、Al2Zr約30容量%ならびにマトリックスとしてZrO2 およびAl23から成っていた。約10容量%を占めるその他の金属間化合物相 は、明らかには同定できなかった。実施例18 実施例1の材料を、大きさ10μmのダイアモンド粒子(デ・ビアス、ヨハネ スブルグ、南アフリカ(DeBeers,Johannesburg,Suedafrika)20容量%に対す るマトリックスとして用いた。この粒子は、実施例1に記載したように、10分 間のアトリションミル内の摩砕工程の後に、混合させた。その後、この複合混合 物をロトヴァップ(Rotovap)乾燥機中で乾燥させ、6 00MPaにおいて直径10mmおよび高さ10mmの円柱に静水圧プレスした 。これを30K/分で真空中で1400℃に加熱し、30分間保持した。これに より試料は気密(TD約94%)となったので、これを1400℃においてAr 圧力200MPaにおいて、15分間HIP再緻密化ができた。これにより複合 試料は緻密で、ダイアモンド粒子は、一見反応しないで材料中に実施例1の記載 と同様に均一で組み込まれた。実施例19 実施例5の材料中に、ムライト繊維〔住友化学、アルテックス(Altex)2K〕 約10容量%を、実施例6で摩砕したスラリーを30×30×10mm3の型の 中で整列させた繊維の周囲に注入し、引き続き乾燥させて形成させた。この四角 な平板をその後静水圧的に200MPaを用いて再緻密化した。引き続き、実施 例18のように操作した。これにより、その構造は、実施例5からの材料と同様 であり、その際、ムライト繊維はまだ維持されており、すなわちAlにより浸食 されていなかった。実施例20 Al50容量%、SiO2〔アルドリッヒ、シュタインハイム、直径<325 メッシュ〕10容量%、TiO215容量%およびZrO25容量%およびAl2 320容量%から成る混合物100gを4時間、n−ヘ キサン中で2mm鋼ボールを用いて超高分子量ポリエチレンを被覆した容器中で 摩砕した。ロトヴァップ装置中で乾燥した粉末混合物を300MPaで静水圧プ レスし、引き続き1時間1550℃、真空中で焼結した。これによるほとんど緻 密な試料は、Al23(+ZrO2)約70容量%およびTi5(Al,Si)3約3 0容量%、ならびにその他のまだ同定できない相から成っていた。実施例21 実施例1〜17からのすべての試料を6時間、1350℃において空気中で赤 熱した。これにより、厚さ約100μmの主としてAl23から成る緻密な層を すべてが有していた。実施例22 微細なAl粉〔材料研究所(Inst.fuer Materialforschung)、リガ、ラトヴィ ア、直径約1μm)40容量%およびZrO230容量%およびAl2330容 量%から成る混合物100gを乾燥状態で、5mmAl23摩砕用ボールを入れ た1000cm3PVCビン中で24時間混合させた。この粉末を900MPa において、直径1mmおよび高さ1mmの円筒形に静水圧プレスし、引き続き1 時間1550℃、真空中で焼結した。これにより試料は密度がTD約94%であ って、Al23(+ZrO2)約80容量%およびAl3Zr約20容量%から成っ ていた。実施例23 実施例1からの混合物に、さらに最微細カーボンブラック(C)〔グッドフェ ロー、バード・ノイハイム(Goodfellow,Bad Nauheim)、<2μm〕5容量%を 混合させた。その他は実施例1と同様に操作した(900MPa静水圧プレス) 。構造は実施例1と同様であったが、しかし、微細に分散してアルミニウム化物 として存在するAl43の痕跡が発見された。実施例24 実施例1に記載のようにして、Al45容量%、NiO20容量%、Ni79A l21〔グッドフェロー、バード・ノイハイム、<150μm〕5容量%、Al2 320容量%および単斜晶系ZrO2〔ディナミット・ノーベル(Dynamit Nobel )株式会社、ハンブルグ、ディナジルコン(Dynazirkon)F、直径0.7μm〕10 容量%から成る混合物を摩砕、乾燥および900MPaで静水圧プレスし、焼結 した。構造は、65容量%までがAl23および主成分Ni3Alならびに同定 できなかったZr含有相から成っていた。実施例25 実施例1からの材料に、実施例18の記載のようにして、SiC小平板(アル キャン、C−軸、カナダ、直径約12μm)10容量%およびTiB2(H.C. シュタルク、ゴスレル、直径約10μm)10容量%を混合させた。乾燥した粉 末混合物を600MPaに おいて静水圧プレスし、Ar中、1550℃において2時間焼結した。これによ り、TiB2粒子は均一にインターメトセル材料中に分散した。この粒子の周囲 には、微細なき裂は発見できなかった。SiC小平板は、部分的に溶けていた。実施例26 実施例12の材料中に、実施例25の記載と同様にしてWC(H.C.シュタ ルク、ゴスレル、直径約1.5μm)30容量%を混合させ、実施例25と同様 にしてH2のみの中で焼結した。焼結したTD約95%の材料は、微細な(<2 μm)細孔を含み、ICL破壊靱性8.3MPa・m1/2を有していた。実施例27 実施例1の記載と同様にして、Al、Al23およびZrO2から成る粉末混 合物を7時間摩砕し、乾燥させた。引き続き、この粉末をAl−ボルト(外形/ 内径:49ならびに30mm、長さ100mm、1方向を閉鎖)中に装入し、振 動機上で予備緻密化させた。引き続きボルトを作用圧力2GPaで押出した。押 出しの後、ボルト外殻をとりのぞいた。このようにして得られた試料は、TD9 2%以上の密度を有していた。さらに、この試料を真空中、30K/分で155 0℃に加熱し、1時間この温度に保持した。。 これにより、この試料はTD97%以上の密度を有していた。収縮は、約2% であった。この物体は、ア ルミニウム化物混合物Al2Zr/Al3Zrおよびセラミック相としてAl23 /ZrO2から成っていた。構造は、金属間化合物およびセラミック相から成る 連続した網状構造を示していた。実施例28 実施例27と同様にして、押出機を用いて成形した。しかし、室温、高圧にお ける緻密化の代わりに、圧力約700MPa、450℃における緻密化を行った 。これにより、試料はほぼ完全に緻密化された。引き続き、試料を実施例27の ようにして熱処理した。同様に、金属相としてAl/Al2Zr/Al3Zrおよ びセラミック相としてAl23/ZrO2から成る複合体が形成された。著しい 収縮は認められなかった。実施例29 実施例1と同様に、Al45容量%、イルメナイト〔FeTiO3、オースト ラリアン・コンソリデーテッド・ルチル社(Australian Consolidated Rutile Pt y.)、直径<100μm〕20容量%およびAl2335容量%から成る混合物 を7時間摩砕、乾燥および900MPaにおいて静水圧プレスした。引き続き、 この試料を真空中、15K/分で1550℃に加熱し、1時間この温度に保持し た。これにより収縮は9.8%であり、最終密度はTD95%以上であった。構 造は、Al2365容量%、AlFeおよびFe3Al約20容量%から成って いた。約15容量%の割合のその他 のTiおよびFeを含有する金属間化合物相は、明らかには同定できなかった。実施例30 実施例29中のイルメナイトをジルコン〔ZrSiO4、ウエストラリアン・ サンズ社、キャペル、オーストラリア(Westralian Sands Ltd.,Capel,Austral ien)、<10μm〕20容量%により置換した。反応焼結の後に、試料は、同様 にAl23約65容量%、およびZrO25容量%、ならびにZr2Alおよびそ の他の同定できない相の混合物から成っていた。実施例31 実施例2と同様に、Al7.4g、Fe16.1gおよびAl2326.5gか ら成る混合物を8時間摩砕、乾燥および300MPaにおいて静水圧プレスした 。その後、この試料を30K/分で、1550℃まで真空中で加熱し、1時間こ の温度に保持した。収縮は約12%で、TD96.5%の最終密度であった。こ れにより、この物体は、FeAl約20容量%および埋め込まれた直径20〜8 0nmのZrO2微粒子を含めたAl23約80容量%から成っていた。実施例32 Al189gおよびAl23239.7gを実施例1と同様に摩砕、噴霧乾燥 し、N2中、50MPaにおいて直径30mm、高さ8mmの円板に1軸予備プ レス、次いで900MPaにおいて静水圧再プレスした 。試料の一部を実施例2の場合と同様にして熱処理した。これにより、この試料 はTD約95%の密度(TiAlおよびAl23対して)、Al23(TiO2粒 子を含む)約50容量%および主成分TiAl約50容量%の相組成であった。 グリーン試料の他の部分を真空中で先ず30K/分で400℃に、引き続き1 0K/分で700℃に、その後50K/分で1550℃まで加熱し、この温度に 1時間保持した。相組成は、最初の試料に似ていたが、しかしその密度はTD約 99%であった。平板曲げ試験〔パンチ・オン・スリー・ボールズ(punch-on-th ree-balls)〕で得られた強さは690MPaであった。実施例33 実施例31からの第二回目の試料を700℃から1550℃までではなく、単 に1300℃まで30K/分で加熱し、1分間だけその温度に保持した(密度T D92%以上)。この試料をAr中、300KHzの周波数で1400から15 00℃に誘導加熱し、この温度で圧力50MPa下でSi34スタンプを用いて 、密度がほとんどTD100%となるように超可塑的に成形した。その後の円板 曲げ強さは、900MPa以上であった。実施例34 300MPaにおいて平板に静水圧プレスした実施 例1からの試料をグリーン状態で、銅プロファイルを用いる超音波を用いてB4 Cおよびシクロヘキサンの懸濁液中で加工した。その際、直径5mmの貫通孔な らびに寸法10x10mm、深さ4mmで平滑な内面を有する四角な凹みを作っ た。このように加工した試料を引き続き実施例1と同様に反応焼結した。実施例35 Al〔エッケルト・ヴェルケ(Eckert-Werke)、ニュールンベルク〕5.3g、 Fe23(アルドリッヒ、シュタインハイム)16.5g、Al23(セラロックス )12.1gおよび2Y−ZrO2(トーソー、東京)10.6gから成る混合物を、 実施例1と同様に摩砕、乾燥および900MPaにおいて静水圧プレスした。こ の四角形試料(4x4x40mm3)を引き続き真空中、30K/分で1300 ℃に加熱し、この温度に1分間保持した。これにより反応焼結した試料は、主成 分FeAl約15容量%、および微細に分散した10〜50nmの大きさの正方 晶系ZrO2粒子を含むAl23約75容量%から成っていた。密度は、AlF eの密度およびAl23粒子中のt−ZrO23重量%の割合を考慮して、(意 外にも)TD99%以上であった。実施例35 Al5.3g、Fe2341.5g、Al2312.1gおよび2Y−ZrO21 0.6gから成る粉末混合物 を実施例34と同様にして摩砕、プレスおよび熱処理した。この場合にも、主成 分Fe3Al約15容量%、およびAl23約75容量%の相組成で(Fe3Al の密度および再びAl23中のt−ZrO23重量%に対して)密度はTD99 %以上であった。実施例36 Al26.0gおよび単斜晶系ZrO2〔ディナミット・ノーベル、実施例24 と同じ)29.2gを実施例1と同様にして摩砕し、円筒形試料(高さ10mm 、直径10mm)に900MPa静水圧プレスした。引き続き、この試料を真空 中、30K/分で350℃まで、その後1K/分で700℃、および最後に30 K/分で1550℃に加熱し、この温度に1時間保持した。これにより、試料は TD98%以上の密度を有し、主成分ZrAl3約50容量%およびAl23約 50容量%から成っていた。図5は、この試料の光学的研磨面を示している(1 000倍)。実施例37 実施例36と同様にして、a)Al21gおよびZrO229gの量およびb )Al17gおよびZrO233gを混合、プレスおよび熱処理した。いずれの 場合にも密度はTD98%以上であり、相組成はa)ではZrAl2約50容量 %およびAl23約50容量%、b)ではZrAl約50容量%およびAl23 約50容量%であった。実施例38 実施例36と同様にして、a)Al24gおよびNb25(実施例9と同じ)2 6gおよびb)Al26gおよびNb2524gを摩砕およびプレスし、引き続 き30K/分で200℃まで、次いで5K/分で660℃まで、さらに30K/ 分で1500℃まで加熱し、この温度に30分間保持した。これにより、すべて の試料の密度はTD95%以上であった。a)では相組成は主成分NbAl3約 50容量%、b)ではNbAl3約40容量%であり、残りはいずれも微細に分 散したZrO2粒子を含むAl23であった。実施例39 実施例38と同様にして、Al30g、Nb2526g、Cr234g、Si O20.5gおよびY230.5gを摩砕、プレスおよび熱処理したが、ただし1 600℃で1時間保持した。密度がTD96%以上となったこの試料を1300 ℃で100時間空気中で酸化処理した。これによりこの試料はAl23から成る 白色で薄い(約100μm)の緻密な層を有しており、これはさらに同じ条件で 200時間後でも全く変化しなかった。

Claims (1)

  1. 【特許請求の範囲】 1.a)場合により付加的にアルミニウムおよび/またはアルミニウム合金を 含有する、少なくとも1種の金属間アルミニウム化物相5〜70容量%およびb )1種またはそれ以上のセラミック相30〜95容量%を含み、その際、セラミ ック相が固体の連続した骨組を形成し、かつ金属間化合物相が平均して0.1〜 10μmの大きさで、主として互いに結合した領域から成るセラミック成形体を 製造する方法において、アルミニウムの微細な粉末、1種またはそれ以上のセラ ミック物質および場合により別の金属の混合物から成り、ただし少なくとも1種 の酸化物セラミックおよび/または金属粉末が、焼結する際にアルミニウムと反 応してアルミニウム化物および場合によりAl23を形成する混合物中に含有さ れている、粉末冶金法により成形された生成形体を、非酸化性雰囲気中で焼結す ることを特徴とする、セラミック成形体の製造方法。 2.金属間化合物相が15〜55容量%を構成している、請求項1記載の方法 。 3.セラミック相が、実質的にAl23から成り容量パーセント35〜85% である、請求項1または2に記載の方法。 4.Alと反応するセラミック物質または物質類を、下記の化合物または鉱物 :CaO、Cr23、Cu O、Cu2O、CoO、Co23、FeO、Fe23、Fe34、HfO2、Li2 O、MnO、MgO、MoO3、Na2O、Nb2O、Nb25、NiO、SiO2 、TiO、TiO2、V25、WO3、Y23、ZrO2、ムライト、スピネル、 ジルコン酸塩、チタン酸塩ならびにFe含有鉱物、Ti含有鉱物、Co含有鉱物 、Ni含有鉱物、Zr含有鉱物、Si含有鉱物、Nb含有鉱物、殊にはジルコン (ZrSiO4)またはイルメナイト(FeTiO3)から選択する、請求項1か ら3までのいずれか1項に記載の方法。 5.金属粉を、群:Au、Ag、B、Ce、Cu、Ca、Cr、Co、Fe、 Ge、Hf、K、U、Mo、Mg、Mn、Ni、Ta、Ti、Zn、Zr、Si 、Sb、Sn、Y、Sc、W、Vから選択する、請求項1から4までのいずれか 1項に記載の方法。 6.下記のアルミニウム化物:TiAl、TiAl3、Ti3Al、Ni3Al 、NiAl、Fe3Al、FeAl、Zr3Al、Ni2TiAl、Fe3(Al, Si)、NbAl3、Nb3Al、TaAl3、Ta3Al、FeCrAl、Fe3A lC、Co2TiAl、FeTiAl、Ti2NbAl、Ti5(Al,Si)3の1 種またはそれ以上を核生成剤として粉末混合物中に加える、請求項1から5まで のいずれか1項に記載の方法。 7.Alの量xに、金属間化合物相MAl内の最大 量zが理論式xAl+yMO→zMAl+aAl23に相当して生成し、かつ最 終製品中のセラミック相のすべての最大部分に対して、追加して混合物のセラミ ック相を加えるように酸化物MOの量yを混合する、請求項1から6までのいず れか1項に記載の方法。 8.微細な粉末の混合物をボールミル中で、混合物の比表面積が少なくとも5 m2/gとなるまで混合および摩砕する、請求項1から7までのいずれか1項に 記載の方法。 9.混合物の比表面積が10〜40m2/gとなるまで混合物を摩砕する、請 求項8記載の方法。 10.粉末混合物を液体有機媒体中で摩砕する、請求項8または9に記載の方法 。 11.粉末混合物を不活性雰囲気中または真空中で摩砕する、請求項8または9 に記載の方法。 12.鋼、WC−Co、Al23またはZrO2(Y−TZP)から成る摩砕用ボ ールを用いる、請求項8から11までに記載の方法。 13.粉末混合物を成形の前に300から500℃に不活性雰囲気中で予備赤熱 する、請求項8から12までに記載の方法。 14.生成形体に、粒子、球、小平板、ウイスカーまたは繊維の形の強化性要素 または機能性要素を加える、請求項1から13までのいずれか1項に記載の方法 。 15.強化性要素または機能性要素を5〜50%の容量パーセントで加えること を特徴とする、請求項14記載の方法。 16.強化性要素または機能性要素が0.5〜1000μmの直径を有する、請求 項15記載の方法。 17.強化性要素または機能性要素として、酸化物、炭化物、窒化物、フッ化物 および/またはケイ化物を加える、請求項14から16までに記載の方法。 18.炭素、ダイアモンド、SiC、Al23、Si34、TiC、WCおよび /またはZrO2要素を加える、請求項14から16までに記載の方法。 19.生成形体を、1軸または静水圧プレス、スラリーキャスティング、射出成 形または押出成形により成形する、請求項1から18までのいずれか1項に記載 の方法。 20.生成形体を真空中またはH2、N2、ArまたはHeの1種またはそれ以上 のガスから成る雰囲気中で焼結する、請求項1から19までのいずれか1項に記 載の方法。 21.温度1100〜1900℃、有利には1350〜1600℃で焼結する、 請求項20に記載の方法。 22.生成形体を1〜100℃/分の加熱速度で焼結する、請求20または21 に記載の方法。 23.生成形体を、最初に室温から200〜400℃の範囲内の温度までは10 〜100℃/分の範囲内で 、その後ゆっくりと600〜750℃の範囲内の温度まで1〜10℃/分、かつ その後再び迅速に10〜100℃/分で焼結温度まで加熱する、請求項20、2 1または22に記載の方法。 24.生成形体を誘導加熱により焼結するもしくは請求項20から23による予 備焼結の後には900〜1300℃の最終温度まで、引き続き誘導加熱で真空ま たは不活性雰囲気中で緻密に焼結する、請求項20から23までに記載の方法。 25.900〜1600℃で反応焼結した成形体を誘導加熱で1300〜170 0℃の間に加熱し、その際、超可塑的に型内または自由に成形する、請求項20 から24までに記載の方法。 26.生成形体を、空気に接触させて1300〜1600℃まで予熱した炉内で 100℃/分以上の加熱速度で、生成形体の内部が酸化される前に緻密な表面酸 化物層が生成するように熱処理する、請求項1から19までのいずれか1項に記 載の方法。 27.非酸化性雰囲気中で焼結した後、酸素含有雰囲気中で1000〜1600 ℃の間の温度で、Al23含有表面保護層が形成されるまで再加熱する、請求項 1から25までのいずれか1項に記載の方法。 28.焼結した成形体を、1200〜1600℃の間の温度、50と200MP aの間の圧力において高温静水圧的に再緻密化させる、請求項1から17までの いずれか1項に記載の方法。 29.焼結した成形体を、真空中または不活性または還元性雰囲気中で、金属間 化合物および場合により金属相の構造が均質であり、金属間化合物または金属領 域の平均直径の大きさに少なくとも相当する粒径に達するまで、1000〜16 00℃の間の温度で赤熱する、請求項1から28までのいずれか1項に記載の方 法。 30.請求項1から29により製造されたセラミック成形体の、機械製作、装置 製作、原動機製作およびタービン製作における耐磨耗性および/または耐高温性 部品としての使用。 31.請求項1から29により得られたセラミック成形体の摩擦要素としての使 用。 32.請求項14から18による成形体の高性能ブレーキ要素としての使用。 33.a)場合により付加的にアルミニウムおよび/またはアルミニウム合金を 含有する、少なくとも1種の金属間アルミニウム化物相5〜70容量%およびb )1種またはそれ以上のセラミック相30〜95容量%を含むセラミック成形体 において、アルミニウムの微細なな粉末、1種またはそれ以上のセラミック物質 および場合により別の金属の混合物から成り、ただし少なくとも1種の酸化物セ ラミックおよび/または金属粉末が、焼結する際にアルミニウムと反応してアル ミニウム化物および場合によりAl23を形成する混合物中に含有されている、 粉末冶金法により成形された生成形体の非酸化性雰囲気中での焼結により得られ た、セラミック相が固体の連続した骨組を形成し、金属間化合物相は平均して0 .1〜10μmの大きく主として互いに結合した領域から成ることを特徴とする セラミック成形体。 34.下記のアルミニウム化物:TiAl、TiAl3、Ti3Al、Ni3Al 、NiAl、Fe3Al、FeAl、Zr3Al、Ni2TiAl、Fe3(Al, Si)、NbAl3、Nb3Al、TaAl3、Ta3Al、FeCrAl、Fe3A lC、Co2TiAl、FeTiAl、Ti2NbAl、Ti5(Al,Si)3、T i3Al、TiAl2、Ni5Al3、Ni2Al3、NiAl3、FeAl2、Fe2 Al5、FeAl3、Nb2Al、ZrAl、ZrAl2、ZrAl3およびCoA lの1種またはそれ以上を含む、請求項33記載の成形体。 35.セラミック相が、Al23に追加して、1種またはそれ以上の酸化、炭化 、窒化、ホウ化またはケイ化化合物を含む、請求項33または34に記載の成形 体。 36.ZrO2を、単斜晶系および/または正方晶系の形で1から15%の間の 容量パーセントで含む、請求項33から35までに記載の方法。
JP8510448A 1994-12-29 1995-08-23 アルミニウム化物含有セラミック成形体の製造 Pending JPH10511071A (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE4447130A DE4447130A1 (de) 1994-12-29 1994-12-29 Herstellung eines aluminidhaltigen keramischen Formkörpers
DE4447130.0 1994-12-29
PCT/EP1995/003347 WO1996020902A1 (de) 1994-12-29 1995-08-23 Herstellung eines aluminidhaltigen keramischen formkörpers

Publications (1)

Publication Number Publication Date
JPH10511071A true JPH10511071A (ja) 1998-10-27

Family

ID=6537444

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP8510448A Pending JPH10511071A (ja) 1994-12-29 1995-08-23 アルミニウム化物含有セラミック成形体の製造

Country Status (5)

Country Link
US (1) US6025065A (ja)
EP (1) EP0800495B1 (ja)
JP (1) JPH10511071A (ja)
DE (2) DE4447130A1 (ja)
WO (1) WO1996020902A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2005092541A1 (ja) * 2004-03-29 2005-10-06 Nano Technology Institute, Inc 高硬度で高導電性を有するナノ結晶銅金属及びナノ結晶銅合金の粉末、高硬度・高強度で高導電性を有する強靭なナノ結晶銅又は銅合金のバルク材並びにそれらの製造方法

Families Citing this family (41)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE19619500A1 (de) * 1996-05-14 1997-11-20 Claussen Nils Metall-Keramik-Formkörper und Verfahren zu ihrer Herstellung
EP0951574B1 (de) * 1997-01-10 2001-11-28 CLAUSSEN, Nils Metall-keramisches konstruktionselement - sein aufbau und seine herstellung
US6193928B1 (en) 1997-02-20 2001-02-27 Daimlerchrysler Ag Process for manufacturing ceramic metal composite bodies, the ceramic metal composite bodies and their use
DE19706925C2 (de) * 1997-02-20 2000-05-11 Daimler Chrysler Ag Verfahren zum Herstellen von Keramik-Metall-Verbundkörpern, Keramik-Metall-Verbundkörper und deren Verwendung
DE19706926C2 (de) * 1997-02-20 2002-08-29 Daimler Chrysler Ag Verfahren zur Herstellung von Keramik-Metall-Verbundkörpern
US6286206B1 (en) * 1997-02-25 2001-09-11 Chou H. Li Heat-resistant electronic systems and circuit boards
US20030050707A1 (en) * 1997-03-31 2003-03-13 Richard L. Landingham Novel cermets and molten metal infiltration method and process for their fabrication
US8268234B2 (en) 1997-03-31 2012-09-18 Lawrence Livermore National Security, Llc Cermets from molten metal infiltration processing
DE69824185T2 (de) * 1997-08-19 2005-06-23 Titanox Development Ltd. Auf titanlegierung basierender dispersionsgehärteter verbundwerkstoff
CN1062840C (zh) * 1998-05-11 2001-03-07 山东工业大学 铁铝金属间化合物-氧化铝陶瓷复合材料及其制备工艺
DE19936087B4 (de) * 1999-07-30 2004-07-01 Mtu Cfc Solutions Gmbh Matrix für Schmelzcarbonat-Brennstoffzellen sowie Verfahren zu ihrer Herstellung
WO2001040674A1 (de) * 1999-12-01 2001-06-07 Nils Claussen Verfahren zur herstellung metallkeramischer bremsscheiben
JP4115682B2 (ja) * 2000-05-25 2008-07-09 日本碍子株式会社 金属間化合物基複合材料の製造方法
DE10036264B4 (de) * 2000-07-26 2004-09-16 Daimlerchrysler Ag Verfahren zur Herstellung einer Oberflächenschicht
US6582812B1 (en) * 2000-11-08 2003-06-24 General Electric Company Article made of a ceramic foam joined to a metallic nonfoam, and its preparation
SE521471C2 (sv) * 2001-03-27 2003-11-04 Koncentra Holding Ab Kolvring och beläggning på en kolvring innefattande ett kompositmaterial av en keram och en intermetallisk förening
EP1472715A1 (en) * 2002-01-15 2004-11-03 Koninklijke Philips Electronics N.V. High-pressure discharge lamp
US6695967B2 (en) 2002-03-13 2004-02-24 Ceramem Corporation Reaction bonded alumina filter and membrane support
US7306642B2 (en) * 2002-03-13 2007-12-11 Ceramem Corporation High CTE reaction-bonded ceramic membrane supports
US6897598B2 (en) * 2002-03-15 2005-05-24 Kyocera Corporation Ultrasonic motor and guide apparatus having the same as driving source of movable body
US7022647B2 (en) * 2002-08-05 2006-04-04 Battelle Energy Alliance, Llc Methods of fabricating cermet materials and methods of utilizing same
US6918941B2 (en) * 2002-08-05 2005-07-19 Battelle Energy Alliance, Llc Cermet materials, self-cleaning cermet filters, apparatus and systems employing same
US7468089B2 (en) * 2002-11-04 2008-12-23 Battelle Energy Alliance, Llc Cermet materials
DE10306919B4 (de) * 2003-02-19 2006-08-17 Daimlerchrysler Ag Verbundwerkstoff aus intermetallischen Phasen und Keramik, Herstellungsverfahren und Verwendung
NZ547608A (en) * 2006-05-31 2008-11-28 Waikatolink Ltd Method for producing titanium metal alloy and intermetallic powders
US8105967B1 (en) 2007-10-05 2012-01-31 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy Lightweight ballistic armor including non-ceramic-infiltrated reaction-bonded-ceramic composite material
US7685922B1 (en) 2007-10-05 2010-03-30 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy Composite ballistic armor having geometric ceramic elements for shock wave attenuation
DE102008012578C5 (de) 2008-03-05 2022-04-07 Ivoclar Vivadent Ag Dentalofen
US10260811B2 (en) 2008-03-05 2019-04-16 Ivoclar Vivadent Ag Dental furnace
GB201007041D0 (en) * 2010-04-27 2010-06-09 Aerospace Metal Composites Ltd Composite metal
WO2014085276A1 (en) * 2012-11-30 2014-06-05 Ceralink Inc. Method of sintering ceramic articles by exothermic heating
BR102013019686B1 (pt) 2013-08-01 2020-11-03 Mahle Metal Leve S/A anel de pistão e seu processo de fabricação
RU2545982C1 (ru) * 2013-11-11 2015-04-10 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Московский государственный индустриальный университет" СПОСОБ ПОЛУЧЕНИЯ КОМПОЗИЦИОННОГО МАТЕРИАЛА Al2O3-Al
US9676631B2 (en) 2014-07-21 2017-06-13 Lori Bracamonte Reaction bonded silicon carbide bodies made from high purity carbonaceous preforms
EP3205737B1 (en) 2014-10-10 2019-06-19 National Institute of Advanced Industrial Science and Technology High-temperature oxidation resistant rare-metal-free hard sintered body, and manufacturing method therefor
DE102015115683A1 (de) * 2015-09-17 2017-03-23 LEISTRITZ Turbinentechnik GmbH Verfahren zur Herstellung einer Vorform aus einer Alpha+Gamma-Titanaluminid-Legierung zur Herstellung eines hochbelastbaren Bauteils für Kolbenmaschinen und Gasturbinen, insbesondere Flugtriebwerke
US10364189B2 (en) * 2017-05-04 2019-07-30 General Electric Company Methods for forming ceramic cores
CN110253012A (zh) * 2019-04-28 2019-09-20 武汉南瑞电力工程技术装备有限公司 一种纳米陶铝复合材料粉末及其制备方法和装置
US20210238746A1 (en) * 2020-02-03 2021-08-05 Applied Materials, Inc. Showerhead assembly
CN112794720B (zh) * 2021-01-12 2022-02-15 大连理工大学 一种二硼化锆基超高温陶瓷低温高速超塑性成形方法
CN115925391B (zh) * 2023-01-04 2023-07-04 山东中厦电子科技有限公司 一种大电容量功率型热敏材料及其制备方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4774052A (en) * 1984-10-19 1988-09-27 Martin Marietta Corporation Composites having an intermetallic containing matrix
US4762558A (en) * 1987-05-15 1988-08-09 Rensselaer Polytechnic Institute Production of reactive sintered nickel aluminide material
US5079099A (en) * 1988-02-05 1992-01-07 United Technologies Corporation Microstructurally toughened metal matrix composite article and method of making same
US4946643A (en) * 1988-10-21 1990-08-07 The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy Dense, finely, grained composite materials
US5077246A (en) * 1990-06-04 1991-12-31 Apollo Concepts, Inc. Method for producing composites containing aluminum oxide, aluminum boride and aluminum, and composites resulting therefrom
DE4126738A1 (de) * 1990-12-11 1992-06-17 Claussen Nils Zr0(pfeil abwaerts)2(pfeil abwaerts)-haltiger keramikformkoerper
JP2743720B2 (ja) * 1992-07-03 1998-04-22 トヨタ自動車株式会社 TiB2 分散TiAl基複合材料の製造方法
DE4302721A1 (de) * 1993-02-01 1994-08-04 Claussen Nils Verfahren zur Herstellung von feinkörnigen Al¶2¶ O¶3¶ enthaltenden keramischen Formkörpern unter Verwendung von pulverförmigem Aluminiummetall
US5340533A (en) * 1993-04-27 1994-08-23 Alfred University Combustion synthesis process utilizing an ignitable primer which is ignited after application of pressure
JP3287149B2 (ja) * 1994-02-14 2002-05-27 松下電器産業株式会社 アルミナ質のセラミックス
US5679297A (en) * 1995-06-23 1997-10-21 Hwang; Chii-Shyang Method of making reinforced intermetallic-matrix composites containing ceramics

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2005092541A1 (ja) * 2004-03-29 2005-10-06 Nano Technology Institute, Inc 高硬度で高導電性を有するナノ結晶銅金属及びナノ結晶銅合金の粉末、高硬度・高強度で高導電性を有する強靭なナノ結晶銅又は銅合金のバルク材並びにそれらの製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP0800495B1 (de) 1998-12-09
EP0800495A1 (de) 1997-10-15
DE59504520D1 (de) 1999-01-21
DE4447130A1 (de) 1996-07-04
US6025065A (en) 2000-02-15
WO1996020902A1 (de) 1996-07-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JPH10511071A (ja) アルミニウム化物含有セラミック成形体の製造
US5735332A (en) Method for making a ceramic metal composite
US6051277A (en) Al2 O3 composites and methods for their production
WO1996020902A9 (de) Herstellung eines aluminidhaltigen keramischen formkörpers
US6573210B1 (en) Metal-ceramic formed body and process for producing it
US5525374A (en) Method for making ceramic-metal gradient composites
Yang et al. Development of nickel aluminide matrix composites
JP3142560B2 (ja) 反応焼結したムライト含有セラミック成形体、該成形体の製造方法および該成形体の使用法
Dickerson et al. Dense, near net‐shaped, carbide/refractory metal composites at modest temperatures by the displacive compensation of porosity (DCP) method
Lemster et al. Activation of alumina foams for fabricating MMCs by pressureless infiltration
US5565156A (en) Method of making a ceramic body
Plucknett et al. Melt-infiltration processing of TiC/Ni3Al composites
AU5131293A (en) Method for making a ceramic metal composite
Günther et al. Advanced Alumina Composites Reinforced with Titanium‐Based Alloys
Gutmanas et al. Reactive synthesis of ceramic matrix composites under pressure
Klassen et al. Processing and properties of intermetallic/ceramic composites with interpenetrating microstructure
Podbolotov et al. Low-temperature reactive spark plasma sintering of dense SiC-Ti3SiC2 ceramics
CN1244149A (zh) 提高由粉末、颗粒、薄板或箔材料压实制成的部件和制品的生坯强度的室温方法
AU603135B2 (en) An improved method for producing composite ceramic structures
US5676907A (en) Method for making near net shape ceramic-metal composites
EP0630306B1 (en) Method for forming bodies by reactive infiltration
JPH11172351A (ja) Ti−Al合金および同合金の製造方法ならびに同合金の接合方法
Gotman et al. Reactive Forging− Pressure Assisted Thermal Explosion Mode of SHS for Processing Dense In Situ Composites and Structural Parts: A Review
EP0753101B1 (en) Engine components including ceramic-metal composites
JP4409067B2 (ja) 溶融金属に対する耐食性に優れた溶融金属用部材およびその製造方法