NO136971B - CERAMIC MATERIAL AND PROCEDURES FOR THE PREPARATION OF THIS. - Google Patents
CERAMIC MATERIAL AND PROCEDURES FOR THE PREPARATION OF THIS. Download PDFInfo
- Publication number
- NO136971B NO136971B NO1967/73A NO196773A NO136971B NO 136971 B NO136971 B NO 136971B NO 1967/73 A NO1967/73 A NO 1967/73A NO 196773 A NO196773 A NO 196773A NO 136971 B NO136971 B NO 136971B
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- kgp
- ceramic material
- pressure
- temperature
- stated
- Prior art date
Links
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 15
- 229910010293 ceramic material Inorganic materials 0.000 title claims description 11
- 239000000843 powder Substances 0.000 claims description 22
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 18
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 10
- TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N oxo(oxoalumanyloxy)alumane Chemical compound O=[Al]O[Al]=O TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- CPLXHLVBOLITMK-UHFFFAOYSA-N magnesium oxide Inorganic materials [Mg]=O CPLXHLVBOLITMK-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- 239000000395 magnesium oxide Substances 0.000 claims description 5
- AXZKOIWUVFPNLO-UHFFFAOYSA-N magnesium;oxygen(2-) Chemical compound [O-2].[Mg+2] AXZKOIWUVFPNLO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 5
- 238000009826 distribution Methods 0.000 claims description 4
- 238000005452 bending Methods 0.000 claims description 2
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N Alumina Chemical compound [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 13
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 4
- 239000008188 pellet Substances 0.000 description 4
- FCTBKIHDJGHPPO-UHFFFAOYSA-N dioxouranium Chemical compound O=[U]=O FCTBKIHDJGHPPO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 3
- 238000005245 sintering Methods 0.000 description 3
- 239000000919 ceramic Substances 0.000 description 2
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 2
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 2
- 239000001307 helium Substances 0.000 description 2
- 229910052734 helium Inorganic materials 0.000 description 2
- SWQJXJOGLNCZEY-UHFFFAOYSA-N helium atom Chemical compound [He] SWQJXJOGLNCZEY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- OOAWCECZEHPMBX-UHFFFAOYSA-N oxygen(2-);uranium(4+) Chemical compound [O-2].[O-2].[U+4] OOAWCECZEHPMBX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 2
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 1
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 238000007872 degassing Methods 0.000 description 1
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 1
- 238000006073 displacement reaction Methods 0.000 description 1
- 238000010981 drying operation Methods 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- 229910002804 graphite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010439 graphite Substances 0.000 description 1
- 239000003966 growth inhibitor Substances 0.000 description 1
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 1
- 238000009533 lab test Methods 0.000 description 1
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 1
- 229910044991 metal oxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000004706 metal oxides Chemical class 0.000 description 1
- 238000005555 metalworking Methods 0.000 description 1
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 1
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 1
- 239000003758 nuclear fuel Substances 0.000 description 1
- 238000012856 packing Methods 0.000 description 1
- 238000010422 painting Methods 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 description 1
- 239000011819 refractory material Substances 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 239000007858 starting material Substances 0.000 description 1
- 238000004381 surface treatment Methods 0.000 description 1
- 239000002699 waste material Substances 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B33/00—Clay-wares
- C04B33/32—Burning methods
- C04B33/326—Burning methods under pressure
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B33/00—Clay-wares
- C04B33/32—Burning methods
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
- C04B35/10—Shaped 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
-
- G—PHYSICS
- G21—NUCLEAR PHYSICS; NUCLEAR ENGINEERING
- G21C—NUCLEAR REACTORS
- G21C3/00—Reactor fuel elements and their assemblies; Selection of substances for use as reactor fuel elements
- G21C3/42—Selection of substances for use as reactor fuel
- G21C3/58—Solid reactor fuel Pellets made of fissile material
- G21C3/62—Ceramic fuel
- G21C3/623—Oxide fuels
-
- Y—GENERAL 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
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
- Y02E30/00—Energy generation of nuclear origin
- Y02E30/30—Nuclear fission reactors
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Ceramic Engineering (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Structural Engineering (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Dispersion Chemistry (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Plasma & Fusion (AREA)
- General Engineering & Computer Science (AREA)
- High Energy & Nuclear Physics (AREA)
- Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
- Polishing Bodies And Polishing Tools (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Oxygen, Ozone, And Oxides In General (AREA)
Description
Foreliggende oppfinnelse angår et keramisk materiale The present invention relates to a ceramic material
og en fremgangsmåte til fremstilling av dette som er et spesielt ensartet, finkornet aluminiumoksydmateriale. and a method for producing this, which is a particularly uniform, fine-grained aluminum oxide material.
Aluminiumoksyd (A^O^) og aluminiumoksydsammenset-ninger har i mange år vært benyttet som materiale, der det er ønskelig med høy temperaturmotstand og høy styrke. For eksempel for ildfaste materialer og for metallbearbeidende verktøy som utsettes for høye hastigheter og stor slitasje har slike materialer fått bred industriell anvendelse. Aluminum oxide (A^O^) and aluminum oxide compositions have for many years been used as a material where high temperature resistance and high strength are desired. For example, for refractory materials and for metalworking tools that are exposed to high speeds and high wear and tear, such materials have found wide industrial application.
Det er ting som tyder på at styrken av slikt materiale står i et bestemt forhold til tettheten og kornstørrelsen, idet tettere og mindre kornstørrelse gir mer slitesterke verk-tøy. Det legges derfor stor vekt på å komme frem til keramiske skjæreverktøy med slike materialegenskaper. Når aluminiumoksyd benyttes ©m materiale i en skjærende egg, oppstår det fra tid til annen brudd, og slike brudd antas å skyldes tilstedeværelse av forholdsvis store aluminiumoksydkrystaller eller "korn" i en ellers overveiende finkornet struktur. Mye av anstrengelsene når det gjelder forskning på dette område har derfor vært rettet mot utvikling av fremgangsmåter til fremstilling av et materiale med høy tetthet og ensartet finkornet struktur. There are indications that the strength of such material is in a specific relationship to the density and grain size, as denser and smaller grain sizes produce more durable tools. Great emphasis is therefore placed on coming up with ceramic cutting tools with such material properties. When aluminum oxide is used as a material in a cutting egg, fractures occasionally occur, and such fractures are believed to be due to the presence of relatively large aluminum oxide crystals or "grains" in an otherwise predominantly fine-grained structure. Much of the effort in terms of research in this area has therefore been aimed at developing methods for producing a material with a high density and uniform fine-grained structure.
Den krystallvekst som skjer når utgangsmaterialer i form av pulver oppvarmes så meget at det sintrér, forsinkes ofte ved tilsats av magnesiumoksyd (MgO) i en mengde på 0,5% eller mindre. Denne oppvarmning kan skje i en vakuumovn der materialets temperatur heves til mellom 1400 og 1550°C Det antas at fremgangsmåter av denne art gir et materiale som har en kornstørrelse på 2-3 mikron. For å oppnå et slikt resultat kreves imidlertid oppvarmningstider på mer enn 4 timer under sintringen. The crystal growth that occurs when starting materials in the form of powder are heated so much that they sinter, is often delayed by the addition of magnesium oxide (MgO) in an amount of 0.5% or less. This heating can take place in a vacuum oven where the material's temperature is raised to between 1400 and 1550°C. It is believed that methods of this kind produce a material that has a grain size of 2-3 microns. To achieve such a result, however, heating times of more than 4 hours are required during sintering.
Når det gjelder effektivitet og produksjonsøkonomi In terms of efficiency and production economy
er det klart at en reduksjon av oppvarmningstiden er ønskelig, særlig dersom den reduserte oppvarmingstid følges av en mer ensartet finkornet struktur. På grunn av bruddfaren i alu-miniumoksydverktøy er det også behov for en teknikk som fører til enda mindre kornstørrelse til oppnåelse av større styrke. it is clear that a reduction of the heating time is desirable, especially if the reduced heating time is followed by a more uniform fine-grained structure. Due to the risk of breakage in aluminum oxide tools, there is also a need for a technique that leads to an even smaller grain size to achieve greater strength.
Oppfinnelsen, både det keramiske materiale og fremgangsmåten er kjennetegnet ved de i kravene gjengitte trekk og oppfinnelsen skal beskrives nærmere i form av et eksempel. Eksempel The invention, both the ceramic material and the method are characterized by the features reproduced in the claims and the invention must be described in more detail in the form of an example. Example
a-alumina (aluminiumoksyd)-pulver med en partikkel-størrelse mindre enn 1 mikron bearbeides eller kulemales i en tørrmølle fra 4-8 timer. Fortrinnsvis benyttes alumina fra W. R. Grace Company under navn "Grace-KA 210" som råmateriale for utøvelse av oppfinnelsen. Dette aluminapulver har over-flate av størrelsesorden 9 m 2/g. Det har dessuten en høy ren-hetsgrad og inneholder en tilsats på 0,1% av MgO. Andre alumina kan også benyttes, skjønt eksperimentelle data synes å indikere at de beste resultater oppnås med "Grace-KA 210"-materialet. α-alumina (alumina) powder with a particle size of less than 1 micron is processed or ball milled in a dry mill from 4-8 hours. Preferably, alumina from the W.R. Grace Company under the name "Grace-KA 210" is used as raw material for practicing the invention. This alumina powder has a surface area of the order of 9 m 2 /g. It also has a high degree of purity and contains an additive of 0.1% of MgO. Other aluminas may also be used, although experimental data seem to indicate that the best results are obtained with the "Grace-KA 210" material.
For å opprettholde renheten i aluminapulveret bør kulemøllen også være laget av rent alumina. To maintain the purity of the alumina powder, the ball mill should also be made of pure alumina.
Ved avslutning av malingen bakes pulveret mellom 4 og At the end of the painting, the powder is baked between 4 and
8 timer ved en temperatur på mellom 50 og 10Q°C. Baking av pulveret ved 7 2°C synes å være en optimal temperatur for dette trinn i prosessen. Disse kulemale- og tørkeoperasjoner har den effekt at de fjerner overskudd på overflategasser og derved gir et mer finkornet produkt. Forholdet mellom overflategass og kornstørrelse i det fullt ferdige materiale er ikke kjent med sikkerhet. Det er imidlertid mulig at overflategassen. oppfører seg som en urenhetsfase som bevirker selektiv kornvekst ved høye temperaturer. 8 hours at a temperature of between 50 and 10Q°C. Baking the powder at 72°C seems to be an optimal temperature for this step in the process. These ball grinding and drying operations have the effect of removing excess surface gases and thereby producing a finer-grained product. The relationship between surface gas and grain size in the fully finished material is not known with certainty. However, it is possible that the surface gas. behaves as an impurity phase that causes selective grain growth at high temperatures.
Etter utgassing siktes pulveret gjennom en 200 maske-vidde U.S. standardsikt for å bryte opp eventuelle .agglomerater som kan ha formet seg. Det siktede pulver plaseres i en høy-temperatur høytrykksf orm...En graf ittf orm i en treg vakuum- eller reduserende atmosfære kan typisk egne seg for formålet. Et komnrimeringstrykk på fra 210-570 kgp/cm 2 utøves i formen.. I After degassing, the powder is sieved through a 200 mesh U.S. standard sieve to break up any .agglomerates that may have formed. The sieved powder is placed in a high-temperature, high-pressure mold...A graphite mold in a slow vacuum or reducing atmosphere may typically be suitable for the purpose. A compression pressure of from 210-570 kgp/cm 2 is exerted in the mould.. In
de fleste tilfelle har man funnet at en initiell sammenpakning in most cases it has been found that an initial packing
eller "forpressing" under et trykk på 400 kgp/cm2 gir de or "prepressing" under a pressure of 400 kgp/cm2 they provide
.beste resultater. Denne forpakking reduseres deretter til et trykk i. området på mellom 14 og 70 kgp/cm 2.Vanligvis vil en reduksjon av trykket til 70 kgp/cm 2 gi gode resultater. .best results. This prepack is then reduced to a pressure in the range of between 14 and 70 kgp/cm 2. Usually a reduction of the pressure to 70 kgp/cm 2 will give good results.
Pulveret og formen anbringes i en varm presse eller annen høytemperatur-' og høytrykks-sintreringsinnretning.. En beskyttende atmosfære etableres i systemet for å beskytte formen. En vakuum-/ en heliumsatmosfære eller en blandet atmosfære av helium og 8 vektprosent har man funnet passende for formålet. The powder and mold are placed in a hot press or other high temperature and high pressure sintering device. A protective atmosphere is established in the system to protect the mold. A vacuum/a helium atmosphere or a mixed atmosphere of helium and 8% by weight has been found suitable for the purpose.
Idet man starter med redusert trykk på det kompri-merte pulver, heves temperaturen av pulveret og formen ved hjelp av induksjonsvarme opp til mellom 400 og 1000°C i løpet av 1 min. I de fleste tilfelle vil en hevning av temperaturen opp til 800°C, målt med et optisk pyrometer, gi et godt resultat. I henhold til et trekk ved oppfinnelsen, når temperaturen er hevet til f.eks. 800°C, økes trykket mot pulveret til 254 kgp/cm 2 ved enden av varmeperioden som er på fra 1-3 min. Krymping begynner vanligvis idet temperaturen på 800°C nås. Denne krymping kan observeres ved hjelp av en lineær forskyv-ningstransduser som er festet til det stempel som påfører trykket mot pulveret. Når denne krympning begynner, holdes trykket mot pulveret konstant. Skjønt 250 kgp/cm <2>er et fore-trukket trykk i denne forbindelse, kan det oppnås gode resultater også med trykk fra 140 opp til 420 kgp/cm 2. Starting with reduced pressure on the compressed powder, the temperature of the powder and the mold is raised using induction heat to between 400 and 1000°C within 1 min. In most cases, raising the temperature up to 800°C, measured with an optical pyrometer, will give a good result. According to a feature of the invention, when the temperature is raised to e.g. 800°C, the pressure against the powder is increased to 254 kgp/cm 2 at the end of the heating period, which is from 1-3 min. Shrinkage usually begins when the temperature of 800°C is reached. This shrinkage can be observed using a linear displacement transducer which is attached to the piston which applies the pressure against the powder. When this shrinkage begins, the pressure against the powder is kept constant. Although 250 kgp/cm <2> is a preferred pressure in this connection, good results can also be achieved with pressures from 140 up to 420 kgp/cm 2 .
Når trykket fortsetter å øke, økes også temperaturen, men med lavere hastighet enn under den opprinnelige oppvarmingsperiode til 800°C. I løpet av mellom 6 og 10 min. nås den maksimale prosesstemperatur som er i området fra 1200-1800°C. As the pressure continues to increase, the temperature is also increased, but at a lower rate than during the initial heating period to 800°C. During between 6 and 10 min. the maximum process temperature is reached, which is in the range from 1200-1800°C.
De beste resultater synes å oppnås ved en temperatur på ca. 1600°C som nås ca. 8 min. etterat temperaturen på 800°C ble nådd. Disse høye temperaturer observeres med et optisk pyrometer. Denne maksimale temperatur opprettholdes over en periode på The best results seem to be achieved at a temperature of approx. 1600°C which is reached approx. 8 min. after the temperature of 800°C was reached. These high temperatures are observed with an optical pyrometer. This maximum temperature is maintained over a period of
fra 2-6 min. og fortrinnsvis i 3 min. dersom en maksimal temperatur på 1600°C oppnås. from 2-6 min. and preferably for 3 min. if a maximum temperature of 1600°C is reached.
Etter denne periode ved maksimal temperatur slås induk-sjonsvarmekilden eller annen varmekilde av og trykket på materialet i formen reduseres til null. En avkjølingsperiode på fra 1-5 min. vil vanligvis være tilstrekkelig til at formen og det sintrerte aluminapulver avkjøles til romtemperatur og kan tas ut av pressen og av formen. After this period at maximum temperature, the induction heat source or other heat source is switched off and the pressure on the material in the mold is reduced to zero. A cooling period of from 1-5 min. will usually be sufficient for the mold and the sintered alumina powder to cool to room temperature and can be removed from the press and from the mold.
Prøver på sintrert alumina, fremstilt som ovenfor beskrevet, har vist i omhyggelig utførte laboratorieforsøk de følgende gjennomsnittsegenskaper: Samples of sintered alumina, prepared as described above, have shown in carefully performed laboratory tests the following average properties:
I denne forbindelse bemerkes det at uttrykket "standard-avvik" som her benyttes er lik kvadratroten av det aritmetiske gjennomsnitt av kvadratene av avvikene av de fysiske forsøks-data fra deres aritmetiske gjennomsnitt. De overlegne egenskaper som gjennomsnitlig sett kan oppnås av sintrert alumina dersom "Grace-KA 210"-pulver benyttes som basisk råmateriale i prosessen i henhold til oppfinnelsen, er åpenbare. Det bemerkes at "Grace-KA 100"-pulver ikke har tilsatt 0,1% MgO krystallvekstinhibitor. Under arbeidet med å etablere de ovenfor anførte forsøksdata, fant man at tilblandingen av prøvene hadde stor innflytelse på resultatet. Kjemisk polering av prøvene gir f.eks. mer realis-tiske data for bøyefasthet. Mekanisk polering synes derimot å ha en uheldig innflytelse på styrken av den prøve som testes. In this connection, it is noted that the term "standard deviation" used here is equal to the square root of the arithmetic mean of the squares of the deviations of the physical experimental data from their arithmetic mean. The superior properties which on average can be obtained from sintered alumina if "Grace-KA 210" powder is used as basic raw material in the process according to the invention are obvious. It is noted that "Grace-KA 100" powder does not have 0.1% MgO crystal growth inhibitor added. During the work to establish the above-mentioned experimental data, it was found that the mixing of the samples had a great influence on the result. Chemical polishing of the samples gives e.g. more realistic data for bending strength. Mechanical polishing, on the other hand, appears to have an adverse influence on the strength of the sample being tested.
Bruddflatestudier med avsøkende elektronmikroskop ved 10.000 gangers forstørrelse og på en representativ prøve av keramisk aluminamateriale som ble fremstilt slik som ovenfor beskrevet viser at materialet har en kornstørrelsesfordeling som følger: Fracture surface studies with a scanning electron microscope at 10,000 times magnification and on a representative sample of ceramic alumina material that was produced as described above show that the material has a grain size distribution as follows:
Keramiske materialer av alumina fremstilt i henhold til oppfinnelsens prinsipper har således en kornstruktur som er forskjellig fra de kornstørrelsesfordelinger som karakteriserer tidligere kjente materialer. Krystaller på langt større gjennom-snittsstørrelse, det vil si 2 eller 3 mikron, oppsto vanligvis i disse tidligere kjente strukturer. Følgelig er det foran-staltet et nytt alumina-keramisk materiale med en finkornet struktur og bedre kornstørrelsesfordeling enn hva som tidligere har vært oppnåelig. Alumina ceramic materials produced according to the principles of the invention thus have a grain structure that is different from the grain size distributions that characterize previously known materials. Crystals of much larger average size, ie 2 or 3 microns, usually occurred in these previously known structures. Consequently, a new alumina ceramic material with a fine-grained structure and better grain size distribution than has previously been achievable is proposed.
Oppfinnelsen er dessuten ikke begrenset til å benyttes i forbindelse med alumina, men kan benyttes i forbindelse med andre metalloksyder. F.eks. kan man forbedre produksjonen av urandioksyd (UO2)-pellets ved å benytte fremgangsmåten i henhold til oppfinnelsen. En pelletdensitet som er innenfor k% av den teoretisk maksimalt oppnåelige kan oppnås ved hjelp av denne trykk- og. temperaturhastighets kontrollerte sintreringsprosess. The invention is also not limited to use in connection with alumina, but can be used in connection with other metal oxides. E.g. it is possible to improve the production of uranium oxide (UO2) pellets by using the method according to the invention. A pellet density that is within k% of the theoretical maximum achievable can be achieved with the help of this pressure and. temperature rate controlled sintering process.
For å oppnå 95% av den teoretisk maksimale densitet, utsettes pulveret for maksimal prosesstemperatur av størrelsesorden 800- In order to achieve 95% of the theoretical maximum density, the powder is exposed to a maximum process temperature of the order of 800-
900°C .over en 8-9 min. , varmesyklus.. I løpet av denne tidssyklus utøves fysisk trykk mot det pulver som skal sintreres. Det er selvsagt en initiell eller preliminær oppvarmingsperiode på ca. 900°C over an 8-9 min. , heat cycle.. During this time cycle, physical pressure is exerted against the powder to be sintered. There is of course an initial or preliminary heating period of approx.
1 min. karakterisert ved begynnende krympning i løpet av hvilken 1 min. characterized by incipient shrinkage during which
periode temperaturen i pulveret heves raskt og pulveret utsettes for økende fysisk eller mekanisk trykk. De resulterende urandioksydpellets krever ikke slipning eller andre overflatebearbeid- period the temperature in the powder is raised rapidly and the powder is exposed to increasing physical or mechanical pressure. The resulting uranium dioxide pellets do not require grinding or other surface treatment.
ende operasjoner fordi de er fremstilt i former med korrekt diameter. Eliminering av en maskinbearbeidende operasjon under fremstilling av urandioksydpellets for reaktorbrensel er særlig ønskelig fordi det reduserer behandlingsomkostninger og elimin- end operations because they are produced in molds with the correct diameter. Eliminating a machining operation during the production of uranium dioxide pellets for reactor fuel is particularly desirable because it reduces processing costs and eliminates
erer en hovedkilde til avfallsstoffer av reaktivt materiale. are a main source of waste substances of reactive material.
De forskjellige nye trekk som karakteriserer oppfin- The various new features that characterize inven-
nelsen er påpekt i kravene som utgjør en del av foreliggende spesifikasjon. For en bedre forståelse av oppfinnelsen, dens operative fordeler og spesifikke mål den tar sikte på å nå, nelsen is pointed out in the requirements that form part of the present specification. For a better understanding of the invention, its operational advantages and specific objectives it aims to achieve,
henvises til den foregående beskrivelse hvor det er beskrevet foretrukne utførelsesformer av oppfinnelsen. reference is made to the preceding description where preferred embodiments of the invention are described.
Claims (1)
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
NO764256A NO138627C (en) | 1972-05-12 | 1976-12-15 | PROCEDURE FOR TRANSFORMING A METALLOXIDE POWDER TO A FINE-GRAIN CERAMIC MATERIAL |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US25268872A | 1972-05-12 | 1972-05-12 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
NO136971B true NO136971B (en) | 1977-08-29 |
NO136971C NO136971C (en) | 1977-12-07 |
Family
ID=22957096
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
NO1967/73A NO136971C (en) | 1972-05-12 | 1973-05-11 | CERAMIC MATERIALS AND PROCEDURES FOR THE PREPARATION OF THIS |
Country Status (19)
Country | Link |
---|---|
JP (2) | JPS5230002B2 (en) |
AU (1) | AU473154B2 (en) |
BE (1) | BE799419A (en) |
BR (1) | BR7303466D0 (en) |
CA (1) | CA1032562A (en) |
CH (2) | CH584170A5 (en) |
DE (1) | DE2322983A1 (en) |
ES (1) | ES414686A1 (en) |
FR (1) | FR2184659B1 (en) |
GB (1) | GB1430144A (en) |
IE (1) | IE37571B1 (en) |
IL (1) | IL42147A (en) |
IN (1) | IN140093B (en) |
IT (1) | IT1055528B (en) |
LU (1) | LU67578A1 (en) |
NL (1) | NL7305510A (en) |
NO (1) | NO136971C (en) |
SE (1) | SE409988B (en) |
ZA (1) | ZA732984B (en) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5941534U (en) * | 1982-09-08 | 1984-03-17 | ゼオン化成株式会社 | soundproof laminate |
JP2867301B2 (en) * | 1991-02-28 | 1999-03-08 | 川崎製鉄株式会社 | Grinding wheel for billet |
-
1973
- 1973-04-19 NL NL7305510A patent/NL7305510A/xx not_active Application Discontinuation
- 1973-04-19 GB GB1915973A patent/GB1430144A/en not_active Expired
- 1973-04-24 CA CA170,052A patent/CA1032562A/en not_active Expired
- 1973-04-27 IE IE668/73A patent/IE37571B1/en unknown
- 1973-04-30 IL IL42147A patent/IL42147A/en unknown
- 1973-05-02 IN IN1027/CAL/73A patent/IN140093B/en unknown
- 1973-05-02 ZA ZA732984A patent/ZA732984B/en unknown
- 1973-05-02 AU AU55096/73A patent/AU473154B2/en not_active Expired
- 1973-05-08 DE DE2322983A patent/DE2322983A1/en active Pending
- 1973-05-09 FR FR7316645A patent/FR2184659B1/fr not_active Expired
- 1973-05-10 LU LU67578A patent/LU67578A1/xx unknown
- 1973-05-10 SE SE7306579A patent/SE409988B/en unknown
- 1973-05-11 CH CH675373A patent/CH584170A5/xx not_active IP Right Cessation
- 1973-05-11 BE BE131017A patent/BE799419A/en not_active IP Right Cessation
- 1973-05-11 BR BR3466/73A patent/BR7303466D0/en unknown
- 1973-05-11 ES ES414686A patent/ES414686A1/en not_active Expired
- 1973-05-11 NO NO1967/73A patent/NO136971C/en unknown
- 1973-05-11 CH CH1662875A patent/CH587199A5/xx not_active IP Right Cessation
- 1973-05-11 JP JP48051786A patent/JPS5230002B2/ja not_active Expired
- 1973-05-16 IT IT68411/73A patent/IT1055528B/en active
- 1973-08-10 JP JP8938173A patent/JPS545403B2/ja not_active Expired
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
DE2322983A1 (en) | 1974-07-04 |
AU5509673A (en) | 1974-11-07 |
ZA732984B (en) | 1974-08-28 |
FR2184659B1 (en) | 1976-03-19 |
IT1055528B (en) | 1982-01-11 |
IL42147A (en) | 1977-02-28 |
JPS5230002B2 (en) | 1977-08-05 |
JPS4961212A (en) | 1974-06-13 |
SE409988B (en) | 1979-09-17 |
JPS50151907A (en) | 1975-12-06 |
CH584170A5 (en) | 1977-01-31 |
BE799419A (en) | 1973-11-12 |
IN140093B (en) | 1976-09-11 |
NL7305510A (en) | 1973-11-14 |
NO136971C (en) | 1977-12-07 |
CA1032562A (en) | 1978-06-06 |
BR7303466D0 (en) | 1974-07-25 |
CH587199A5 (en) | 1977-04-29 |
IE37571L (en) | 1973-11-12 |
AU473154B2 (en) | 1976-06-17 |
GB1430144A (en) | 1976-03-31 |
FR2184659A1 (en) | 1973-12-28 |
IE37571B1 (en) | 1977-08-17 |
ES414686A1 (en) | 1976-06-16 |
LU67578A1 (en) | 1973-07-26 |
IL42147A0 (en) | 1973-06-29 |
JPS545403B2 (en) | 1979-03-16 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
CN107352994B (en) | Preparation method of magnesia-alumina spinel transparent ceramic | |
JPS632915B2 (en) | ||
CN109133954B (en) | High-toughness refractory domestic ceramic and preparation method thereof | |
CN113526960B (en) | Silicon carbide ceramic and hot isostatic pressing sintering process thereof | |
CN114031376A (en) | Preparation method of high-hardness fine-grain ZTA system complex phase ceramic material | |
CN115180962B (en) | High-density high-mobility oxide target material and preparation method thereof | |
MURAYAMA et al. | Effect of rapid heating on densification and grain growth in hot pressed alumina | |
CN114031297B (en) | Cordierite-based porous glass ceramic and preparation method thereof | |
US5106794A (en) | Zirconium oxide sinter for forming thin film thereof and method for production of the same | |
NO136971B (en) | CERAMIC MATERIAL AND PROCEDURES FOR THE PREPARATION OF THIS. | |
US3226456A (en) | Method of producing high density ceramic articles | |
NO145094B (en) | PROCEDURE FOR THE PREPARATION OF AN ALUMINUM-OXYDE CARBID MATERIAL. | |
NO138627B (en) | PROCEDURE FOR TRANSFORMING A METALLOXIDE POWDER TO A FINE-GRAIN CERAMIC MATERIAL | |
CN113233888A (en) | Method for preparing IGZO target material by recycling IGZO waste biscuit | |
CN113024266A (en) | Mullite-reinforced flexible aluminum titanate ceramic and preparation method thereof | |
Poon et al. | Stability of macrodefect-free cement | |
CN108585879B (en) | Method for rapidly preparing anisotropic titanium nitride ceramic block material | |
RU2584992C1 (en) | Method of producing alumina structural ceramic | |
JPS6152110B2 (en) | ||
CN111172425B (en) | High-silicon high-temperature titanium alloy and preparation method thereof | |
RU2632346C2 (en) | METHOD OF PRODUCING COMPOSITE MATERIAL Al2O3-Al | |
JP3127824B2 (en) | Sputtering target for forming ferroelectric film and method for manufacturing the same | |
JPH04159387A (en) | Production of alumina abrasive grain for polishing | |
CN106747470B (en) | Method for preparing high-temperature non-oxide eutectic ultrafine powder by thermal polymerization | |
SU366172A1 (en) | METHOD OF SINTERING PREPARATIONS |