NO145094B

NO145094B - PROCEDURE FOR THE PREPARATION OF AN ALUMINUM-OXYDE CARBID MATERIAL.

Info

Publication number: NO145094B
Application number: NO740474A
Authority: NO
Inventors: Larry J Ferrell
Original assignee: Babcock & Wilcox Co
Priority date: 1973-11-09
Filing date: 1974-02-12
Publication date: 1981-10-05
Also published as: CA1051040A; DK107574A; PH13151A; ES423769A1; NL178587B; BE811721A; IL51108A0; DE2432865A1; NL178587C; GB1465152A; PH11495A; IT1009227B; FR2250723B1; PH13208A; SE7713109L; NO740474L; AU473589B2; FR2250723A1; LU69507A1; IL44318A

Description

Foreliggende oppfinnelse angår en fremgangsmåte til fremstilling av et aluminium-oksyd-karbidmateriale med nær opptil teoretisk maksimal tetthet, ved pressing av en blanding av aluminiumoksyd og karbidpulvere med et første trykk, for å pakke sammen pulverne til 30-50% av deres maksi- The present invention relates to a method for producing an aluminum oxide carbide material with close to theoretical maximum density, by pressing a mixture of aluminum oxide and carbide powders with a first press, to pack the powders to 30-50% of their maximum

male teoretiske tetthet, fulgt av sammenpakking av pulverne ved et annet trykk som er lavere enn det første trykk mens pulverne varmes opp i en inert atmosfære ved det andre trykk til en temperatur der sintring påbegynnes, hvoretter tett- ground theoretical density, followed by compaction of the powders at a second pressure lower than the first pressure while the powders are heated in an inert atmosphere at the second pressure to a temperature at which sintering begins, after which dense-

heten av de blandede pulvere overvåkes kontinuerlig fra sintringens begynnelse til den tilstand da pulverne nærmer seg deres maksimale teoretiske tetthet, samtidig med at man øker og justerer trykket på pulverne i et område over det annet trykk og justerer temperaturen på pulverne i et område the heat of the mixed powders is continuously monitored from the start of sintering to the state when the powders approach their maximum theoretical density, while simultaneously increasing and adjusting the pressure on the powders in one area above the other pressure and adjusting the temperature of the powders in an area

over temperaturen ved sintringens begynnelse, for å frem- above the temperature at the start of sintering, to produce

bringe en stort sett lineær pulverfortetningshastighet mellom sintringens begynnelse og den tilstand der pulverne nærmer seg deres maksimale teoretiske tetthet med ensartet fordelte, finkornede partikler og avslutning av trykkutøvelsen på og oppvarmningen av pulverne etter avsluttet fortetning og før det opptrer oppblåsning. •• bring about a largely linear rate of powder densification between the beginning of sintering and the state where the powders approach their maximum theoretical density with uniformly distributed, fine-grained particles and the end of applying pressure to and heating the powders after densification is complete and before swelling occurs. ••

Alumina (A^O^) og alumina-sammensetninger har i mange Alumina (A^O^) and alumina compounds have in many

år vært benyttet i slike tilfelle hvor materialet blir utsatt for høy temperatur og hvor det kreves høy styrke. F.eks. for ildfast eller tungt smeltelige anvendelser og i metallbear-beidingsverktøy som utsettes for høye hastigheter og stor slitasje, har slike materialer funnet utstrakt anvendelse i industrien. years have been used in such cases where the material is exposed to high temperature and where high strength is required. E.g. for refractory or heavily fusible applications and in metalworking tools that are exposed to high speeds and heavy wear, such materials have found extensive use in industry.

Det har vist seg at styrken av et slikt materiale er It has been shown that the strength of such a material is

avhengig av materialets tetthet og krystallstørrelse, idet høy tetthet og små krystallstørrelser gir sterkere og mer levedyktig verktøy. Følgelig legger man stor, vekt på å frem- depending on the density and crystal size of the material, as high density and small crystal sizes give stronger and more viable tools. Consequently, great emphasis is placed on developing

stille keramisk skjæreverktøy med slik karakteristikk. Når alumina benyttes som en skjærende egg, vil det av og til opp- silent ceramic cutting tool with such characteristics. When alumina is used as a cutting egg, it will occasionally

stå brudd i materialet. Slike brudd synes å være forbundet med tilstedeværelsen av relativt store aluminakrystaller eller "korn" i en forøvrig finkornet struktur. Derfor har mye av break in the material. Such fractures appear to be associated with the presence of relatively large alumina crystals or "grains" in an otherwise fine-grained structure. Therefore have a lot of

forskningen på dette område vært rettet mot utvikling av teknikker for produksjon i stor målestokk av et materiale med høy tetthet og med en jevn og finkornet struktur. research in this area has been aimed at developing techniques for large-scale production of a material with high density and with a uniform and fine-grained structure.

Den krystallvekst.som finner sted når det rå pulvermaterialet oppvarmes for å koalisere (eller "sintres") for-sinkes gjerne gjennom tilsats av magnesiumokstd (MgO) i en mengde på 0,5% eller mindre. Denne oppvarming kan skje i en vakuumovn som hever materialets temperatur til mellom 1400 og 1550°C. Fremgangsmåter av denne type har vært kjent for å gi materialer som har en krystallstørrelse av størrelsesorden 2-3 mikron. For å oppnå dette kreves imidlertid oppvarmings-tider i overkant av fire timer under sintringen. The crystal growth which takes place when the raw powder material is heated to coalesce (or "sinter") is preferably accelerated by the addition of magnesium oxide (MgO) in an amount of 0.5% or less. This heating can take place in a vacuum oven which raises the material's temperature to between 1400 and 1550°C. Processes of this type have been known to yield materials having a crystal size of the order of 2-3 microns. To achieve this, however, heating times in excess of four hours are required during sintering.

Av hensyn til produksjonsøkonomi og effektivitet er For reasons of production economy and efficiency is

det klart at det er ønskelig med en reduksjon av oppvarmings-tiden, særlig dersom slik redusert oppvarmingstid kan medføre en mer uniform finkornstruktur. På grunn av tendensen til brudd i aluminaverktøy er det også behov for en teknikk som gir enda mindre krystallstørrelser og dermed medfører høyere fastheter. it is clear that it is desirable to reduce the heating time, especially if such a reduced heating time can result in a more uniform fine grain structure. Due to the tendency to fracture in alumina tools, there is also a need for a technique that produces even smaller crystal sizes and thus leads to higher strengths.

Ved anvendelse av oppfinnelsen oppnår man redusert oppvarmingstid og en finkornet struktur med betydelig forbedret jevnhet i kornstørrelsen i forhold til hva som tidligere har vært kjent, gjennom styring av det fysiske trykk som utøves mot aluminapulveret og den hastighet hvormed det sammen-trykte pulver varmes opp. Materialet som fremstilles med denne teknikk har vist seg å ha fastheter som er betydelig høyere enn de aluminamaterialer som for tiden er på markedet. By applying the invention, a reduced heating time and a fine-grained structure with significantly improved uniformity in grain size compared to what has previously been known is achieved through control of the physical pressure exerted against the alumina powder and the speed at which the compressed powder is heated. The material produced with this technique has been shown to have strengths that are significantly higher than the alumina materials currently on the market.

Oppfinnelsen består således i en fremgangsmåte til fremstilling av aluminiumoksyd-karbidmateriale med nær opptil teoretisk maksimal tetthet, ved pressing av en blanding av aluminiumoksyd og karbidpulvere med et første trykk, for å The invention thus consists in a method for producing aluminum oxide-carbide material with close to theoretical maximum density, by pressing a mixture of aluminum oxide and carbide powders with a first press, in order to

pakke sammen pulverne til 30-50% av deres maksimale teoretiske tetthet, fulgt av sammenpakking av pulverne ved et annet trykk som er lavere enn det første trykk mens pulverne varmes opp i en inért atmosfære ved det andre trykk til en temperatur der sintring påbegynnes, hvoretter tettheten av de blandede pulvere overvåkes kontinuerlig fra sintringens begynnelse til den til- compacting the powders to 30-50% of their maximum theoretical density, followed by compacting the powders at a second pressure lower than the first pressure while heating the powders in an inert atmosphere at the second pressure to a temperature at which sintering begins, after which the density of the mixed powders is continuously monitored from the start of sintering to the

stand da pulverne nærmer seg deres maksimale teoretiske tetthet, samtidig med at man øker og justerer trykket på pulverne i et område over det annet trykk og justerer temperaturen på pulverne i et område over temperaturen ved sintringens begynnelse, for å frembringe en stor sett lineær pulverfortetningshastighet mellom sintringens begynnelse og den tilstand der pulverne nærmer seg deres maksimale teoretiske tetthet med ensartet fordelte, finkornede partikler og avslutning av trykkutøvelsen på og oppvarmingen av pulverne etter avsluttet fortetning og før det opptrer oppblåsing, condition as the powders approach their maximum theoretical density, while simultaneously increasing and adjusting the pressure on the powders in a range above the other pressure and adjusting the temperature of the powders in a range above the temperature at the start of sintering, to produce a largely linear powder densification rate between the beginning of sintering and the state where the powders approach their maximum theoretical density with uniformly distributed, fine-grained particles and the end of the application of pressure on and the heating of the powders after densification is complete and before swelling occurs,

og den er kjennetegnet ved at det første trykk er 280-560 kp/cm 2 , det annet trykk er 35-70 kp/cm <2>, at temperaturen ved start av sintring er omtrent 800°C og at oppvarming finner sted med en hastighet på 400-1000°C/min., samt at det nevnte trykk over det annet trykk er fra 210-670 kp/cm 2.• and it is characterized by the fact that the first pressure is 280-560 kp/cm 2 , the second pressure is 35-70 kp/cm <2>, that the temperature at the start of sintering is approximately 800°C and that heating takes place with a speed of 400-1000°C/min., and that the mentioned pressure above the other pressure is from 210-670 kp/cm 2.•

Oppfinnelsen vil i det følgende bli beskrevet i The invention will be described in the following

detalj under henvisning til tegningene der: detail with reference to the drawings where:

Fig. 1 er et skjematisk diagram av stempelforskyvning som funksjon av tid, hvor brytningspunktet er vist, og Fig. 1 is a schematic diagram of piston displacement as a function of time, where the breaking point is shown, and

fig. 2 er en serie diagrammer som viser trykk, temperatur, densitet og omslagspunkt som funksjon av tiden for en rekke forskjellige materialer. fig. 2 is a series of diagrams showing pressure, temperature, density and tipping point as a function of time for a variety of different materials.

Fig. 1 viser grafisk visse trekk ved oppfinnelsen uttrykt ved forskyvningen av det stempel som benyttes til å komprimere pulvermaterialet som sintres, som funksjon av tiden. Stempelforskyvningen 10 tjener til å "forkomprimere" pulver-blandingen for å forsterke sintringen og for å fjerne inne-lukkede gasser i pulveret mellom tiden 0 og t^. Etter tidspunktet t^ og før t2 medfører anvendelse av varme til en varme-utvidelse på en dertil hørende forskyvning 12 av stemplet. Dette trinn i prosessen avsluttes av "omslagspunktet" 13 med tidspunkt t^. Dette "omslagspunkt" er karakterisert ved en veksling fra utvidelse av det forkomprimerte pulver til en sammentrekning 14 som begynner idet sintringen tar til. Sammen-trekningen kulminerer ved tidspunktet t^ • t^ representerer tidspunktet for maksimal fortetning og koalesens av det sintrede pulver. Ytterligere påføring av varme etter tiden t^ med-fører ytterligere kornvekst eller "svelling" 16 indikert ved økningen i stempelforskyvnlng. Det er på dette tid'spunkt t^ før materialet begynner å svelle, at prosessen avsluttes. Fig. 1 graphically shows certain features of the invention expressed by the displacement of the piston used to compress the powder material being sintered, as a function of time. The piston displacement 10 serves to "pre-compress" the powder mixture to enhance sintering and to remove trapped gases in the powder between time 0 and t^. After the time t^ and before t2, the application of heat results in a heat expansion of a corresponding displacement 12 of the piston. This step in the process is terminated by the "turnover point" 13 with time t^. This "turnover point" is characterized by a change from expansion of the pre-compressed powder to a contraction 14 which begins as sintering takes hold. The contraction culminates at time t^ • t^ represents the time of maximum densification and coalescence of the sintered powder. Further application of heat after time t^ results in further grain growth or "swelling" 16 indicated by the increase in piston displacement. It is at this point t^ before the material begins to swell, that the process ends.

Fig. 2 er en grafisk fremstilling av det sintrede pro-dukts temperatur, densitet og omslagspunkt som funksjon av tid, for de følgende materialer. Fig. 2 is a graphical representation of the sintered product's temperature, density and turning point as a function of time, for the following materials.

På fig. 2 tilsvarer begynnelsestidspunktet 0 til tidspunktet t^ på fig. 1. In fig. 2 corresponds to the starting time 0 to the time t^ in fig. 1.

"Trykkutviklingen" 20 for alle disse materialer er The "pressure development" 20 for all these materials is

avgrenset av rette linjesegmenter som representerer en trykk- bounded by straight line segments representing a pressure

økning, dvs. en trinnfunksjon fra begynnelsestrykket til det maksimale varmtrykk under prosessen, som opprettholdes under den resterende del av prosessen. increase, i.e. a step function from the initial pressure to the maximum hot pressure during the process, which is maintained during the remainder of the process.

Temperaturutviklingen 22 er avgrenset av rette linje- The temperature development 22 is delimited by straight lines

segmenter. Disse temperaturgrenser representerer en økende temperatur som følge av initiell oppvarming, fulgt av mini- segments. These temperature limits represent an increasing temperature as a result of initial heating, followed by mini-

male og maksimale temperaturområder for prosessen for den resterende del av denne. paint and maximum temperature ranges for the process for the remainder of this.

Den teoretisk maksimale "tetthetsutvikling" 24 følger The theoretical maximum "density development" 24 follows

kurver opp til maksimalverdier som vist av et generalisert diagram 24. Den teoretiske maksimaltetthet defineres som den tettest mulige sammenpakking av atomer i den krystallinske struktur, uten enhver form for urenheter som vil gi et mini- curves up to maximum values as shown by a generalized diagram 24. The theoretical maximum density is defined as the tightest possible packing of atoms in the crystalline structure, without any kind of impurities that would give a mini-

malt volum mellom de sammenpakkede atomer. ground volume between the packed atoms.

Omslagspunktene som funksjon av tiden 30 varierer The turning points as a function of time 30 vary

dessuten med materialet og prøvestørrelsen (blokkstørrelsen). moreover with the material and the sample size (block size).

Eksempler Examples

Alfa-aluminatpulver med en partikkelstørrelse på mindre enn en mikron, fortrinnsvis mindre enn 0,1 mikron, bearbeides eller kulemales i en tørrmølle mellom fire og åtte timer. Fortrinnsvis benyttes alumina som selges av W.R. Grace Company under navnet "Grace-KA 210" som råmatriale for prosessen i henhold til oppfinnelsen. Dette aluminapulver har en overflate av en størrelsesorden 9 m 2/g. Det har dessuten meget høy ren-hetsgrad skjønt det inneholder 0,1% MgO. Andre alumina kan også benyttes skjønt eksperimentelle data synes å vise at de beste resultater oppnås med materialet "Grace-KA 210". Alpha aluminate powder with a particle size of less than one micron, preferably less than 0.1 micron, is processed or ball milled in a dry mill between four and eight hours. Preferably, alumina sold by W.R. is used. Grace Company under the name "Grace-KA 210" as raw material for the process according to the invention. This alumina powder has a surface area of the order of 9 m 2 /g. It also has a very high degree of purity, although it contains 0.1% MgO. Other aluminas can also be used although experimental data seem to show that the best results are obtained with the material "Grace-KA 210".

For å opprettholde pulverrenhet bør også kulemøllen være fremstilt av alumina med meget høy renhetsg.rad. To maintain powder purity, the ball mill should also be made of alumina with a very high degree of purity.

Når bakingen er fullført, bakes pulveret i.ytterligere fire til åtte timer ved en temperatur på mellom 50 og 100°C. When baking is complete, the powder is baked for a further four to eight hours at a temperature of between 50 and 100°C.

En temperatur under bakingen på 72°C har vist seg å være en foretrukken temperatur for dette trinn i prosessen. Disse kulemaling- og tørkeoperasjoner synes å ha den virkning at de fjerner overflategasser og gir et mer finkornet sluttprodukt. Forholdet mellom overflategass og kornstørrelse av det ferdige materiale er ikke nærmere kjent. Det er imidlertid mulig at overflategassen oppfører seg som en urenhets-fase som bevirker selektiv kornvekst ved høye temperaturer. A temperature during baking of 72°C has been shown to be a preferred temperature for this step in the process. These ball grinding and drying operations appear to have the effect of removing surface gases and producing a finer grained final product. The relationship between surface gas and grain size of the finished material is not known. However, it is possible that the surface gas behaves as an impurity phase which causes selective grain growth at high temperatures.

Etter utgassing og for å fremstille en blokk med 25 mm diameter av Al2°3 1 henhold til oppfinnelsen, siktes pulveret gjennom en sikt med maskestørrelse 200 US-standard for å After outgassing and to produce a 25 mm diameter block of Al2°3 1 according to the invention, the powder is sieved through a US standard 200 mesh sieve to

bryte opp eventuelle agglomerater som har dannet seg. Det siktede pulver plasseres i en høy fast, temperaturbestandig form. Typisk benyttes en grafittform i vakuum, inert eller reduserende atmosfære. Et komprimeringstrykk på mellom 280 og 560 kg/cm påføres pulveret i form. Dette trykk benyttes til å begynne med for å komprimere pulveret til mellom 30 og 50% av dens maksimale densitet. For denne prøven har man funnet at et begynnende "forkomprimeringstrykk" på 400 kg/cm 2 gir det beste sluttprodukt. Denne forkomprimeringskraften reduseres så til området mellom 35 og 70. Vanligvis vil en reduksjon i trykk til ca. 70 atmosfærer gi et akseptabelt resultat. break up any agglomerates that have formed. The sieved powder is placed in a high solid, temperature-resistant form. Typically, a graphite mold is used in a vacuum, inert or reducing atmosphere. A compaction pressure of between 280 and 560 kg/cm is applied to the powder in form. This pressure is initially used to compress the powder to between 30 and 50% of its maximum density. For this sample, it has been found that an initial "pre-compression pressure" of 400 kg/cm 2 gives the best final product. This pre-compression force is then reduced to the range between 35 and 70. Usually, a reduction in pressure to approx. 70 atmospheres give an acceptable result.

Pulveret og formen anbrbringes i en varmepresse eller annen anordning hvor høy temperatur og høyt trykk kan påføres. En beskyttende atmosfære etabléres i systemet for å beskytte formen. En vakuumatmosfære, helium eller annen treg atmosfære, eller en blandingsatmosfære av treg gass og 8 vekt-% hydrogen har vist seg egnet for dette formål. Videre kan det benyttes billigere nitrogengass av hensyn til prosessøkonomien. The powder and the mold are placed in a heat press or other device where high temperature and high pressure can be applied. A protective atmosphere is established in the system to protect the mold. A vacuum atmosphere, helium or other inert atmosphere, or a mixed atmosphere of inert gas and 8% by weight hydrogen has proven suitable for this purpose. Furthermore, cheaper nitrogen gas can be used for reasons of process economy.

Idet man starter med det reduserte trykk på det kompri-merte pulver, kan man heve temperaturen av pulveret og formen ved hjelp av en induksjonsvarmekilde med en hastighet som ligger mellom 400 og 1000°C/min. Med en passende anbringelse og dimensjonering av induksjonsvarmekilden og materialblokken, kan man stort" sett få en jevn oppvarming av pulvermassen. Innenfor det ovennevnte område viser det seg at hastigheten •på temperaturendringen kan variere nesten vilkårlig inntil man når omslagspunktet 13 (fig. 1), hvor krympningen av materialet tar til, uten at sluttproduktets kvalitet reduseres. Starting with the reduced pressure on the compressed powder, the temperature of the powder and the mold can be raised using an induction heat source at a rate between 400 and 1000°C/min. With a suitable placement and dimensioning of the induction heat source and the material block, you can generally get a uniform heating of the powder mass. Within the above-mentioned area, it turns out that the speed of the temperature change can vary almost arbitrarily until you reach the tipping point 13 (fig. 1), where the shrinkage of the material takes place, without reducing the quality of the final product.

Med hensyn til den materialprøve som omtales har en rekke forsøk vist at hevning av temperaturen innen de over-nevnte grenser av pulveret og formen til mellom 760 og 815°C, målt med et optisk pyrometer, vil gi det ønskede resultat. With regard to the material sample referred to, a number of experiments have shown that raising the temperature within the above-mentioned limits of the powder and the mold to between 760 and 815°C, measured with an optical pyrometer, will give the desired result.

Det vil si at omslagspunktet vanligvis opptrer når temperaturen når ca. 800°C. I henhold til et trekk ved oppfinnelsen vil man når temperaturen heves til ca. 800°C, påføre det reduserte trykk på ca. 70 atmosfærer når omslagspunktet nås. Krympningen kan observeres ved hjelp av en lineær variabel forskyvningstransducer som er festet på det stempel som på-fører trykket mot sinterpulveret. Etterat omslagspunktet er nådd, økes både temperatur og trykk for å fremme den fortetningshastighet som er naturlig for det materiale og den blokk-størrelse som fremstilles. Såvel trykk som temperatur kan overvåkes og reguleres slik at man mest mulig nærmer seg denne naturlige hastighet. Denne naturlige fortetningshastighet på-vises gjennom en rekke forsøk som er gjort med pulverprøver. This means that the tipping point usually occurs when the temperature reaches approx. 800°C. According to a feature of the invention, when the temperature is raised to approx. 800°C, apply the reduced pressure of approx. 70 atmospheres when the tipping point is reached. The shrinkage can be observed by means of a linear variable displacement transducer which is attached to the piston which applies the pressure against the sinter powder. After the tipping point is reached, both temperature and pressure are increased to promote the rate of densification that is natural for the material and block size being produced. Both pressure and temperature can be monitored and regulated so that you get as close as possible to this natural speed. This natural rate of densification is demonstrated through a series of experiments with powder samples.

I disse forsøkene ved trykk og temperaturøkningshastigheter variert for å identifisere de trykkområder 20 (fig. 2) og de temperaturområder 22 som gir den beste tilnærming til den teo- In these experiments at pressure and temperature increase rates varied to identify the pressure ranges 20 (Fig. 2) and the temperature ranges 22 which provide the best approximation to the theo-

o o

retiske maksimale densitet 24. Det bemerkes på fig. 1 at den naturlige fortetningshastighet endrer seg etterhvert som pulveret sintres til sin maksimale fortetning, slik som vist ved minimale prøvevolum ved tidspunktet t^ • retic maximum density 24. It is noted on fig. 1 that the natural rate of densification changes as the powder is sintered to its maximum densification, as shown by minimal sample volume at time t^ •

I det ovenfor omtalte aluminaeksempel ledsages den begynnende krympning av et stempeltrykk på 250 atmosfærer. Skjønt dette er et foretrukket maksimalt prosesstrykk oppnår man bra resultater med trykk i området fra 140 til 420 atmosfærer. Denne hurtige økning' i trykk gjenspeiler seg i funk-sjonen på diagrammet 20. In the above-mentioned alumina example, the initial shrinkage is accompanied by a piston pressure of 250 atmospheres. Although this is a preferred maximum process pressure, good results are obtained with pressures in the range from 140 to 420 atmospheres. This rapid increase in pressure is reflected in the function on diagram 20.

Etterhvert som utøvelsen av dette trykk fortsetter As the application of this pressure continues

økes også temperaturen, men med lavere hastighet enn hva som karakteriserer den første hevning opp til 800°C. De beste resultater synes å oppnås med en temperatur på ca. 1600°C som nås ca. åtte minutter etterat temperaturen på 800°C ble nådd. Disse høyere temperaturer observeres også ved hjelp av et optisk pyrometer. Maksimal temperatur og maksimalt trykk opprettholdes mellom to og seks minutter, fortrinnsvis tre min. dersom en maksimal prosesstemperatur på 1600°C oppnås. I løpet av denne periode sintres aluminapulveret med sin "naturlige" eller iboende hastighet. the temperature is also increased, but at a lower rate than what characterizes the first rise up to 800°C. The best results seem to be achieved with a temperature of approx. 1600°C which is reached approx. eight minutes after the temperature of 800°C was reached. These higher temperatures are also observed using an optical pyrometer. Maximum temperature and maximum pressure are maintained between two and six minutes, preferably three minutes. if a maximum process temperature of 1600°C is achieved. During this period, the alumina powder is sintered at its "natural" or inherent rate.

Den lineære endring i stempelforskyningen mellom tids-punktene t2 og t^ vist på fig. 1, er et karakteristisk trekk ved en~sinterblokk som sintrer ved denne naturlige hastighet. Sintrinshastigheten kan registreres på andre måter, skjønt stempelforskyvningen er den enkleste teknikk å benytte. The linear change in piston displacement between the time points t2 and t^ shown in fig. 1, is a characteristic feature of a sinter block that sinters at this natural rate. The sintering rate can be recorded in other ways, although the piston displacement is the easiest technique to use.

I henhold til oppfinnelsen og under en mer bred syns-vinkel reguleres trykket og temperaturen i sintringsblokken etterat omslagspunktet 13 er nådd, slik at den naturlige sint-ringshastigheten etableres og opprettholdes. Den naturlige sintringshastighet vil selvsagt variere i henhold til materialet som behandles. Denne naturlige hastighet kan også variere for forskjellige porsjoner av samme materiale, følgelig må den nøyaktige temperatur og de trykk som benyttes for et bestemt materiale bestemmes gjennom en rekke forsøk som utføres på forskjellige porsjoner av materialet. Disse forsøk vil gjøre det mulig å fastlegge de betingelser som frembringer den lineære stempelforskyvning 14 (fig. 1), eller andre indika-sjoner på den naturlige sintringshastighet, for det materiale som behandles. Når disse sintringsbetingelser er etablert, According to the invention and under a wider viewing angle, the pressure and temperature in the sintering block are regulated after the tipping point 13 has been reached, so that the natural sintering rate is established and maintained. The natural sintering rate will of course vary according to the material being processed. This natural speed can also vary for different portions of the same material, consequently the exact temperature and pressures used for a particular material must be determined through a series of experiments carried out on different portions of the material. These tests will make it possible to determine the conditions that produce the linear piston displacement 14 (Fig. 1), or other indications of the natural sintering rate, for the material being treated. Once these sintering conditions are established,

kan etterfølgende sinterlegeme behandles uten at man behøver å observere stempelforskyvning og liknende. the subsequent sinter body can be processed without having to observe piston displacement and the like.

En mer detaljert betraktning av fig. 1 viser at stempelforskyvningen ikke er helt lineær mot avslutningen av sint-ringsperioden 17. Som vist på tegningen vil stempelforskyv-ningshastigheten avta når sintringsblokken nærmer seg sin maksimale fortetning. Når man nærmer seg den avsluttende del av sintringsprosessen, stabiliseres temperatur og trykk mot sinterblokken og holdes stabil mellom to og seks minutter for å "herde" ut den sintrede blokk. A more detailed consideration of FIG. 1 shows that the piston displacement is not completely linear towards the end of the sintering period 17. As shown in the drawing, the piston displacement speed will decrease as the sintering block approaches its maximum densification. As one approaches the final part of the sintering process, temperature and pressure against the sinter block are stabilized and held steady for between two and six minutes to "harden" the sintered block.

Man må være omhyggelig med å avslutte trykk og temperatur på dette punkt for å forhindre at sinterblokken begynner å svelle. Denne svelling 16 er karakteristisk av en sinter-blokk med redusert densitet, som vist ved økende volum og til-bakegående stempelbevegelse. Care must be taken to terminate the pressure and temperature at this point to prevent the sinter block from swelling. This swelling 16 is characteristic of a sinter block with reduced density, as shown by increasing volume and backward piston movement.

I forbindelse med fullføringen av sintringen 17 bemerkes det at det er mulig å styre nøyaktig den naturlige sintringshastighet som åpenbart endres e'tterhvert som maksi-maldénsiteten nås, ved å regulere temperatur og trykk i sinterblokken på en måte som muliggjør at stempelforskyvningen mest mulig nærmer seg den foretrukne kurve som er inntegnet på In connection with the completion of the sintering 17, it is noted that it is possible to precisely control the natural sintering rate, which obviously changes as the maximum density is reached, by regulating the temperature and pressure in the sintering block in a way that enables the piston displacement to approach as closely as possible the preferred curve drawn on

fig. 1. fig. 1.

Etter en utherdningsperiode eller vedvarende oppvarming med maksimal prosesstemperatur og trykk, avstenges varmekilden og trykket på aluminamaterialet i formen reduseres til null. After a curing period or sustained heating at maximum process temperature and pressure, the heat source is shut off and the pressure on the alumina material in the mold is reduced to zero.

En avkjølingsperiode på mellom ett og fem minutter er til-strekkelig til at formen og aluminablokken i denne nedkjøles til romtemperatur og kan fjernes fra pressen og tas ut av formen. A cooling period of between one and five minutes is sufficient for the mold and the alumina block in it to cool down to room temperature and can be removed from the press and removed from the mold.

Prøver på sintret alumina fremstilt slik som ovenfor beskrevet, har vist seg i omhyggelig utført laboratorieforsøk å ha de følgende egenskaper: trykningskraften og projeksjonen av inntrykningsflaten. Det henvises til "The making,shaping and treating of steel, United States Steel", 8. utgave. I denne forbindelse bemerkes det at uttrykket "standard avvik" betegner kvadratroten av det aritmetiske middel av kvadratene av avvikene av de fysiske forsøks-data fra det aritmetiske middel. Samples of sintered alumina prepared as described above have been shown in carefully performed laboratory tests to have the following properties: the printing force and the projection of the indentation surface. Reference is made to "The making, shaping and treating of steel, United States Steel", 8th edition. In this connection, it is noted that the term "standard deviation" denotes the square root of the arithmetic mean of the squares of the deviations of the physical experimental data from the arithmetic mean.

De overlegne egenskaper av gjennomsnittsverdiene av det sintrede aluminamateriale som kan oppnås med Grace-KA 210 pulver som råmateriale i prosessen er åpenbare. Det bemerkes at Grace-KA 100 pulver ikke har tilsatt 0,1% MgO for å hemme krystallveksten. Under utviklingen av de ovenfor gitte forsøks-data har man funnet at bearbeiding og behandling av prøvene har en betydelig innflytelse på resultatene.Kjemisk polering av prøvene gir f.eks. en mer realistisk verdi for bøyefastheten. The superior properties of the average values of the sintered alumina material that can be obtained with Grace-KA 210 powder as raw material in the process are obvious. It is noted that Grace-KA 100 powder does not have 0.1% MgO added to inhibit crystal growth. During the development of the experimental data given above, it has been found that the processing and treatment of the samples has a significant influence on the results. Chemical polishing of the samples gives e.g. a more realistic value for the bending strength.

Studier med et søkende elektron mikroskop (med en forstørrelse på 10.000 ganger) av bruddflatene av represen-tative prøver av alumina keramiske emner i områdene 25.til 127 mm diameter som ble fremstilt slik som ovenfor beskrevet, viste at materialet har en kornstørrelsesfordeling som følger: Studies with a scanning electron microscope (with a magnification of 10,000 times) of the fracture surfaces of representative samples of alumina ceramic blanks in the ranges of 25 to 127 mm diameter which were produced as described above, showed that the material has a grain size distribution as follows:

Omslagspunktet som vist på fig. 2, viser forholdet mellom diameteren av ferdige emner og prosessbetingelsen. For å fremstille et emne med en diameter på 127 mm av Al^O^The turning point as shown in fig. 2, shows the relationship between the diameter of finished blanks and the process condition. To produce a blank with a diameter of 127 mm from Al^O^

i henhold til oppfinnelsen, bør det benyttes noe høyere temperatur og trykk under prosessen enn de betingelser som ovenfor er nevnt i forbindelse med emner på 25 mm i diameter. Det bemerkes imidlertid at et fundamentalt trekk ved oppfinnelsen for alle de materialer og emnesttørrelser som er beskrevet er at det benyttes et øket prosesstrykk, innenfor de nevnte grenser under sintringsprosessen, dvs. etter omslagspunktet (fig. 1). Dessuten er det et maksimalt prosesstrykk, according to the invention, somewhat higher temperature and pressure should be used during the process than the conditions mentioned above in connection with workpieces of 25 mm in diameter. It is noted, however, that a fundamental feature of the invention for all the materials and workpiece sizes described is that an increased process pressure is used, within the mentioned limits during the sintering process, i.e. after the tipping point (fig. 1). Also, there is a maximum process pressure,

et observert optimum, påvist innen de nevnte grenser ved at "trykkutviklingen av sinteremnene sammenliknes med densi- an observed optimum, demonstrated within the aforementioned limits by "comparing the pressure development of the sinter blanks with the densi-

teten av prøven og denne verdi kan enkelt benyttes i forbindelse med fremstilling av et emne, slik at man får den størst mulige tilnærmelse til det teoretiske maksimale densitet. the density of the sample and this value can easily be used in connection with the production of a blank, so that the greatest possible approximation to the theoretical maximum density is obtained.

Av hva som ovenfor er nevnt fremgår det at alumina keramiske materialer fremstilt i henhold til oppfinnelsen,'har en kornstørrelse som er forskjellig fra de kornstørrelser som tidligere er karakterisert med disse materialer. Krystaller av langt større gjennomsnittsstørrelse, dvs. 2 eller 3 mikron har tidligere blitt dannet i slike materialer. Følgelig gir. oppfinnelsen anvisning på hvorledes et nytt alumina keramisk materiale med liten kornstørrelse og bedre kornstørrelses-fordeling enn hva som tidligere har vært kjent, kan fremstilles. From what has been mentioned above, it appears that alumina ceramic materials produced according to the invention have a grain size that is different from the grain sizes that have previously been characterized with these materials. Crystals of a much larger average size, ie 2 or 3 microns, have previously been formed in such materials. Accordingly, gives. the invention instructions on how a new alumina ceramic material with small grain size and better grain size distribution than what has previously been known can be produced.

Som vist i tabell 1, er det resulterende materiale betydelig bedre enn kjemisk liknende materialer som er fremstilt ved hjelp av tidligere kjente metoder. As shown in Table 1, the resulting material is significantly superior to chemically similar materials prepared by previously known methods.

Tyve emner med 127 mm diameter av alumina-titaniumkarbid ble fremstilt i henhold til oppfinnelsens prinsipper for å bevise prosessens reproduksjonsvarighet og de overlegne fysiske egenskaper ved produktet. Twenty 127mm diameter alumina-titanium carbide blanks were fabricated according to the principles of the invention to demonstrate the reproducibility of the process and the superior physical properties of the product.

Den resulterende densitet for samtlige emner er The resulting density for all subjects is

vist i tabell I. Den,gjennomsnitlige emnedensitet var 4.257 g/ cva^ - 0,07%, mens densiteten for et liknende materiale fremstilt med tidligere kjente metoder var 4,21 g/cm 3. Gjennomsnittsstørrelsen som er benyttet er den verdi som fremkommer når den aritmetiske sum av samtlige målte tett-heter divideres med antall data. shown in table I. The average blank density was 4.257 g/ cva^ - 0.07%, while the density for a similar material produced with previously known methods was 4.21 g/cm 3. The average size used is the value that appears when the arithmetic sum of all measured densities is divided by the number of data.

Emnene ble slipt på topp- og bunnflate på en Blanchard slipemaskin modell 11 og skåret opp til 21 mindre emner, som hvert var 90 mm i firkant og 8 mm tykk. To av disse 21 mindre emner ble valgt vilkårlig for måling av bøyefastheten. De to The blanks were ground on top and bottom surfaces on a Blanchard model 11 sander and cut up into 21 smaller blanks, each 90 mm square and 8 mm thick. Two of these 21 smaller subjects were chosen arbitrarily for measuring the bending strength. Those two

utvalgte emner ble delt opp i tre mindre prøvestykker på selected subjects were divided into three smaller test pieces on

6 x 19 x 8 mm slik at man ialt hadde seks prøvestykker fra hvert utgangsemne. Prøvestykkene ble slipt på alle flater for kantskarphet og slik at de alle fikk samme størrele. 6 x 19 x 8 mm so that you had a total of six test pieces from each starting material. The test pieces were ground on all surfaces for edge sharpness and so that they were all the same size.

De enkelte prøvestykker ble testet for bøyefasthet ved en trepunkts belastning. Bøyefastheten som resultat av disse prøver er gitt i Tabell II. I Tabell II er tabulert bøyefast-heten fra de seks prøvestykker tatt fra hvert emne, samt standardavvik for dataene. Det totale gjennomsnitt (gjennomsnittet av de respektive gjennomsnitt for hver gruppe av, seks prøvestykker) og standardavvik for dette totale gjennomsnitt ble beregnet til 8750 - kp/cm<2>. The individual test pieces were tested for bending strength under a three-point load. The bending strength as a result of these tests is given in Table II. Table II tabulates the flexural strength from the six test pieces taken from each subject, as well as the standard deviation for the data. The overall average (the average of the respective averages for each group of six samples) and standard deviation for this overall average was calculated to be 8750 - kp/cm<2>.

De istykkerbrutte prøvestykker ble så montert og polert for hårdhetsprøvning. Hårdhetsprøvning etter Rockwell^ ble avbrutt etterat tre av inntrykningslegemene var ødelagt etter at fem emner var prøvet. Det bemerkes i den forbindelse at Rockwell-prøven gir et mål på materialhårdheten uttrykt ved materialets mostand mot inntrengning av et legeme under en kjent belaster. Indeksen A i denne prøven betegner den inn-trykningskraft og den form på inntrykningslegemet som er nærmere beskrevet i boken "The making, shaping and treating of steel, United States steel", 8 utgave 1964. Det ble imidlertid utført en hårdhetsmåling på samtlige tyve emner. Resul-tatene av disse prøver er gitt i Tabell III. The broken test pieces were then mounted and polished for hardness testing. Rockwell hardness testing^ was discontinued after three of the indenters were broken after five blanks had been tested. It is noted in this connection that the Rockwell test gives a measure of material hardness expressed by the material's resistance to penetration by a body under a known load. The index A in this sample denotes the indentation force and the shape of the indentation body which is described in more detail in the book "The making, shaping and treating of steel, United States steel", 8th edition 1964. However, a hardness measurement was carried out on all twenty subjects . The results of these tests are given in Table III.

Skjønt RockwellA prøvene er' av betinget verdi på grunn av ovennevnte problem, indikerer gjennomsnittet av de fem opp-nådde data at man har oppnådd en økning på 0,8 RockwellA-hårdheten i forhold til tidligere kjent materiale. Denne økning på 0,8 er en forbedring av betydning ettersom økninger på 0,1 er av praktisk betydning i industrien, f.eks., kan nevnes at verktøy graderes ved økninger på 0,1 Rockwell - hårdhet. Although the RockwellA samples are of conditional value due to the above-mentioned problem, the average of the five data obtained indicates that an increase of 0.8 RockwellA hardness has been achieved in relation to previously known material. This increase of 0.8 is a significant improvement as increases of 0.1 are of practical importance in industry, for example, tools are graded in increments of 0.1 Rockwell hardness.

To av de seks brutte prøvestykker fra hvert emne ble fotografert med ti gangers forstørrelse for undersøkelse av marco-homogenitet, dvs. synlige fargeforskjeller i prøven. Kun ett av samtlige prøvestykker viste en inhomogenitet Two of the six fractured specimens from each subject were photographed at ten times magnification to examine marco-homogeneity, i.e. visible color differences in the specimen. Only one of all test pieces showed an inhomogeneity

(en titaniumkarbid-partikkel med 0,4 mm ekvivalent diameter) (a titanium carbide particle of 0.4 mm equivalent diameter)

slik som vist i Tabell IV nedenunder. Den ekvivalente stør-relse av inhomogenitetene oppført i Tabell IV, defineres som gjennomsnittet av største og minste akse av inhomogenitet. as shown in Table IV below. The equivalent size of the inhomogeneities listed in Table IV is defined as the average of the largest and smallest axis of inhomogeneity.

To av de gjenværende prøvestykker fra hvert emne, prøve-stykker B, ble valgt vilkårlig for undersøkelse av mikro-homogeniteter. Disse prøvestykker ble polert og fotografert med 900 ganger forstørrelse. De resultater som er gitt i Tabell V nedenunder viser at den største titaniumkarbid, agglomerat var 12 mikron, og den gjennomsnittlige titanium-karbidkornstørrelse var 4,82 mikron. Det bemerkes at agglomerater er kombinasjoner av to eller flere korn til en masse. Two of the remaining test pieces from each subject, test pieces B, were chosen arbitrarily for examination of micro-homogeneities. These specimens were polished and photographed at 900 times magnification. The results given in Table V below show that the largest titanium carbide agglomerate was 12 microns, and the average titanium carbide grain size was 4.82 microns. It is noted that agglomerates are combinations of two or more grains into a mass.

Et søkende elektron-mikroskop viste at aluminakornstør-relsen" av dette materiale er av samme størrelsesorden som ko"rnstørrelsen (0.3-1,5 y) av det sintrede alumina alene. A scanning electron microscope showed that the alumina grain size of this material is of the same order of magnitude as the grain size (0.3-1.5 y) of the sintered alumina alone.

TiC kornene er imidlertid av størrelsesorden 1 y som var størrelsen av det kulemalte titaniumkarbidpulver. However, the TiC grains are of the order of 1 y which was the size of the ball-milled titanium carbide powder.

Som beskrevet får man ved fremgangsmåten i henhold til oppfinnelsen et betydelig forbedret produkt sammenliknet med tidligere kjente produkter. Økende densitet av alumina-titaniumkarbid viser at den trykk- og temperaturkontrollerte sintringsteknikk umiddelbart etter omslagspunktet maksimerer fortetningen av materialet i forhold til hva som tidligere har vært oppnådd. Denne prosess kan dessuten benyttes i forbindelse med andre pulvermaterialer når en gang omslagspunktet er bestemt og den iboende eller naturlige fortetningshastighet for vedkommende materiale er kjent. As described, the method according to the invention yields a significantly improved product compared to previously known products. Increasing density of alumina-titanium carbide shows that the pressure- and temperature-controlled sintering technique immediately after the tipping point maximizes the densification of the material compared to what has previously been achieved. This process can also be used in connection with other powder materials once the tipping point has been determined and the inherent or natural densification rate for the material in question is known.

Claims

Patent claims.

Process for producing an alumina-carbide material of close to theoretical maximum density, by pressing a mixture of alumina and carbide powders with a first press, to pack the powders to 30-50% of their maximum theoretical density, followed by packing of the powders at a second pressure lower than the first pressure while the powders are heated in an inert atmosphere at the second pressure to a temperature at which sintering begins, after which the density of the mixed powders is continuously monitored from the beginning of sintering to the state when the powders approach their maximum theoretical density, while increasing and adjusting the pressure on the powders in one area above the other pressure and adjusting the temperature of the powders in one area above the temperature at the start of sintering, to produce a largely linear powder densification rate between the start of sintering and the condition where the powders approach their maximum theoretical density me d uniformly distributed, fine-grained particles and completion of the application of pressure on and heating of the powders after completion of densification and before swelling occurs, characterized by the first pressure being 280-560 kp/cm 2 , the second pressure being 35-70 kp/cm < 2>, that the temperature at the start of sintering is approximately 800°C and that heating takes place at a rate of 400-1000°C/min., and that the 2 mentioned pressure above the other pressure is from 210-670 kp/cm .