NO174973B - Framgangsmåte for framstilling av en metallmatrisekompositt - Google Patents
Framgangsmåte for framstilling av en metallmatrisekompositt Download PDFInfo
- Publication number
- NO174973B NO174973B NO882093A NO882093A NO174973B NO 174973 B NO174973 B NO 174973B NO 882093 A NO882093 A NO 882093A NO 882093 A NO882093 A NO 882093A NO 174973 B NO174973 B NO 174973B
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- aluminum
- alloy
- ceramic
- filler material
- molten
- Prior art date
Links
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 70
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 17
- 239000011156 metal matrix composite Substances 0.000 title claims description 15
- 230000008569 process Effects 0.000 title description 31
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 claims abstract description 67
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 66
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 64
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 61
- 239000000919 ceramic Substances 0.000 claims abstract description 57
- 238000001764 infiltration Methods 0.000 claims abstract description 54
- 230000008595 infiltration Effects 0.000 claims abstract description 54
- 239000007789 gas Substances 0.000 claims abstract description 45
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 36
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 claims abstract description 36
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 34
- PMHQVHHXPFUNSP-UHFFFAOYSA-M copper(1+);methylsulfanylmethane;bromide Chemical compound Br[Cu].CSC PMHQVHHXPFUNSP-UHFFFAOYSA-M 0.000 claims abstract description 31
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 28
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 14
- 239000007787 solid Substances 0.000 claims abstract description 8
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 230000001590 oxidative effect Effects 0.000 claims abstract description 7
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 3
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 claims abstract description 3
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 61
- 239000000945 filler Substances 0.000 claims description 55
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 claims description 53
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 43
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 43
- TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N oxo(oxoalumanyloxy)alumane Chemical compound O=[Al]O[Al]=O TWNQGVIAIRXVLR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 31
- HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N silicon carbide Chemical compound [Si+]#[C-] HBMJWWWQQXIZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 25
- 229910010271 silicon carbide Inorganic materials 0.000 claims description 25
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 claims description 19
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 claims description 6
- 238000000576 coating method Methods 0.000 claims description 6
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- 238000011049 filling Methods 0.000 claims description 5
- 239000000758 substrate Substances 0.000 claims description 5
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 claims description 4
- RVTZCBVAJQQJTK-UHFFFAOYSA-N oxygen(2-);zirconium(4+) Chemical compound [O-2].[O-2].[Zr+4] RVTZCBVAJQQJTK-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910001928 zirconium oxide Inorganic materials 0.000 claims description 4
- QYEXBYZXHDUPRC-UHFFFAOYSA-N B#[Ti]#B Chemical compound B#[Ti]#B QYEXBYZXHDUPRC-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 229910033181 TiB2 Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 238000005524 ceramic coating Methods 0.000 claims description 3
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 abstract description 69
- 239000000956 alloy Substances 0.000 abstract description 69
- 239000002131 composite material Substances 0.000 abstract description 63
- 229910010293 ceramic material Inorganic materials 0.000 abstract description 31
- 238000005275 alloying Methods 0.000 abstract description 12
- 229910000861 Mg alloy Inorganic materials 0.000 abstract description 8
- SNAAJJQQZSMGQD-UHFFFAOYSA-N aluminum magnesium Chemical compound [Mg].[Al] SNAAJJQQZSMGQD-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 4
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 abstract description 3
- -1 e.g. Substances 0.000 abstract description 2
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 21
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 20
- 239000000835 fiber Substances 0.000 description 18
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 18
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 15
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 15
- 238000005121 nitriding Methods 0.000 description 13
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 239000000047 product Substances 0.000 description 12
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 11
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 10
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 10
- QJGQUHMNIGDVPM-UHFFFAOYSA-N nitrogen group Chemical group [N] QJGQUHMNIGDVPM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 230000002269 spontaneous effect Effects 0.000 description 9
- 208000021017 Weight Gain Diseases 0.000 description 8
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 230000004584 weight gain Effects 0.000 description 8
- 235000019786 weight gain Nutrition 0.000 description 8
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 7
- 239000000080 wetting agent Substances 0.000 description 7
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 description 6
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 5
- 229910001873 dinitrogen Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 5
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 5
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 5
- 239000012299 nitrogen atmosphere Substances 0.000 description 5
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 5
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- CAVCGVPGBKGDTG-UHFFFAOYSA-N alumanylidynemethyl(alumanylidynemethylalumanylidenemethylidene)alumane Chemical compound [Al]#C[Al]=C=[Al]C#[Al] CAVCGVPGBKGDTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 description 4
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 4
- 239000004744 fabric Substances 0.000 description 4
- 238000009736 wetting Methods 0.000 description 4
- WHXSMMKQMYFTQS-UHFFFAOYSA-N Lithium Chemical compound [Li] WHXSMMKQMYFTQS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- GWEVSGVZZGPLCZ-UHFFFAOYSA-N Titan oxide Chemical compound O=[Ti]=O GWEVSGVZZGPLCZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- GANNOFFDYMSBSZ-UHFFFAOYSA-N [AlH3].[Mg] Chemical compound [AlH3].[Mg] GANNOFFDYMSBSZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 3
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 description 3
- VBJZVLUMGGDVMO-UHFFFAOYSA-N hafnium atom Chemical compound [Hf] VBJZVLUMGGDVMO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 3
- 229910052744 lithium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000011148 porous material Substances 0.000 description 3
- 239000012779 reinforcing material Substances 0.000 description 3
- 238000005303 weighing Methods 0.000 description 3
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 3
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N Calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- MCMNRKCIXSYSNV-UHFFFAOYSA-N Zirconium dioxide Chemical compound O=[Zr]=O MCMNRKCIXSYSNV-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 2
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011575 calcium Substances 0.000 description 2
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 229910001092 metal group alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000010310 metallurgical process Methods 0.000 description 2
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 2
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000035515 penetration Effects 0.000 description 2
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 2
- GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N vanadium Chemical compound [V]#[V] GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- FRWYFWZENXDZMU-UHFFFAOYSA-N 2-iodoquinoline Chemical compound C1=CC=CC2=NC(I)=CC=C21 FRWYFWZENXDZMU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910018134 Al-Mg Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910018467 Al—Mg Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052580 B4C Inorganic materials 0.000 description 1
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229920000049 Carbon (fiber) Polymers 0.000 description 1
- VCUFZILGIRCDQQ-KRWDZBQOSA-N N-[[(5S)-2-oxo-3-(2-oxo-3H-1,3-benzoxazol-6-yl)-1,3-oxazolidin-5-yl]methyl]-2-[[3-(trifluoromethoxy)phenyl]methylamino]pyrimidine-5-carboxamide Chemical compound O=C1O[C@H](CN1C1=CC2=C(NC(O2)=O)C=C1)CNC(=O)C=1C=NC(=NC=1)NCC1=CC(=CC=C1)OC(F)(F)F VCUFZILGIRCDQQ-KRWDZBQOSA-N 0.000 description 1
- 229910052581 Si3N4 Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 1
- 229910052790 beryllium Inorganic materials 0.000 description 1
- ATBAMAFKBVZNFJ-UHFFFAOYSA-N beryllium atom Chemical compound [Be] ATBAMAFKBVZNFJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- LTPBRCUWZOMYOC-UHFFFAOYSA-N beryllium oxide Inorganic materials O=[Be] LTPBRCUWZOMYOC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- INAHAJYZKVIDIZ-UHFFFAOYSA-N boron carbide Chemical compound B12B3B4C32B41 INAHAJYZKVIDIZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000004917 carbon fiber Substances 0.000 description 1
- 230000015556 catabolic process Effects 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 description 1
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000001427 coherent effect Effects 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 239000004020 conductor Substances 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 229910001610 cryolite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 238000006731 degradation reaction Methods 0.000 description 1
- 230000001419 dependent effect Effects 0.000 description 1
- 239000003814 drug Substances 0.000 description 1
- 229940079593 drug Drugs 0.000 description 1
- 238000005868 electrolysis reaction Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000000605 extraction Methods 0.000 description 1
- 239000002657 fibrous material Substances 0.000 description 1
- 229910000449 hafnium oxide Inorganic materials 0.000 description 1
- WIHZLLGSGQNAGK-UHFFFAOYSA-N hafnium(4+);oxygen(2-) Chemical compound [O-2].[O-2].[Hf+4] WIHZLLGSGQNAGK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 1
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 1
- 229910001338 liquidmetal Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 1
- 239000000395 magnesium oxide Substances 0.000 description 1
- CPLXHLVBOLITMK-UHFFFAOYSA-N magnesium oxide Inorganic materials [Mg]=O CPLXHLVBOLITMK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- AXZKOIWUVFPNLO-UHFFFAOYSA-N magnesium;oxygen(2-) Chemical compound [O-2].[Mg+2] AXZKOIWUVFPNLO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000012423 maintenance Methods 0.000 description 1
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 1
- 238000010943 off-gassing Methods 0.000 description 1
- 239000008188 pellet Substances 0.000 description 1
- 239000012466 permeate Substances 0.000 description 1
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 description 1
- 238000004663 powder metallurgy Methods 0.000 description 1
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 238000009715 pressure infiltration Methods 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 230000000750 progressive effect Effects 0.000 description 1
- 230000009257 reactivity Effects 0.000 description 1
- 230000002787 reinforcement Effects 0.000 description 1
- 239000012783 reinforcing fiber Substances 0.000 description 1
- 238000005488 sandblasting Methods 0.000 description 1
- HQVNEWCFYHHQES-UHFFFAOYSA-N silicon nitride Chemical compound N12[Si]34N5[Si]62N3[Si]51N64 HQVNEWCFYHHQES-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005245 sintering Methods 0.000 description 1
- 239000004408 titanium dioxide Substances 0.000 description 1
- OGIDPMRJRNCKJF-UHFFFAOYSA-N titanium oxide Inorganic materials [Ti]=O OGIDPMRJRNCKJF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- MTPVUVINMAGMJL-UHFFFAOYSA-N trimethyl(1,1,2,2,2-pentafluoroethyl)silane Chemical compound C[Si](C)(C)C(F)(F)C(F)(F)F MTPVUVINMAGMJL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 description 1
- 239000012808 vapor phase Substances 0.000 description 1
- 230000004580 weight loss Effects 0.000 description 1
- ZVWKZXLXHLZXLS-UHFFFAOYSA-N zirconium nitride Chemical compound [Zr]#N ZVWKZXLXHLZXLS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C47/00—Making alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/10—Alloys containing non-metals
- C22C1/1036—Alloys containing non-metals starting from a melt
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/10—Alloys containing non-metals
- C22C1/1036—Alloys containing non-metals starting from a melt
- C22C1/1057—Reactive infiltration
- C22C1/1063—Gas reaction, e.g. lanxide
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C47/00—Making alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments
- C22C47/08—Making alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments by contacting the fibres or filaments with molten metal, e.g. by infiltrating the fibres or filaments placed in a mould
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C49/00—Alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments
- C22C49/14—Alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments characterised by the fibres or filaments
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy
-
- 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
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12007—Component of composite having metal continuous phase interengaged with nonmetal continuous phase
-
- 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
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12486—Laterally noncoextensive components [e.g., embedded, etc.]
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
- Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
- Filtering Materials (AREA)
- Treatments For Attaching Organic Compounds To Fibrous Goods (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
- Contacts (AREA)
- Seeds, Soups, And Other Foods (AREA)
- Ceramic Products (AREA)
- Adornments (AREA)
Description
Oppfinnelsen angår en framgangsmåte for framstilling av en metallmatrisekompositt hvorved det framskaffes en permeabel masse av et keramisk fyllmateriale og en aluminiumlegering.
Bakgrunn.
Komposittprodukter bestående av en metallmatrise og en styrkende eller armerende fase slik som keram-partikler, whiskers, fibre eller lignende, ser svært lovende ut for et antall av anvendelser fordi de kombinerer styrken og hårdheten til den styrkende fase med strekkbarheten og seigheten til metallmatrisen. Generelt, vil en metallmatrisekompositt vise forbedringer i slike egenskaper som styrke, stivhet, kontaktslitasjemotstand, og bibeholdelse av styrke ved høye temperaturer i forhold til matrisemetallet, i seg selv, men til hvilken grad hvilken som helst gitt egenskap kan forbedres avhenger i stor grad av de spesifikke bestanddeler, deres volum eller vektfraksjon, og hvordan de er behandlet ved framstillingen av kompositten. I noen tilfeller kan kompositten også være lettere i vekt. Aluminiummatrisekompositter armert med keramer, slik som silisiumkarbid i form av partikler, plater eller whiskers, f.eks., er interessante p.g.a. deres økede stivhet, slitasjestyrke og høytemperaturstyrke sammenlignet med aluminium.
Forskjellige metallurgiske prosesser for framstilling av aluminiummatrise-kompositter er beskrevet, spennende fra framgangsmåter basert på pulvermetallurgiske teknikker til de som omfatter flytende-metallinfiltrasjon, slik som trykkstøping. Ved pulvermetallurgiske framgangsmåter iblandes metallet armeringsmaterialer i form av pulver, whiskers, oppkuttede fibrer, etc., og blir deretter enten kald-presset og sintret, eller varm-presset. Maksimal volumfraksjon av keramisk materiale i silisiumkarbidarmerte aluminiummatirsekompositter framstilt ved denne framgangsmåte er rapportert til å være 25 volumprosent i tilfelle hvor whiskers er brukt, 40 volumprosent i tilfelle hvor partikler er brukt.
Framstilling av metallmatrisekompositter ved pulvermetallurgi ved bruk av konvensjonelle teknikker påtvinger visse begrensninger med hensyn til karakteristika for de oppnåelige produkter. Volumfraksjonen av den keramiske fase i kompositten begrenses typisk til omtrent 40 prosent. Pressesteget impliserer også en begrensning på den praktisk oppnåelige størrelse. Bare relativt enkle produktformer er mulige uten etterfølgende bearbeiding (f.eks. forming eller maskinering) eller uten å ty til innviklede presser. Uenhetiig krymping under sintring kan også oppstå, såvel som uenhetlig mikrostruktur p.g.a. seigring i den kompakte masse og kornvekst.
US patentskrift 3.970.136, innvilget 20. juli 1976, til J. C. Cannell et al., beskriver en framgangsmåte for å danne en metallmatrisekompositt inneholdende en armering av fibre, f.eks. silisiumkarbid eller alumina-whiskers, med et forhåndsbestemt mønster for fiberinnretningen. Kompositten framstilles ved å anbringe parallelle matter eller filt med fibre i samme plan i en støpeform med en beholder med smeltet matrisemetall, f.eks. aluminium, i det minste mellom noen av mattene, og påfører trykk for å tvinge smeltet metall til å penetrere mattene og omslutte de innrettede fibrene. Smeltet metall kan tømmes over stabelen med matter samtidig som det tvinges under trykk til å flyte mellom mattene. Innhold på opptil 50 volumprosent av armeringsfibre i kompositten er rapportert.
Den ovenfor beskrevne infiltrasjonsprosessen, pga. dens avhengighet av utvendig trykk for å tvinge det smeltete matrisemetallet gjennom stabelen av fibermatter, er følsomme for tilfeldighetene ved trykkinitierte flytprosesser, f.eks. mulig uenhetlig matrisedannelse, porøsitet etc. Uenhetlige egenskaper er mulige selv om smeltet metall kan tilføres på et antall steder innen fiberarrangementet. Som en følge av dette må man frembringe kompliserte matte/beholder-arrangement og strømning sveier for å oppnå hensiktsmessig og enhetlig gjennomtrengning av stabelen av fibermatter. Videre tillater den forannevnte trykkinfiltrasjonsprosessen bare oppnåelse av en relativt lav andel armeringsmateriale i forhold til matrisevolumet pga. vanskelighetene med infiltrering av et stort volum med matter. Videre kreves det at støpeformene inneholder det smeltete metall under trykk, som øker kostnadene ved framgangsmåten. Til sist er ikke den forannevnte prosess, begrenset til infiltrering av innrettede partikler eller fibrer, innrettet til framstilling av aluminiummetallmatrise-kompositter armert med materialer i form av tilfeldig innrettede partikler, whiskers eller fibre.
Under framstilling av aluminiummatrise-aluminafylte kompositter, vil aluminium vanskelig fukte aluminiumoksid,og gjør det derved vanskelig å lage et sammenhengende produkt. Kjent teknikk foreslår forskjellige løsninger på dette problemet. En slik angrepsmåte er å belegge aluminiumoksidet med et flyktig metall
(f.eks. nikkel eller wolfram), som da varm-presses sammen med aluminium. Ved andre teknikker legeres aluminium med litium, og aluminiumoksid kan være belagt med silisium. Imidlertid fremviser disse komposittene variasjoner i egenskaper, eller belegget kan degradere fyllmaterialet, eller matrisen inneholder litium som kan påvirke metallets egenskaper.
US patentskrift 4.232.091 (R. W. Grimshaw et al.), omgår visse vanskeligheter i den kjente teknikken ved framstilling av aluminiummatrisealumina-kompositter. Dette patentet beskriver utøvelse av trykk på 75-375 kg/cm<2> for å tvinge aluminium (eller en aluminiumlegering) inn i en fiber- eller whiskers-matte av aluminiumoksid som er forvarmet til fra 700 til 1050° C. Det maksimale volumforhold av aluminiumoksid i forhold til metall i det resulterende faste støpegods var 0.25/1. Pga. dens avhengighet av utvendig kraft for å oppnå infiltrering, er denne framgangsmåten gjenstand for mange av de samme svakhetene som framgangsmåten til Cannell et al.
EP patentsøknad 115742 beskriver fremstilling av aluminium-aluminiakompositter, særlig anvendelige som komponenter i elektrolyttiske celler, ved å fylle hulrommene i et aluminiummatriseemne med smeltet aluminium. Søknaden fremhever ufuktbarheten av aluminiumoksid med aluminium, og forskjellige teknikker ble derfor brukt for å fukte aluminiumoksidet gjennom hele emnet. F.eks. er aluminiumoksid belagt med et fuktemiddel av et diborid av titan, zirconium, hafnium eller niob, eller med et metall som f.eks. litium, magnesium, kalsium, titan, krom, jern, kobolt, nikkel, zirkonium eller hafnium. Inerte atmosfærer, slik som argon, er brukt for å lette fuktingen og infiltreringen. Denne referansen viser også påføring av trykk for å forårsake at smeltet aluminium gjennomtrenger et ubelagt emne. På denne måte oppnås infiltrering ved å evakuere porene og deretter utøve trykk på det smeltede aluminium i en inært atmosfære, f.eks. argon. Alternativt kan emnet infiltreres med dampfase-aluminium, som avsettes for å fukte overflata før oppfylling av hulrommene ved infiltrering med smeltet aluminium. For å sikre opprettholdelse av aluminium i porene av emnet, er det behov for varmebehandling, f.eks. ved 1400 til 1800°C, enten i vakuum eller i argon. På den annen side vil både eksponering av det trykkinfiltrerte materialet for gass eller fjerning av infiltrasjonstrykket føre til tap av aluminium fra legemet.
Bruk av fuktningsmidler for å påvirke infiltrasjonen av en aluminiumoksid-komponent i en elektrolyttisk celle med smeltet metall er også beskrevet i EP patentsøknad 94353. Denne publikasjonen beskriver framstilling av aluminium ved elektrolyttisk ekstraksjon med en celle som har en katodisk strømleder som foring i cella eller substratet. For å beskytte dette substratet fra smeltet kryolitt, påføres alurniniumoksidsubstratet et tynt belegg av en blanding av et fuktemiddel og en løselighetsbegrenser før oppstarting av cella eller mens neddykket i det smeltede aluminium framstilt ved elektrolyseprosessen. Beskrevne fuktemidler er titan, zirkonium, hafnium, silisium, magnesium, vanadium, krom, niob eller kalsium, og titan er fremhevet som det foretrukne midlet. Forbindelser av bor, karbon og
i nitrogen er beskrevet som nyttige i reduksjonen av løseligheten for fuktemidlet i smeltet aluminium. Imidlertid forslår ikke referansen framstilling av metallmatrisekompositter, heller ikke foreslås framstilling av en slik kompositt i en nitrogenatmosfære.
I tillegg til bruk av trykk og fuktemidler, er det beskrevet at vakuum vil hjelpe penetrering av smeltet aluminium inn i en kompakt keramisk masse. F.eks. US patentskrift 3.718.441, (R. L. Landingham), rapporterer infiltrering i en kompakt keramisk masse (f.eks. borkarbid, aluminiumoksid og berylliumoksid) med enten smeltet aluminium, beryllium, magnesium, titan, vanadium, nikkel eller krom under et vakuum på minst IO"<6> torr. Et vakuum på IO"<2> til IO"6 torr førte til dårlig fukting av i keramet av det smeltete metall til en utstrekning at metallet ikke fløt fritt inn i hulrommene i det keramiske materialet. Det ble imidlerti hevdet at filletingen var forbedret når vakuumet ble redusert til minst IO"<6> torr.
US patentskrift 3.864.154 (G. E. Gazza et al.), beskriver også bruk av vakuum for å oppnå infiltrering. Dette patent beskriver utlegging av en kald-valset kompakt masse av AlBi2 pulver på en seng av kald-valset aluminiumpulver. Mer aluminium ble deretter plassert på toppen av den kompakte massen av AlBi2. Smeltedigelen, fylt med den kompakte A1B12- massen anbrakt lagvis mellom laga med aluminiumpulver, ble plassert i en vakuumsmelteovn. Smelteovnen ble evakuert til omtrent IO"<5> torr for at utgassing skulle finne sted. Deretter ble temperaturen hevet til 1100°C og holdt der i en periode på 3 timer. Ved disse betingelsene gjennomtrengte det smeltede
aluminium den kompakte masse av porøs A1B12.
Formål.
Hovedformålet med oppfinnelsen er å anvise en framgangsmåte for framstilling av en metallmatrisekompositt uten anvendelse av trykk, vakuum eller fuktemidler for å gjennomføre infilterering av metall inn i en keramisk masse.
Oppfinnelsen.
Det ovennevnte formål oppnås med en framgangsmåte som angitt i den karakteriserende del av patentkrav 1. Ytterligere fordelaktige trekk framgår av de tilhørende uselvstendige krav 2 til 13.
Den foreliggende framgangsmåte innbefatter framstilling av en metallmatrisekompositt ved infiltrering av en permeabel masse av et keramisk fyllmateriale eller et belagt keramisk fyllmateriale med smeltet aluminium inneholdende 1-10 vektprosent magnesium, og fortrinnsvis omtrent 3 vektprosent. Infiltrasjon skjer spontant uten behov for eksternt trykk eller høyt vakuum. En tilførsel av den smeltete metallegering er satt i kontakt med en masse av fyllmateriale ved en temperatur på minst 700°C ved tilstedværelse av en gass bestående av 10-100%, og fortrinnsvis minst 50 volumprosent nitrogen, og hvor resten er ikke-oksiderende gass, f.eks. argon. Under disse betingelsene infiltrerer den smeltete aluminiumlegeringen den keramiske masse under normalt atomosfærisk trykk og danner en aluminiummatirsekompositt. Når den ønskete mengde av keramisk materiale er infiltrert med smeltet legering, senkes temperaturen for at legeringen skal størkne, for derved å danne en fast metallmatrisekonstruksjon som omslutter det armerende keramiske materiale. Vanligvis, og fortrinnsvis, vil tilførselen av smeltet legering være tilstrekkelig for at infiltreringen skal skje i det vesentligste til grenseflatene for den keramiske masse. Mengden av keramisk fyllmateriale i aluminiummatrisekompositter framstilt ifølge oppfinnelsen kan være ytterst høy. På bakgrunn av dette kan man oppnå forhold mellom fyllmateriale og legering som er større enn 1:1.
I en innstøpning tilføres den keramiske masse et forråd av smeltet aluminiumlegering ved å plassere et legeme av legeringen i nærheten av eller i kontakt med et permeabelt lag av det keramiske fyllmaterialet. Legeringen og laget med fyllmateriale eksponeres i den nitrogenholdige gassen ved en temperatur over legeringens smeltepunkt, uten påført trykk eller vakuum, hvormed den smeltete legeringen spontant infiltrerer det nærliggende eller omsluttende lag med fyllmateriale. Ved senking av temperaturen til under legerings smeltepunkt, oppnås en fast matrise av aluminiumlegering omsluttende det keramiske fyllmateriale. Det bør forstås at et fast legeme av aluminiumlegeringen kan plasseres inntil massen med fyllmateriale, og at metallet deretter smeltes og tillates å infiltrere massen, eller legeringen kan være smeltet separat og deretter slått mot massen av fyllmateriale.
Aluminiummatrisekomposittene framstilt ifølge oppfmnelsen innholder karakteristisk aluminiumnitrid i aluminiummatrisen som en diskontinuerlig fase. Mengden av nitrid i aluminiummatrisen kan variere avhengig av slike faktorer som valg av temperatur, legeringsammensetning, gassammensetning og det keramiske fyllmateriale. Videre, hvis eksponeringen ved høy temperatur i den nitrerende atmosfære fortsetter etter at infiltreringen er komplett, kan det dannes aluminiumnitrid på de eksponerte overflatene av kompositten. Mengden av dispergert aluminiumnitrid såvel som dybden av nitrideringen langs de ytre overflater kan varieres ved å kontrollere en eller flere faktorer i systemet, f.eks. temperatur, for derved å gjøre det mulig å frembringe etter ønske visse egenskaper til kompositten eller for å gi en aluminiummatirsekompositt med en aluminiumnitirdoverflate som en sliteflate.
Uttrykket "resten ikke-oksiderende gas" som brukt heri, betegner at hvilken som helst tilstedværende gass i tillegg til elementært nitrogen er enten en inert gass eller reduserende gass som i det vesentligste ikke reagerer med aluminium under prosessbetingelsene. En hvilken som helst oksiderende gass (forskjellig fra nitrogen) som kan være tilstede som en urenhet i gassen(e) som brukes, er utilstrekkelig for å oksidere metallet i noen betydelig grad.
Det er meningen at uttrykkene "keram", "keramisk materiale", eller "keramisk fyllmateriale" er ment å omfatte keramiske fyllmaterialer, i og for seg, slik som aluminiumoksid eller silisiumkarbid-fibre, og keramisk belagte fyllmaterialer, slik som karbonfibre belagt med aluminiumoksid eller silisiumkarbid for å beskytte karbonet mot angrep fra smeltet metall. Videre er det ment at aluminium brukt i framgangsmåten, i tillegg til å være legert med magnesium, kan være i det vesentligste ren eller kommersielt ren aluminium, eller kan være legert med andre
bestanddeler slik som jern, silisium, kobber, mangan, krom osv.
I de vedlagte figurer, illustreres mikrostrukturen av aluminiummatrise-kompositter framstilt ifølge oppfinnelsen, der
Fig. 1 er et mikrofotografi tatt med 400X forstørrelse av en aluminiumoksid-armert aluminiummatrisekompositt framstilt ved 850°C i det vesentligste ifølge eksempel 3, Fig. 2 er et mikrofotografi tatt med 400X forstørrelse av en aluminiumoksid-armert aluminiummatirsekompositt framstilt i det vesentligste ifølge eksempel 3a, men ved en temperatur på 900°C i en tid på 24 timer, og Fig. 3 er et mikrofotografi tatt med 400X forstørrelse av en aluminiumoksid-armert aluminiummatirsekompositt [med bruk av noe grovere aluminiumoksidpartikler, dvs. kornstørrelse 0.17 mm (90 mesh) i motsetning til 10 mikrometer (220 mesh)] framstilt i det vesentligste ifølge eksempel 3b, men ved en temperatur på 1000°C i en tid på 24 timer.
Ifølge framgangsmåten for den foreliggende oppfinnelsen, ble en aluminium-magnesiumlegering i smeltet tilstand brakt i kontakt med eller tilført en overflate av en permeabel masse av keramisk materiale, f.eks. keramiske partikler, whiskers eller fibre, i nærvær av en nitrogen-holdig gass, og den smeltete aluminiumlegeringen infiltrerer spontant og progressivt den permeable keramiske masse. Graden av spontan infiltrering og dannelsen av metallmatrisen vil variere med prosessbetingelsene, slik som forklart i nærmere detalj nedenfor. Spontan infiltrering av legeringen inn i massen av keramisk materiale resulterer i et komposittprodukt hvori alurniniumlegeringmatrisen omslutter det keramiske materiale.
Ifølge NO patentsøknad 851011 er det tidligere funnet at aluminiumnitrid dannes på, og vokser fra, den frie overflata av et legeme av smeltet aluminiumlegering når den sistnevnte eksponeres for en nitriderende atmosfære, f.eks. prosessgass (en 96/4 nitrogen/hydrogen volumdeler blanding). Videre, ifølge NO patentsøknad 860362 er det funnet at en matrisestruktur av sammenhengende aluminiumnitirdkrystaller dannes i en porøs masse av fyllpartikler gjennomstrømmet med prosessgass når massen ble bibeholdt i kontakt med en smeltet aluminiumlegering. Derfor var det overraskende å finne at i en nitriderende atmosfære, infiltrerte spontant en smeltet aluminium-magnesiumlegering en permeabel masse av keramisk materiale for å danne en metallmatrisekompositt.
Under betingelsene benyttet i framgangsmåten ifølge den foreliggende oppfinnelsen er den keramiske masse eller legeme tilstrekkelig permeabelt for å la det gassformige nitrogen gjennomtrenge legemet for å komme i kontakt med det smeltede metall og tjene til infiltrering av det smeltede metall, hvormed det nitrogengjennomtmkne keramiske materiale blir spontant infiltrert med smeltet aluminiumlegering for å danne en aluminiummatirsekompositt. Utstrekningen av spontan infiltrering og dannelse av metallmatrisen vil variere med et gitt sett av prosessbetingelser, dvs.
i magnesiuminnhold i aluminiumlegeringen, tilstedeværelse av tilleggslegeirngselement, størrelse, overflatebetingelse og type fyllmateriale, nitrogenkonsentrasjonen i gassen, tid og temperatur. For at infiltreringen av smeltet aluminium skal finne sted spontant, er aluminiumen legert med minst 1 % og fortrinnsvis omlag 3 % magnesium, basert på legeringsvekt. Ett eller flere hjelpelegeringselementer, f.eks. silisium, sink eller jern, kan innbefattes i legeringen, som kan påvirke minimumsmengden av magnesium som kan tilsettes legeringen. Det er kjent at visse stoffer kan være flyktige fra en aluminiumsmelte, noe som er tid- og temperaturavhengig, og derfor i løpet av framgangsmåten for den foreliggende
oppfinnelsen kan magnesium såvel som sink bli flyktige. Det er derfor ønskelig å -bruke en legering som i utgangspunktet inneholder minst 1 vektprosent magnesium. Framgangsmåten utføres ved tilstedværelse av en nitrogenatmosfære inneholdende minst 10 volumprosent nitrogen og resten en ikke-oksiderende gass under betingelsene for framgangsmåten. Etter den faktisk fullstendige infiltrering av den keramiske masse, lar man metallet størkne ved avkjøling i nitrogenatmosfære, for dermed å danne en fast metallmatrise som i det vesentligste omslutter det keramiske fyllmateriale. Fordi aluminium-magnesiumlegeringen fukter keramet, kan det forventes en god binding mellom metallet og keramet, som i sin tur fører til forbedrete egenskaper for kompositten.
Det minste magnesiuminnhold i aluminiumlegeringen som kan brukes for framstilling av en keramfylt metallmatrisekompositt, avhenger av en eller flere variable som f.eks. prosesstemperaturen, tid, nærvær av hjelpelegeringselementer, slike som silisium eller sink, beskaffenheten av det keramiske fyllmaterialet, og nitrogeninnholdet i gasstrømmen. Lavere temperaturer eller kortere oppvarmingstider kan brukes ettersom magnesiuminnholdet i legeringen økes. Videre, for et gitt magnesiuminnhold, kan tilsats av visse hjelpelegeringselementer som f.eks. sink tillate bruk av lavere temperaturer. F.eks., et magnesiuminnhold i den nedre ende av driftsområdet, dvs. fra 1-3 vektprosent, kan brukes i forbindelse med minst en av følgende betingelser: en prosesstemperatur over det minimale, en høy nitrogenkonsentrasjon eller en eller flere legeringsbestanddeler. Legeringer som inneholder fra 3 - 5 vektprosent magnesium, foretrekkes på basis av deres generelle anvendbarhet over et vidt område av prosessbetingelser, med minst 5 % som foretrukket når lavere temperaturer og kortere tider benyttes. Magnesiuminnhold i overkant av omtrent 10 vektprosent av alurniniumlegeringen kan brukes for å moderere temperaturbetingelsene som er nødvendig for infiltrering. Magnesiuminnholdet kan reduseres når det brukes i forbindelse med et hjelpelegeirngsstoff, men disse stoffene har bare en hjelpefunksjon og brukes sammen med de ovenfor spesifiserte mengder av magnesium. F.eks. var det i det vesentligste ingen infiltrering av nominelt ren aluminium legert med bare 10 % silisium ved 1000°C inn i et lag av 39 Crystolon (99% rent silisiumkarbid fra Norton Co.) med kornstørrelse ca. 30 mikrometer (500 mesh).
Bruk av ett eller flere hjelpelegeringselementer og konsentrasjonen av nitrogenen i den omgivende gass påvirker også utstrekningen av nitridering av legeringsmatrisen ved en gitt temperatur. F.eks., økning av konsentrasjonen av et hjelpelegeirngselement, slik som sink eller jern i legeringen, kan brukes for å redusere infiltreringstemperaturen og dermed redusere nitriddannelsen, mens økning av nitrogenkonsentrasjonen i gassen kan brukes for å fremme nitriddannelse.
Konsentrasjonen av magnesium i legeringen har også en tendens til å påvirke utstrekningen av infiltreringen ved en gitt temperatur. Som en følge av dette er det å foretrekke at legeringen inneholder minst 3 vektprosent magnesium. Legeringsinnhold med mindre enn denne mengden, slik som 1 vektprosent magnesium, har en tendens til å kreve høyere prosesstemperaturer eller et hjelpelegeirngselement for infiltrering. Temperaturen som kreves for å effektuere den spontane infiltreringsprosessen under den foreliggende oppfinnelsen kan være lavere når magnesiuminnholdet i legeringen økes, f.eks. til minst 5 vektprosent, eller når et annet element, slik som sink eller jern, er til stede i aluminiumlegeringen. Temperaturen kan også variere med forskjellige keramiske materialer. Generelt vil spontan og progressiv infiltrering finne sted ved en prosesstemperatur på minst 700°C, og fortrinnsvis minst 800°C. Temperaturer over 1200°C ser ikke ut til å være til fordel for framgangsmåten, og et særlig egnet temperaturområde ser ut til å være fra 800-1200°C.
I den foreliggende framgangsmåte tilføres smeltet aluminiumlegering til en masse av permeabelt keramisk materiale ved tilstedeværelse av en nitrogen-holdig gass bibeholt i den nødvendige tid for å oppnå infiltrering. Dette oppnås ved å bibeholde kontinuerlig strøm av gass i kontakt med sammenstillingen av keramisk materile og smeltet aluminiumlegering. Selv om strømningshastigheten for den nitrogenholdige gassen ikke er kritisk, er det å foretrekke at strømningshastigheten er tilstrekkelig til å kompensere for nitrogen tapt fra atmosfæren på grunn av nitriddannelse i legeringsmatrisen, og også for å forhindre eller innhibere inntregning av luft som kan ha en oksiderende effekt på det smeltede metall.
Som nevnt ovenfor, inneholder den nitrogenholdige gassen minst 10 volumprosent nitrogen. Det er påvist av nitrogenkonsentrasjonen kan påvirke infiltrasjonshastigheten. Desuten ser det ut til at tiden som trengs for å oppnå infiltrering øker når nitrogenkonsentrasjonen avtar. Som vist i tabell 1 (nedenfor) for eksemplene 5-7, økte den nødvendige tid for å infiltrere aluminiumoksid med smeltet aluminiumlegering inneholdende 5% magnesium og 5% silisium ved 1000°C ettersom konsentrasjonen av nitrogen avtok. Infiltrering ble oppnådd på fem timer ved bruk av en gass inneholdende 50 volumprosent nitrogen. Denne tiden økte til 24 timer med en gass inneholdende 30 volumprosent nitrogen, og til 72 timer med en gass inneholdende 10 volumprosent nitrogen. Fortrinnsvis inneholder gassen på det nærmeste 100% nitrogen. Nitrogenkonsentrasjoner i den nedre enden av det effektive område, d.v.s mindre enn 30 volumprosent, foretrekkes vanligvis ikke på grunn av de lengre oppvarmingsperiodene som trengs for å oppnå infiltrering.
Framgangsmåten ifølge oppfinnelsen er anvendbar for en lang rekke keramiske materialer, og valget av fyllmateriale vil avhenge av slike faktorer som aluminiumlegeringen, prosessbetingelsene, reaktiviteten til det smeltede aluminium med fyllmaterialet, og egenskapene som søkes for det endelige komposittproduktet. Disse materialene inkluderer (a) oksider, som f.eks. aluminiumoksid, magnesiumoksid, titanoksid, zirkoniumoksid og hafniumoksid: (b) karbider, f.eks. silisiumkarbid og titankarbid: (c) borider, f.eks. titandiborid, aluminiumdodeka-borid, og (d) nitrider, f.eks. aluminiumnitrid, silisiumnitrid, og zirkoniumnitrid. Hvis der er en tendens til at fyllmaterialet reagerer med den smeltede aluminiumlegeringen, kan dette motvirkes ved å minimalisere infiltreirngstiden og - temperaturen eller å gi fyllmaterialet et ureaktivt belegg. Fyllmaterialet kan bestå av et grunnmateriale, slik som karbon eller annet ikke-keramisk materiale, med et keramisk belegg for å beskytte grunnmaterialet fra angrep eller degradering. Egnede keramiske belegg inkluderer oksider, karbider, borider og nitrider. Keramer som foretrekkes for bruk i den foreliggende framgangsmåte inkluderer aluminiumoksid og silisiumkarbid i form av partikler, flak, whiskers og fibre. Fibrene kan være diskontinuerlige (i oppkuttet form) eller i form av kontinuerlige tråder, slik som fleretråds striegarn. Videre, kan den keramiske masse eller emne være homogent eller heterogent.
Silisiumkarbid reagerer med smeltet aluminium til å danne aluminiumkarbid, og hvis silisiumkarbid brukes som fyllmateriale, er det ønskelig å forhindre eller minimalisere denne reaksjonen. Aluminumkarbid er mottakelig for angrep fra fuktighet, som eventuelt svekker kompositten. Følgelig, for å minimalisere eller forhindre denne reaksjonen, forvarmes silisiumkarbid i luft for å danne et reaktivt silisiumbelegg på det, eller aluminiumlegeringen legeres i tillegg med silisium, eller begge deler. I begge tilfeller er effekten å øke silisiuminnholdet i legeringen for å eliminere dannelen av aluminiumkarbid. Lignende framgangsmåter kan brukes for å hindre uønskede reaksjoner med andre fyllmaterialer.
Størrelsen og formen til det keramiske materialet kan være hvilken som helst størrelse og form som er nødvendig for å oppnå de ønskede egenskaper i kompositten. Følgelig kan materialet være i form av partikler, whiskers, flak eller fibre fordi infilteringen ikke hindres av formen av fyllmaterialet. Andre former slik som sfærer, rør, pellets, duk av ildfaste fibre, og lignende kan brukes. I tillegg vil størrelsen av materialet ikke begrense infiltreringen, selv om høyere temperatur eller lengre tid kreves for fullstendig infiltrering av en masse med mindre partikler enn for større partikler. Videre, massen av keramisk materialet som skal infiltreres er permeabel, d.v.s. permeabel for smeltede aluminiumlegeringer og for nitrogen-holdige gasser. Det keramiske materialet kan enten ha lav densitet eller komprimeres til en moderat densitet.
Framgangsmåten ifølge oppfinnelsen er ikke avhengig av bruk av trykk for å tvinge smeltet metall inn i en masse med keramisk materiale, muliggjør framstilling av i det vesentligste ensartede aluminiumlegeringmatrisekompositter med en høy volumfraksjon av keramisk materiale og lav porøsitet. Høyere volumfraksjon av keramisk materiale kan oppnås ved bruk av utgangsmasse av keramisk materiale med lav porøsitet. Høyere volumfraksjoner kan også oppnås dersom den keramiske massen komprimeres under trykk forutsatt at massen ikke konverteres til enten et kompakt materiale med porøsitet i form av lukkede porer eller til en fullstendig tett struktur som ville forhindre infiltrering av den smeltede legeringen. Det er observert at for infiltrering av aluminium og matrisedannelse i et gitt aluminiumlegering-/keramsystem, er fukting av keramet med aluminiumlegeringen den dominerende infiltrasjonsmekanismen. Ved lave prosesstemperaturer forekommer neglisjerbare eller minimale mengder av metall som nitrideres, og som resulterer i en minimal diskontinuerlig fase av aluminiumnitrid dispergert i metallmatrisen. Ettersom en nærmer seg den øvre enden av temperaturområdet, er det mer sannsynlig at nitridering av metallet inntreffer. Dermed kan mengden av nitridfase i metallmatrisen kontrolleres ved å variere prosesstemperaturen. Prosesstemperaturen ved hvilken nitriddannelse blir mer framtredende varierer også med slike faktorer som aluminiumlegeringen som brukes og dens kvalitet i forhold til volumet av fyllmaterialet, det keramiske materialet som skal infiltreres, og nitrogenkonsentrasjonen i gassen som brukes. For.eks, graden av aluminiumnitriddannelse ved en gitt prosesstemperatur antas å øke ettersom evnen til legeringen til å fukte det keramiske fyllmaterialet avtar og ettersom nitrogengasskonsentrasjonen øker.
Det er derfor mulig å lage en ønsket sammensetning av metallmatrisen under dannelsen av kompositten for å gi visse karakteristika til det resulterende produkt. For et gitt system kan prosesstemperaturen velges slik at den kontrollerer nitriddannelsen. Et komposittprodukt inneholdende en aluminiumnitridfase vil fremvise visse egenskaper som kan være fordelaktige for, eller forbedre ytelsene til, produktet. Videre kan temperaturområdet for spontan infiltrering med aluminiumlegering variere med det keramiske materialet som brukes. I tilfelle med aluminiiumoksid som fyllmaterialet bør ikke temperaturen for infiltrering overstige 1000°C for å sikre at duktiliteten til matrisen ikke reduseres ved signifikant dannelse av et hvilket som helst nitrid. Imidlertid kan temperaturer over 1000°C brukes dersom det er ønskelig å fremstille en kompositt med en mindre duktil og stivere matrise. For å infiltere andre keramer slik som silisiumkarbid kan høyere temperaturer på 1200°C brukes fordi aluminiumlegeringen nitrideres i mindre utstrekning, i forhold til bruk av aluminiumoksid som fyllmateriale, når silisiumkarbid brukes som fyllmateriale.
I følge en annen versjon av oppfinnelsen, forsynes kompositten med et aluminiumnitrid-belegg eller -overflate. Vanligvis er mengden av legering tilstrekkelig til å infiltrere på det nærmeste hele laget av keramisk materiale, d.v.s. til de definerte grenseflater. Imidlertid, dersom tilførselen av smeltet legering blir uttømt før hele laget eller emnet er blitt infiltrert, og temperaturen ikke har blitt redusert for å la legeringen størkne, kan det danne seg et aluminiumnitridlag eller - sone på eller langs de ytre overflatene av kompositten på grunn av nitridering av overflateområdene for infiltrasjonsfronten for aluminiumlegeringen. Den delen av laget som ikke er omsluttet av matrisen kan lett fjernes ved for.eks. sandblåsing. En nitridhinne kan også dannes på overflaten av laget eller emnet infiltrert til dets grenseflater ved forlenging av tiden ved prosessbetingelsene. For eksempel, et åpent kar som ikke fuktes av den smeltede aluminiumlegering fylles med det permeable keramiske fyllmaterialet, og den øvre overflaten av det keramiske laget eksponeres for nitrogengass. Etter metallinfiltrering av laget til veggene i karet og den øvre overflaten, og dersom temperatur og strøm av nitrogengass fortsetter, vil det smeltede aluminium på den eksponerte overflate nitrideres. Graden av nitridering kan kontrolleres, og kan dannes enten som en kontinuerlig fase eller en diskontinuerlig fase i overflatelaget. Det er derfor mulig å tilpasse kompositten etter ønske for spesifikke anvendelser ved å kontrollere graden av nitriddannelse på overflaten av kompositten. For eksempel, alumiuminmatirsekompositter med et overflatelag av aluminiumnitrid kan fremstilles, som fremviser forbedret slitasjemotstand i forhold til metallmatrisen.
Som vist i de følgende eksempler, infiltrerer smeltede aluminium-magnesiumlegeringer spontant den permeable masse med keramisk materiale på grunn av deres evne til å fukte et keramisk materiale gjennomstrømmet med nitrogengass. Hjelpelegeringselementer, slik som silisium og sink, kan inkluderes i alurniniumlegeringene for å gjøre det mulig å bruke lavere temperaturer og lavere magnesiumkonsentrasjoner. Aluminium- magnesiumlegeringer som innehoder 10-20% eller mer med silisium foretrekkes for infiltrering i ikke forvarmet silisiumkarbid, fordi silisium har en tendens til å minimere reaksjonen av den smeltede legering med silisiumkarbid for å danne aluminiumkarbid. I tillegg kan alurniniumlegeringene benyttet i oppfinnelsen inneholde forskjellige andre legeringselementer for å gi legeringsmatrisen spesielt ønskede mekaniske og fysiske egenskaper. For eksempel kan kobberadditiver tilsettes til legeringen for å gi en matrise som kan varmebehandles for å øke hårdhet og styrke.
Eksempel 1-10.
Disse eksemplene illustrerer framstilling av aluminiumlegeringmatrisekompositter ved bruk av forskjellige kombinasjoner av aluminium-magnesiumlegeringer, aluminiumoksid, nitrogen-holdige gasser, og temperatur-tid betingelser. De bestemte kombinasjoner er vist i tabell 1 nedenfor.
I eksemplene 1-9, ble smeltete Al-Mg-legeringer inneholdende minst 1 vektprosent magnesium, og ett eller flere hjelpelegeringselementer, tilført til overflaten av en permeabel masse av løse aluminiumoksidpartikler, ved å bringe et fast legeme av legeringen i kontakt med aluminiumoksidmassen. Et ildfast skip inneholdt alumoniumoksidpartiklene med lav densitet. Størrelsen av legeringslegemet var 2.5 x 5 x 1.3 cm. Legering-keramsammenstillingen ble deretter oppvarmet i en smelteovn ved tilstedeværelse av nitrogen-holdig gass med en strømningshastighet på 200-300 cm<3>/min. Ved betingelsene i Tabell 1 infiltrerte den smeltede legering spontant laget av aluminiumoksidmateriale, med unntak av eks.2 hvor delvis infiltrering forekom. Det ble funnet at legeringslegemer med vekt 43-45 gram var vanligvis tilstrekkelig til fullstendig infiltrering av keramiske masser på 30-40 gram.
Under infiltreringen av aluminiumoksid-fyllmaterialet, kan aluminiumnitrid dannes i matriselegeringen, som forklart ovenfor. Utstrekningen av dannelsen av aluminiumnitrid kan bestemmes ved prosent vektøking av legeringen, d.v.s. økningen i vekt av legeringen i forhold til den mengde legering brukt for å effektuere infiltreringen. Vekttap kan også finne sted på grunn av flyktiggjøringen av magnesium eller sink, som i store trekk er funskjon av tid og temperatur. Slike flyktighetsgjøringseffekter ble ikke målt direkte og nitridasjonsmålingene tok ikke hensyn til denne faktoren. Den teoretiske prosentvise vektøkning kan være så høy som 52, basert på fullstendig omsetning av aluminium til aluminiumnitrid. Ved bruk av denne standard ble det funnet at nitriddannelse i aluminiumlegeringsmatrisen økte med økende temperatur. For eksempel var vektøkningsprosenten for 5 Mg-10Si-legeringen i eks.8 (i tabell 1 nedenfor) 10.7 % ved 1000°C, men når i det vesentligste det samme ekspriment (ikke vist i Tabell 1) bortsett fra ved 900°C var vektøkningen 3.4%. Lignende resultat er også rapportert for eksempel 14. Det er derfor mulig å forhåndsvelge eller bestemme etter ønske sammensetningen av matrisen, og følgelig egenskapene til kompositten, ved å operere innen visse temperatur-intervaller.
I tillegg til infiltrering av permeable legemer av keramisk partikkelmateriale for å framstille kompositter, er det mulig å framstille kompositter ved infiltrering av duker av fibermateriale. Som vist i eksempel 10, ble en sylinder av Al-3 % Mg-legering som målte 2.2 cm i lengde og 2.5 cm i diameter med vekt 29 gram pakket inn i duk laget av du Pont FP aluminiumoksidfiber med vekt 3.27 gram. Legering-dukpakken ble deretter oppvarmet i nærvær av prosessgass. Under disse betingelsene infiltrerte legeringen spontant aluminiumoksidduken for å gi et komposittprodukt.
Uten ønske om å være bundet av noen spesiell teori eller forklaring synes det som om nitrogenatmosfæren bevirker spontan infiltrering av legeringen inn i massen av keramisk materiale. For å bestemme viktigheten av nitrogen, ble et kontrollforsøk utført hvor en nitrogenfri gass ble brukt. Som vist i Tabell 1, ble kontrollforsøk nummer 1 utført på samme måte som eksempel 8 unntatt bruk av en nitrogenfri gass. Under disse betingelsene ble det funnet at den smeltede aluminiumlegeringen ikke infiltrerte aluminiumoksidlaget.
Analyse av bilder fra scanning-elektronmikroskop av aluminiumlegeringmatrisekompositter ble utført for å bestemme volumfraksjonen av keramisk fyllmateriale, legeringmatrise og porøsitet i kompositten. Resultatene indikerte at volumfraksjonen av keramisk fyllmateriale i forhold til legeringmatrise typisk er større enn 1:1. For eksempel i tilfellet eksempel 3 ble det funnet at kompositten inneholdt 60% aluminiumoksid, 39.7% metallegeirngmatrise og 0.3% porøsitet regnet i volum.
Mikrofotografiet i fig. 1 er av en kompositt laget i det vesentligste i følge eksempel 3. Aluminiumoksidpartikler 10 sees innstøpt i en matrise 12 av aluminiumlegeringen. Som en kan se ved granskning av fasegrensene, er det nær kontakt mellom aluminiumoksidpartiklene og legeringen i matrisen. Minimal nitridering av matriselegeringen oppstod i løpet av infiltreringen ved 850°C som vil være innlysende ved sammenligning med fig.2 og 3. Mengden av nitrid i metallmatrisen ble bekreftet ved røntgendiffraksjonsanalyse som fremviste hovedtopper for aluminium og aluminiumoksid og bare mindre topper for aluminiumnitrid.
Omfanget av nitridering for et gitt system av aluminiumlegering-keram-nitriderende gass vil øke med økende temperatur for en gitt tid. Følgelig, ved å bruke parametrene som framstilte kompositten i fig. 1 unntatt for temperaturen på 900°C og for tiden på 24 timer, ble det funnet at omfanget av nitridering økte vesentlig, som kan sees ved sammenligning med fig.2. Dette forsøket vil bli referert til som eksempel 3a nedenfor. Det store omfang av nitriddannelse, som vist ved de mørkegrå områdene 14, kommer lett fram ved sammenligning av fig.l med fig.2.
Det er funnet at egenskapene hos kompositten kan lages etter ønske ved valg av type og størrelse på fyllmateriale og ved valg av prosessbetingelser. For å demonstrere denne mulighet, ble det laget en kompositt med legeringen og prosessbetingelsene brukt i eksempel 3, unntatt ved 1000°C i 24 timer og ved å bruke alurniniumoksid-fyllmateriale med kornstørrelse ca. 0.17 mm (90 mesh) istedet for fyllmateriale med kornstørrelse ca. 70 mikrometer (220 mesh). Tettheten og elastisitetsmodulen til denne kompositten er gjengitt som eksempel 3b, og den i eksempel 3a er vist nedenfor:
Resultatene vist ovenfor illustrerer at valg av fyllmateriale og prosessbetingelser kan brukes til å modifisere egenskapene av kompositten. I kontrast til resultatene vist er Young's Modul for aluminium 70 GPa. Videre viser en sammenligning av fig.2 og 3 at en mye høyere konsentrasjon av A1N er dannet i eksempel 3b enn i 3a. Selv om størrelsen av fyllmaterialpartiklene er forskjellige i de to eksemplene, er det antatt at den høyere AlN-konsentrasjonen er et resultat av den høyere prosesstemperatur og antas å være hovedårsaken til den høyere Young's Modul for kompositten i eksempel 3b (Young's Modul for A1N er 345 GPa)
Eksempel 11-21.
Andre keramiske materialer enn aluminiumoksid kan brukes i oppfinnelsen. Som vist i eksemplene 11-21 i tabell 2, kan det fremstilles aluminiumlegeirngsmatrise-kompositter armert ved silisiumkarbid. Forskjellige kombinasjoner av magnesiuminneholdende aluminiumlegeringer, silisiumkarbid-armeringsmateriale, nitrogenholdige gasser og tempertatur/tid-betingelser kan brukes for å framskaffe disse komposittene. Framgangsmåten beskrevet i eksemplene 1-9 ble fulgt med unntak av at aluminiumoksid ble erstattet med silisiumkarbid. Gass-strømningshastigheten var 200-350 cnrVmin. Under betingelsene satt fram i eksemplene 11-21 i tabell 2 ble det funnet at legeringen spontant infiltrerte massen med silisiumkarbid.
Volumforholdene for silisiumkarbid i forhold til aluminiumlegering i komposittene framstilt i disse eksemplene var typisk større enn 1:1. For eksempel, analyse av bilder (som beskrevet ovenfor) av produktet fra eksempel 13 indikerte at produktet inneholdt 57.4 % silisiumkarbid, 40.5% metall (aluminiumlegering og silisium) og 2.1% porøsitet, angitt som volumprosent.
Magnesiuminnholdet i legeringen brukt for å frembringe spontan infiltrering er viktig. I denne forbindelse ble forsøk under betingelsen i kontrollforsøk 2 og 3 i tabell 2 utført for å bestemme effekten av fravær av magnesium og evnen til alurniniumlegeringene til spontant å infiltrere silisiumkarbid. Under betingelsene for disse kontrollforsøkene ble det funnet at spontan infiltrering ikke fant sted når magnesium ikke var inkludert i legeringen.
Tilstedeværelsen av nitrogengass er også viktig. Følgelig ble kontrollforsøk nr.4 utført og betingelsene i eksempel 17 ble benyttet med unntak av bruk av nitrogenfri gass, for eksempel argon. Ved disse betingelsene ble det funnet at den smeltede legering ikke infiltrerte massen med silisiumkarbid.
Som forklart ovenfor, kan temperaturen påvirke utstrekningen av nitridering, slik som illustrert ved gjentagelse av eksempel 14 ved 5 forskjellige temperaturer. Tabell 2 nedenfor viser eksempel 14 utført ved 800°C, og vektøkingen var 1.8%, men når forsøket ble gjentatt ved temperaturer på 900, 1000 og 1100°C, ble de respektive vektøkninger 2.5%, 2.8% og 3.5%, og der var en markert økning til 14.9% for et forsøk utført ved 1200°C. Det må bemerkes at vektøkningen i disse forsøkene var lavere enn i eksemplene hvor det ble brukt et aluminiumoksidfyllmateriale.
Forskjellige andre materialer enn aluminiumoksid og silisiumkarbid kan brukes som keramisk fyllmateriale i komposittene framstilt ifølge oppfinnelsen. Disse materialene som innbefatter zirkoniumoksid, aluminiumnitrid og titandiborid er vist i henholdsvis eksempel 22-24.
Eksempel 22.
En aluminiumlegering inneholdene 5% magnesium og 10% silisium ble smeltet i kontakt med overflaten på et lag med zirkoniumoksidpartikler (ca. 70 mikrometer/220 mesh, "SCMg3<H> fra Magnesium Elektron, Inc.) i en atmosfære av prosessgass ved 900°C. Ved disse betingelsene infiltrerte den smeltede legeringen spontant zirkoniumoksidlaget for å gi en metallmatrisekompositt.
Eksempel 23.
Framgangsmåten beskrevet i eksemplene 1-9 ble fulgt for to forsøk med unntak av at aluminiumoksidet ble byttet ut med aluminiumnitridpulver med mindre enn 0.25 mm partikkelstørrelse (fra Elektroscmelzwerk Kempton Gmbh). Sammenstillingen av legering og pulverlag ble varmet i nitrogenatmosfære ved 1200°C i 12 timer. Legeringen infiltrerte spontant aluminiumnitridlaget for å gi en metallmatrisekompositt. Som fastlagt ved vektøkningsmålinger (prosent), ble det oppnådd minimal nitriddannelse sammen med utmerket infiltrasjon og metallmatirsedannelse med 3Mg-og 3Mg-10Si-legeringer. Vektøkning per enhet på hhv. bare 9.5% og 6.9% ble observert.
Eksempel 24.
Framgangsmåten beskrevet i eksempel 23 ble gjentatt untatt at aluminiumnitrid-pulveret ble byttet ut med titandiboirdpulver med en gjennomsnittlig partikkel-størrelse på 0.13 til 0.15 mm (kvalitet HTC fra Union Carbide Co). Aluminiumlegeringer med den samme sammensetning som i eksempel 23 infiltrerte spontant pulveret og dannet en homogen metallmatrise som bandt pulveret sammen, med minimal dannelse av nitrid i legeringen. Vektøkninger per enhet på 11.3% og 4.9% ble oppnådd for henholdsvis Al-3Mg- og Al-3Mg-10Si-legeringer.
Til sammenligning med konvensjonell metallmatrise-kompositteknologi, overflødiggjør oppfinnelsen behovet for høyt trykk eller vakuum, muliggjør framstilling av aluminiummatirsekompositter med et vidt spekter av keramiske fyllmaterialer og med lav porøsitet, og framskaffer videre kompositter med egenskaper etter ønske.
Claims (13)
1. Framgangsmåte for framstilling av en metallmatrisekompositt ved (a) framskaffelse av en aluminiumlegering og en permeabel masse av keramisk fyllmateriale,
karakterisert ved at det som aluminiumlegering anvendes en Al-legering omfattende 1 til 10 vekt% Mg og 0-17 vekt% Si og/eller 0-6 vekt% Zn, (b) aluminiumlegeringen, i nærvær av en gass inneholdende 10 til 100 vol% nitrogen og 90-0 vol% ikke-oksiderende gass, i smeltet tilstand bringes i kontakt med den permeable massen og infiltreres av den smeltede aluminiumlegering, idet infiltreringen av den permeable massen opptrer spontant, (c) aluminiumlegeringen, etter at en ønsket mengde av massen er infiltrert, eventuelt opprettholdes i smeltet tilstand i nærvær av gassen for å danne aluminiumnitrid på en eller flere overflater av massen, og d) aluminiumlegeringen størknes for dannelse av en fast konstruksjon av aluminiumlegering-matrise som omslutter det keramiske fyllmaterialet og eventuelt inneholdende aluminiumnitrid på minst en overflate.
2. Framgangsmåte ifølge krav 1,
karakterisert ved at temperaturen der aluminiumlegeringen bringes i kontakt med massen innstilles i området fra 700°C til 1200°C.
3. Framgangsmåte ifølge krav 2,
karakterisert ved at det som gass anvendes hovedsakelig nitrogen eller minst 50 vol% nitrogen og resten argon eller hydrogen.
4. Framgangsmåte ifølge krav 3,
karakterisert ved at det som aluminiumlegering anvendes Al-legering inneholdende minst 3 vekt% magnesium.
5. Framgangsmåte ifølge krav 2,
karakterisert ved at det keramiske fyllmaterialet velges i form av oksider, karbider, borider og/eller nitrider.
6. Framgangsmåte ifølge krav 5,
karakterisert ved at det keramiske fyllmaterialet velges i form av aluminiumoksid, og temperaturen innstilles til maksimalt 1000°C, eller at det keramiske fyllmaterialet velges i form av silisiumkarbid, og temperaturen innstilles til maksimalt 1200°C.
7. Framgangsmåte ifølge krav 5,
karakterisert ved at det keramiske fyllmaterialet velges i form av zirkoniumoksid, titandiborid, eller aluminiumnitrid.
8. Framgangsmåte ifølge krav 2,
karakterisert ved at aluminiumnitrid dannes som en diskontinuerlig fase i metallmatrisen og hvor mengden av aluminiumnitrid tilstede i matrisen øker når temperaturen økes.
9. Framgangsmåte ifølge krav 2,
karakterisert ved at det som keramisk fyllmateriale anvendes et fyllmaterialesubstrat med et keramisk belegg, hvilket belegg velges i form av oksider, karbider, borider og nitrider.
10. Framgangsmåte ifølge krav 9,
karakterisert ved at fyllmaterialesubstratet velges i form av karbon eller karbonfibre.
11. Framgangsmåte ifølge krav 1,
karakterisert ved at aluminiumnitrid dannes som et lag på en eller flere av overflatene hvorved tykkelsen av dette øker når eksponeirngstiden for smeltet aluminium overfor nevnte gass økes.
12. Framgangsmåte ifølge krav 1 eller 11,
karakterisert ved at aluminiumnitrid dannes som et lag på en eller flere av overflatene hvorved tykkelsen av nevnte lag øker når temperaturen i den smeltede aluminiumlegeringen økes.
13. Framgangsmåte ifølge krav 1,
karakterisert ved at aluminiumlegeringen, bestående av Al og minst 1 vekt% Mg, i smeltet tilstand kontaktes med den permeable massen av keramisk fyllmateriale og infiltrer fyllmaterialet ved en temperatur fra 1100 til 1200°C for dannelse av en diskontinuerlig fase av aluminiumnitrid i den permeable massen, hvoretter den smeltede aluminiumlegeringen størknes til å danne en konstruksjon som innhyller det keramiske fyllmaterialet.
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US07/049,171 US4828008A (en) | 1987-05-13 | 1987-05-13 | Metal matrix composites |
Publications (4)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
NO882093D0 NO882093D0 (no) | 1988-05-13 |
NO882093L NO882093L (no) | 1988-11-14 |
NO174973B true NO174973B (no) | 1994-05-02 |
NO174973C NO174973C (no) | 1994-08-10 |
Family
ID=21958401
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
NO882093A NO174973C (no) | 1987-05-13 | 1988-05-13 | Framgangsmåte for framstilling av en metallmatrisekompositt |
Country Status (30)
Country | Link |
---|---|
US (3) | US4828008A (no) |
EP (1) | EP0291441B1 (no) |
JP (1) | JP2641901B2 (no) |
KR (1) | KR960008725B1 (no) |
CN (1) | CN1021349C (no) |
AT (1) | ATE108217T1 (no) |
AU (3) | AU613038B2 (no) |
BG (1) | BG60257B2 (no) |
BR (1) | BR8802298A (no) |
CA (1) | CA1321905C (no) |
CZ (1) | CZ284399B6 (no) |
DE (1) | DE3850523T2 (no) |
DK (1) | DK261288A (no) |
ES (1) | ES2058324T3 (no) |
FI (1) | FI91087C (no) |
HU (1) | HU205051B (no) |
IE (1) | IE64263B1 (no) |
IL (1) | IL86261A (no) |
IN (1) | IN169576B (no) |
MX (1) | MX166353B (no) |
NO (1) | NO174973C (no) |
NZ (1) | NZ224595A (no) |
PH (1) | PH24832A (no) |
PL (1) | PL158056B1 (no) |
PT (1) | PT87466B (no) |
RO (1) | RO101345B (no) |
SU (1) | SU1838441A1 (no) |
TR (1) | TR24205A (no) |
TW (1) | TW209880B (no) |
YU (1) | YU46981B (no) |
Families Citing this family (154)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4828008A (en) * | 1987-05-13 | 1989-05-09 | Lanxide Technology Company, Lp | Metal matrix composites |
US4935055A (en) * | 1988-01-07 | 1990-06-19 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of making metal matrix composite with the use of a barrier |
US5277989A (en) * | 1988-01-07 | 1994-01-11 | Lanxide Technology Company, Lp | Metal matrix composite which utilizes a barrier |
US5141819A (en) * | 1988-01-07 | 1992-08-25 | Lanxide Technology Company, Lp | Metal matrix composite with a barrier |
DE68911559T2 (de) * | 1988-03-15 | 1994-05-11 | Lanxide Technology Co Ltd | Verbundkörper mit Metallmatrix und Verfahren zu ihrer Herstellung. |
JPH01287242A (ja) * | 1988-05-11 | 1989-11-17 | Hitachi Ltd | 表面改質部品およびその製法 |
CA1338006C (en) * | 1988-06-17 | 1996-01-30 | James A. Cornie | Composites and method therefor |
US4932099A (en) * | 1988-10-17 | 1990-06-12 | Chrysler Corporation | Method of producing reinforced composite materials |
CA2000770C (en) * | 1988-10-17 | 2000-06-27 | John M. Corwin | Method of producing reinforced composite materials |
US5199481A (en) * | 1988-10-17 | 1993-04-06 | Chrysler Corp | Method of producing reinforced composite materials |
US5172746A (en) * | 1988-10-17 | 1992-12-22 | Corwin John M | Method of producing reinforced composite materials |
US5000247A (en) * | 1988-11-10 | 1991-03-19 | Lanxide Technology Company, Lp | Method for forming metal matrix composite bodies with a dispersion casting technique and products produced thereby |
US5249621A (en) * | 1988-11-10 | 1993-10-05 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of forming metal matrix composite bodies by a spontaneous infiltration process, and products produced therefrom |
IE74680B1 (en) * | 1988-11-10 | 1997-07-30 | Lanxide Technology Co Ltd | Methods of forming metal matrix composite bodies by a spontaneous infiltration process |
US5240062A (en) * | 1988-11-10 | 1993-08-31 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of providing a gating means, and products thereby |
US5267601A (en) * | 1988-11-10 | 1993-12-07 | Lanxide Technology Company, Lp | Method for forming a metal matrix composite body by an outside-in spontaneous infiltration process, and products produced thereby |
US5163499A (en) * | 1988-11-10 | 1992-11-17 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of forming electronic packages |
US5518061A (en) * | 1988-11-10 | 1996-05-21 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of modifying the properties of a metal matrix composite body |
US5004036A (en) * | 1988-11-10 | 1991-04-02 | Lanxide Technology Company, Lp | Method for making metal matrix composites by the use of a negative alloy mold and products produced thereby |
US5165463A (en) * | 1988-11-10 | 1992-11-24 | Lanxide Technology Company, Lp | Directional solidification of metal matrix composites |
US5303763A (en) * | 1988-11-10 | 1994-04-19 | Lanxide Technology Company, Lp | Directional solidification of metal matrix composites |
US5016703A (en) * | 1988-11-10 | 1991-05-21 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of forming a metal matrix composite body by a spontaneous infiltration technique |
US5007476A (en) * | 1988-11-10 | 1991-04-16 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of forming metal matrix composite bodies by utilizing a crushed polycrystalline oxidation reaction product as a filler, and products produced thereby |
US5119864A (en) * | 1988-11-10 | 1992-06-09 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of forming a metal matrix composite through the use of a gating means |
US5301738A (en) * | 1988-11-10 | 1994-04-12 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of modifying the properties of a metal matrix composite body |
US5287911A (en) * | 1988-11-10 | 1994-02-22 | Lanxide Technology Company, Lp | Method for forming metal matrix composites having variable filler loadings and products produced thereby |
US5005631A (en) * | 1988-11-10 | 1991-04-09 | Lanxide Technology Company, Lp | Method for forming a metal matrix composite body by an outside-in spontaneous infiltration process, and products produced thereby |
US5040588A (en) * | 1988-11-10 | 1991-08-20 | Lanxide Technology Company, Lp | Methods for forming macrocomposite bodies and macrocomposite bodies produced thereby |
US5172747A (en) * | 1988-11-10 | 1992-12-22 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of forming a metal matrix composite body by a spontaneous infiltration technique |
US5526867A (en) * | 1988-11-10 | 1996-06-18 | Lanxide Technology Company, Lp | Methods of forming electronic packages |
US5007475A (en) * | 1988-11-10 | 1991-04-16 | Lanxide Technology Company, Lp | Method for forming metal matrix composite bodies containing three-dimensionally interconnected co-matrices and products produced thereby |
US5249620A (en) * | 1988-11-11 | 1993-10-05 | Nuovo Samim S.P.A. | Process for producing composite materials with a metal matrix with a controlled content of reinforcer agent |
FR2639360B1 (fr) * | 1988-11-21 | 1991-03-15 | Peugeot | Procede de fabrication d'un materiau composite a matrice metallique, et materiau obtenu par ce procede |
WO1990008114A1 (en) * | 1989-01-20 | 1990-07-26 | Nkk Corporation | Metal-impregnated refractory and production thereof |
JPH02213431A (ja) * | 1989-02-13 | 1990-08-24 | Kobe Steel Ltd | SiCウィスカ強化Al合金複合材料 |
AU647024B2 (en) * | 1989-07-07 | 1994-03-17 | Lanxide Corporation | Methods for forming macrocomposite bodies and macrocomposite bodies produced thereby |
US5236032A (en) * | 1989-07-10 | 1993-08-17 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Method of manufacture of metal composite material including intermetallic compounds with no micropores |
US5224533A (en) * | 1989-07-18 | 1993-07-06 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of forming metal matrix composite bodies by a self-generated vaccum process, and products produced therefrom |
US5188164A (en) * | 1989-07-21 | 1993-02-23 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of forming macrocomposite bodies by self-generated vacuum techniques using a glassy seal |
US5247986A (en) * | 1989-07-21 | 1993-09-28 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of forming macrocomposite bodies by self-generated vacuum techniques, and products produced therefrom |
US5284695A (en) * | 1989-09-05 | 1994-02-08 | Board Of Regents, The University Of Texas System | Method of producing high-temperature parts by way of low-temperature sintering |
AU6390790A (en) * | 1989-10-30 | 1991-05-02 | Lanxide Corporation | Anti-ballistic materials and methods of making the same |
US5163498A (en) * | 1989-11-07 | 1992-11-17 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of forming metal matrix composite bodies having complex shapes by a self-generated vacuum process, and products produced therefrom |
NO169646C (no) * | 1990-02-15 | 1992-07-22 | Sinvent As | Fremgangsmaate for fremstilling av gjenstander av komposittmaterialer |
AU649687B2 (en) * | 1990-05-09 | 1994-06-02 | Lanxide Corporation | Thin metal matrix composites and production methods |
JPH05507317A (ja) * | 1990-05-09 | 1993-10-21 | ランキサイド テクノロジー カンパニー,リミティド パートナーシップ | マクロ複合体及び製法 |
US5350004A (en) * | 1990-05-09 | 1994-09-27 | Lanxide Technology Company, Lp | Rigidized filler materials for metal matrix composites and precursors to supportive structural refractory molds |
CA2081555A1 (en) * | 1990-05-09 | 1992-11-08 | Marc Stevens Newkirk | Porous metal matrix composites and production methods |
DE69125604T2 (de) * | 1990-05-09 | 1997-07-24 | Lanxide Technology Co Ltd | Verfahren mit sperrwerkstoffe zur herstellung eines verbundwerkstoffes mit metallmatrix |
US5487420A (en) * | 1990-05-09 | 1996-01-30 | Lanxide Technology Company, Lp | Method for forming metal matrix composite bodies by using a modified spontaneous infiltration process and products produced thereby |
US5505248A (en) * | 1990-05-09 | 1996-04-09 | Lanxide Technology Company, Lp | Barrier materials for making metal matrix composites |
US5329984A (en) * | 1990-05-09 | 1994-07-19 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of forming a filler material for use in various metal matrix composite body formation processes |
US5851686A (en) * | 1990-05-09 | 1998-12-22 | Lanxide Technology Company, L.P. | Gating mean for metal matrix composite manufacture |
US5361824A (en) * | 1990-05-10 | 1994-11-08 | Lanxide Technology Company, Lp | Method for making internal shapes in a metal matrix composite body |
US5028392A (en) * | 1990-06-14 | 1991-07-02 | Alcan International Ltd. | Melt process for the production of metal-matrix composite materials with enhanced particle/matrix wetting |
US5232040A (en) * | 1990-07-12 | 1993-08-03 | Lanxide Technology Company, Lp | Method for reducing metal content of self-supporting composite bodies and articles formed thereby |
US5394930A (en) * | 1990-09-17 | 1995-03-07 | Kennerknecht; Steven | Casting method for metal matrix composite castings |
US5154425A (en) * | 1990-10-19 | 1992-10-13 | Lanxide Technology Company, Lp | Composite golf club head |
WO1992010347A1 (en) * | 1990-12-05 | 1992-06-25 | Lanxide Technology Company, Lp | Tooling materials for molds |
US5406029A (en) * | 1991-02-08 | 1995-04-11 | Pcc Composites, Inc. | Electronic package having a pure metal skin |
US5259436A (en) * | 1991-04-08 | 1993-11-09 | Aluminum Company Of America | Fabrication of metal matrix composites by vacuum die casting |
US5616421A (en) * | 1991-04-08 | 1997-04-01 | Aluminum Company Of America | Metal matrix composites containing electrical insulators |
US5652723A (en) * | 1991-04-18 | 1997-07-29 | Mitsubishi Denki Kabushiki Kaisha | Semiconductor memory device |
US5240672A (en) * | 1991-04-29 | 1993-08-31 | Lanxide Technology Company, Lp | Method for making graded composite bodies produced thereby |
AU2240192A (en) * | 1991-06-19 | 1993-01-12 | Lanxide Technology Company, Lp | Novel aluminum nitride refractory materials and methods for making the same |
US5435966A (en) * | 1991-07-12 | 1995-07-25 | Lanxide Technology Company, Lp | Reduced metal content ceramic composite bodies |
US5620791A (en) * | 1992-04-03 | 1997-04-15 | Lanxide Technology Company, Lp | Brake rotors and methods for making the same |
US5525374A (en) * | 1992-09-17 | 1996-06-11 | Golden Technologies Company | Method for making ceramic-metal gradient composites |
US6338906B1 (en) | 1992-09-17 | 2002-01-15 | Coorstek, Inc. | Metal-infiltrated ceramic seal |
US5626914A (en) * | 1992-09-17 | 1997-05-06 | Coors Ceramics Company | Ceramic-metal composites |
US5676907A (en) * | 1992-09-17 | 1997-10-14 | Coors Ceramics Company | Method for making near net shape ceramic-metal composites |
US5735332A (en) * | 1992-09-17 | 1998-04-07 | Coors Ceramics Company | Method for making a ceramic metal composite |
US5503122A (en) * | 1992-09-17 | 1996-04-02 | Golden Technologies Company | Engine components including ceramic-metal composites |
US6143421A (en) * | 1992-09-17 | 2000-11-07 | Coorstek, Inc. | Electronic components incorporating ceramic-metal composites |
US5614043A (en) | 1992-09-17 | 1997-03-25 | Coors Ceramics Company | Method for fabricating electronic components incorporating ceramic-metal composites |
US5511603A (en) * | 1993-03-26 | 1996-04-30 | Chesapeake Composites Corporation | Machinable metal-matrix composite and liquid metal infiltration process for making same |
US5848349A (en) * | 1993-06-25 | 1998-12-08 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of modifying the properties of a metal matrix composite body |
US5350003A (en) * | 1993-07-09 | 1994-09-27 | Lanxide Technology Company, Lp | Removing metal from composite bodies and resulting products |
US5888269A (en) * | 1993-10-05 | 1999-03-30 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Nitriding agent |
US5526914A (en) * | 1994-04-12 | 1996-06-18 | Lanxide Technology Company, Lp | Brake rotors, clutch plates and like parts and methods for making the same |
JP2829241B2 (ja) * | 1994-07-26 | 1998-11-25 | 三菱電機株式会社 | プラント支援装置 |
AU686444B2 (en) * | 1994-08-01 | 1998-02-05 | Kroftt-Brakston International, Inc. | Method of making metals and other elements |
US5669434A (en) * | 1994-10-26 | 1997-09-23 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Method and apparatus for forming an aluminum alloy composite material |
US5902429A (en) * | 1995-07-25 | 1999-05-11 | Westaim Technologies, Inc. | Method of manufacturing intermetallic/ceramic/metal composites |
US5900277A (en) * | 1996-12-09 | 1999-05-04 | The Dow Chemical Company | Method of controlling infiltration of complex-shaped ceramic-metal composite articles and the products produced thereby |
DE19708509C1 (de) * | 1997-03-03 | 1998-09-10 | Fraunhofer Ges Forschung | Kompositkeramik mit einer Gradientenstruktur und Verfahren zu deren Herstellung |
JP3739913B2 (ja) * | 1997-11-06 | 2006-01-25 | ソニー株式会社 | 窒化アルミニウム−アルミニウム系複合材料及びその製造方法 |
WO1999032677A2 (en) * | 1997-12-19 | 1999-07-01 | Lanxide Technology Company, Lp | Aluminum nitride surfaced components |
WO1999032678A2 (en) * | 1997-12-19 | 1999-07-01 | Advanced Materials Lanxide, Llc | Metal matrix composite body having a surface of increased machinability and decreased abrasiveness |
JP4304749B2 (ja) * | 1998-02-24 | 2009-07-29 | 住友電気工業株式会社 | 半導体装置用部材の製造方法 |
US6270601B1 (en) | 1998-11-02 | 2001-08-07 | Coorstek, Inc. | Method for producing filled vias in electronic components |
US6723279B1 (en) | 1999-03-15 | 2004-04-20 | Materials And Electrochemical Research (Mer) Corporation | Golf club and other structures, and novel methods for making such structures |
US6451385B1 (en) * | 1999-05-04 | 2002-09-17 | Purdue Research Foundation | pressure infiltration for production of composites |
US6503572B1 (en) * | 1999-07-23 | 2003-01-07 | M Cubed Technologies, Inc. | Silicon carbide composites and methods for making same |
US6355340B1 (en) | 1999-08-20 | 2002-03-12 | M Cubed Technologies, Inc. | Low expansion metal matrix composites |
US6250127B1 (en) | 1999-10-11 | 2001-06-26 | Polese Company, Inc. | Heat-dissipating aluminum silicon carbide composite manufacturing method |
US6960022B2 (en) * | 1999-12-01 | 2005-11-01 | Kulicke & Soffa Investments, Inc. | Macrocomposite guideway and gib produced therefrom |
US6398837B1 (en) | 2000-06-05 | 2002-06-04 | Siemens Westinghouse Power Corporation | Metal-ceramic composite candle filters |
US6848163B2 (en) * | 2001-08-31 | 2005-02-01 | The Boeing Company | Nanophase composite duct assembly |
US20030079640A1 (en) * | 2001-10-26 | 2003-05-01 | Kulicke & Soffa Investments, Inc. | Macrocomposite guideway and rail produced therefrom |
US6635357B2 (en) * | 2002-02-28 | 2003-10-21 | Vladimir S. Moxson | Bulletproof lightweight metal matrix macrocomposites with controlled structure and manufacture the same |
WO2004028655A2 (en) * | 2002-09-07 | 2004-04-08 | International Titanium Powder, Llc. | Filter cake treatment method |
UA79310C2 (en) * | 2002-09-07 | 2007-06-11 | Int Titanium Powder Llc | Methods for production of alloys or ceramics with the use of armstrong method and device for their realization |
JP2005538252A (ja) * | 2002-09-07 | 2005-12-15 | インターナショナル・タイテイニアム・パウダー・リミテッド・ライアビリティ・カンパニー | TiスラリーからTiを分離する方法 |
US6823928B2 (en) * | 2002-09-27 | 2004-11-30 | University Of Queensland | Infiltrated aluminum preforms |
US6848494B2 (en) * | 2002-09-27 | 2005-02-01 | 3D Systems, Inc. | Wetting agent for infiltrated aluminum preforms |
US6997232B2 (en) * | 2002-09-27 | 2006-02-14 | University Of Queensland | Infiltrated aluminum preforms |
US7036550B2 (en) * | 2002-09-27 | 2006-05-02 | University Of Queensland | Infiltrated aluminum preforms |
AU2003263082A1 (en) * | 2002-10-07 | 2004-05-04 | International Titanium Powder, Llc. | System and method of producing metals and alloys |
AU2003270305A1 (en) * | 2002-10-07 | 2004-05-04 | International Titanium Powder, Llc. | System and method of producing metals and alloys |
CA2521499A1 (en) * | 2003-04-09 | 2004-10-28 | Dow Global Technologies Inc. | Composition for making metal matrix composites |
US7022629B2 (en) * | 2003-08-12 | 2006-04-04 | Raytheon Company | Print through elimination in fiber reinforced matrix composite mirrors and method of construction |
US20070180951A1 (en) * | 2003-09-03 | 2007-08-09 | Armstrong Donn R | Separation system, method and apparatus |
US7282274B2 (en) * | 2003-11-07 | 2007-10-16 | General Electric Company | Integral composite structural material |
US20070017319A1 (en) * | 2005-07-21 | 2007-01-25 | International Titanium Powder, Llc. | Titanium alloy |
EP1931809A2 (en) * | 2005-09-07 | 2008-06-18 | M Cubd Technologies, Inc. | Metal matrix composite bodies, and methods for making same |
CN101277775A (zh) | 2005-10-06 | 2008-10-01 | 国际钛金属粉末公司 | 硼化钛 |
US20080031766A1 (en) * | 2006-06-16 | 2008-02-07 | International Titanium Powder, Llc | Attrited titanium powder |
US7755185B2 (en) | 2006-09-29 | 2010-07-13 | Infineon Technologies Ag | Arrangement for cooling a power semiconductor module |
US7753989B2 (en) * | 2006-12-22 | 2010-07-13 | Cristal Us, Inc. | Direct passivation of metal powder |
US8403027B2 (en) * | 2007-04-11 | 2013-03-26 | Alcoa Inc. | Strip casting of immiscible metals |
US7846554B2 (en) * | 2007-04-11 | 2010-12-07 | Alcoa Inc. | Functionally graded metal matrix composite sheet |
US9127333B2 (en) * | 2007-04-25 | 2015-09-08 | Lance Jacobsen | Liquid injection of VCL4 into superheated TiCL4 for the production of Ti-V alloy powder |
CN100552072C (zh) * | 2007-11-08 | 2009-10-21 | 上海交通大学 | 原位自生氮化铝增强镁基复合材料及其制备方法 |
US8132493B1 (en) * | 2007-12-03 | 2012-03-13 | CPS Technologies | Hybrid tile metal matrix composite armor |
WO2009097489A1 (en) * | 2008-01-30 | 2009-08-06 | Innovent Technologies, Llc | Method and apparatus for manufacture of via disk |
US8828499B2 (en) * | 2008-08-17 | 2014-09-09 | Oerlikon Trading Ag, Truebbach | Use of a target for spark evaporation, and method for producing a target suitable for said use |
US8956472B2 (en) * | 2008-11-07 | 2015-02-17 | Alcoa Inc. | Corrosion resistant aluminum alloys having high amounts of magnesium and methods of making the same |
JP4826849B2 (ja) * | 2009-04-20 | 2011-11-30 | 株式会社デンソー | Al−AlN複合材料、Al−AlN複合材料の製造方法及び熱交換器 |
US8865607B2 (en) * | 2010-11-22 | 2014-10-21 | Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. | Infiltrated silicon carbide bodies and methods of making |
DE102011012142B3 (de) * | 2011-02-24 | 2012-01-26 | Daimler Ag | Aluminium-Matrixverbundwerkstoff, Halbzeug aus dem Aluminium-Matrixverbundwerkstoff und Verfahren zu dessen Herstellung |
CN103031479A (zh) * | 2011-09-29 | 2013-04-10 | 比亚迪股份有限公司 | 一种铝基金属陶瓷复合材料及其制备方法 |
CA2900728C (en) * | 2013-02-11 | 2021-07-27 | National Research Council Of Canada | Metal matrix composite and method of forming |
AU2014284083B2 (en) * | 2013-06-19 | 2018-05-17 | Rio Tinto Alcan International Limited | Aluminum alloy composition with improved elevated temperature mechanical properties |
ITTO20130531A1 (it) * | 2013-06-27 | 2013-09-26 | Torino Politecnico | Metodo per la fabbricazione di compositi a matrice di alluminio tramite infiltrazione senza pressione |
RU2547988C1 (ru) * | 2013-09-16 | 2015-04-10 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" | Литой композиционный материал на основе алюминиевого сплава и способ его получения |
CN103898343B (zh) * | 2013-12-26 | 2016-05-04 | 中北大学 | 一种富铝金属间化合物增强铝基复合材料制备方法 |
CN103695673B (zh) * | 2013-12-26 | 2015-09-09 | 中北大学 | 一种金属间化合物颗粒Al3-M增强铝基复合材料的制备方法 |
CN103922814B (zh) * | 2014-03-27 | 2016-02-24 | 中钢集团洛阳耐火材料研究院有限公司 | 一种复合结构的氧化锆耐火制品 |
KR101694260B1 (ko) | 2014-12-11 | 2017-01-09 | 이건배 | 알루미늄 기지 복합재료의 제조방법 및 이에 의하여 제조된 알루미늄 기지 복합재료 |
US10094006B2 (en) | 2014-12-15 | 2018-10-09 | Alcom | Method of fabricating an aluminum matrix composite and an aluminum matrix composite fabricated by the same |
US9993996B2 (en) * | 2015-06-17 | 2018-06-12 | Deborah Duen Ling Chung | Thixotropic liquid-metal-based fluid and its use in making metal-based structures with or without a mold |
CN106075485A (zh) * | 2016-06-15 | 2016-11-09 | 苏州洪河金属制品有限公司 | 一种新型高温高压灭菌锅内胆材料及其制备方法 |
CN109890932B (zh) * | 2016-10-12 | 2021-03-26 | 香港科技大学 | 轻质且高韧性的具有陶瓷基质的铝复合材料 |
CN106733421B (zh) * | 2016-12-19 | 2019-12-17 | 湖南顶立科技有限公司 | 一种浸渍装置及浸渍方法 |
CN106424667B (zh) * | 2016-12-19 | 2018-08-03 | 湖南顶立科技有限公司 | 一种浸渍设备及浸渍方法 |
US20200316685A1 (en) * | 2017-02-13 | 2020-10-08 | Oerlikon Surface Solutions Ag, Pfäffikon | Insitu metal matrix nanocomposite synthesis by additive manufacturing route |
CN108715981B (zh) * | 2018-05-29 | 2019-11-19 | 界首万昌新材料技术有限公司 | 一种吊椅椅背支撑用泡沫铝及其制备方法 |
CN110144479B (zh) * | 2019-05-15 | 2020-06-16 | 内蒙古工业大学 | 原位合成具有分级结构的铝基复合材料的方法 |
US11136268B2 (en) | 2020-02-14 | 2021-10-05 | Fireline, Inc. | Ceramic-metallic composites with improved properties and their methods of manufacture |
CN111876723B (zh) * | 2020-08-11 | 2023-08-29 | 盐城科奥机械有限公司 | 一种渗锌方法以及防腐蚀金属件 |
JP6984926B1 (ja) | 2021-04-19 | 2021-12-22 | アドバンスコンポジット株式会社 | 金属基複合材料の製造方法及びプリフォームの作製方法 |
WO2023278878A1 (en) * | 2021-07-01 | 2023-01-05 | Divergent Technologies, Inc. | Al-mg-si based near-eutectic alloy composition for high strength and stiffness applications |
CN114672699A (zh) * | 2022-03-22 | 2022-06-28 | 山东金马汽车装备科技有限公司 | 一种高强高塑性铝基复合材料及其制备工艺 |
Family Cites Families (53)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US2951771A (en) * | 1956-11-05 | 1960-09-06 | Owens Corning Fiberglass Corp | Method for continuously fabricating an impervious metal coated fibrous glass sheet |
US3031340A (en) * | 1957-08-12 | 1962-04-24 | Peter R Girardot | Composite ceramic-metal bodies and methods for the preparation thereof |
US3149409A (en) * | 1959-12-01 | 1964-09-22 | Daimler Benz Ag | Method of producing an engine piston with a heat insulating layer |
US3364976A (en) * | 1965-03-05 | 1968-01-23 | Dow Chemical Co | Method of casting employing self-generated vacuum |
US3547180A (en) * | 1968-08-26 | 1970-12-15 | Aluminum Co Of America | Production of reinforced composites |
US3890690A (en) * | 1968-10-23 | 1975-06-24 | Chou H Li | Method of making reinforced metal matrix composites having improved load transfer characteristics and reduced mismatch stresses |
FR2038858A5 (no) * | 1969-03-31 | 1971-01-08 | Combustible Nucleaire | |
US3608170A (en) * | 1969-04-14 | 1971-09-28 | Abex Corp | Metal impregnated composite casting method |
US3729794A (en) * | 1970-09-24 | 1973-05-01 | Norton Co | Fibered metal powders |
US3718441A (en) * | 1970-11-18 | 1973-02-27 | Us Army | Method for forming metal-filled ceramics of near theoretical density |
US3970136A (en) * | 1971-03-05 | 1976-07-20 | The Secretary Of State For Defence In Her Britannic Majesty's Government Of The United Kingdom Of Great Britain And Northern Ireland | Method of manufacturing composite materials |
US3864154A (en) * | 1972-11-09 | 1975-02-04 | Us Army | Ceramic-metal systems by infiltration |
US3868267A (en) * | 1972-11-09 | 1975-02-25 | Us Army | Method of making gradient ceramic-metal material |
JPS49107308A (no) * | 1973-02-13 | 1974-10-11 | ||
US4033400A (en) * | 1973-07-05 | 1977-07-05 | Eaton Corporation | Method of forming a composite by infiltrating a porous preform |
US4082864A (en) * | 1974-06-17 | 1978-04-04 | Fiber Materials, Inc. | Reinforced metal matrix composite |
JPS6041136B2 (ja) * | 1976-09-01 | 1985-09-14 | 財団法人特殊無機材料研究所 | シリコンカ−バイド繊維強化軽金属複合材料の製造方法 |
DE2819076C2 (de) * | 1978-04-29 | 1982-02-25 | Messerschmitt-Bölkow-Blohm GmbH, 8000 München | Verfahren zum Herstellen eines metallischen Mehschicht-Verbundwerkstoffes |
GB1595280A (en) * | 1978-05-26 | 1981-08-12 | Hepworth & Grandage Ltd | Composite materials and methods for their production |
JPS558411A (en) * | 1978-06-30 | 1980-01-22 | Hitachi Ltd | Nitriding method for aluminum or aluminum alloy in molten state |
US4377196A (en) * | 1980-07-14 | 1983-03-22 | Abex Corporation | Method of centrifugally casting a metal tube |
US4404262A (en) * | 1981-08-03 | 1983-09-13 | International Harvester Co. | Composite metallic and refractory article and method of manufacturing the article |
US4376804A (en) * | 1981-08-26 | 1983-03-15 | The Aerospace Corporation | Pyrolyzed pitch coatings for carbon fiber |
US4376803A (en) * | 1981-08-26 | 1983-03-15 | The Aerospace Corporation | Carbon-reinforced metal-matrix composites |
US4473103A (en) * | 1982-01-29 | 1984-09-25 | International Telephone And Telegraph Corporation | Continuous production of metal alloy composites |
JPS58144441A (ja) * | 1982-02-23 | 1983-08-27 | Nippon Denso Co Ltd | 炭素繊維強化金属複合材料の製造方法 |
ATE32107T1 (de) * | 1982-05-10 | 1988-02-15 | Eltech Systems Corp | Aluminium benetzbare materialien. |
JPS5950149A (ja) * | 1982-09-14 | 1984-03-23 | Toyota Motor Corp | 繊維強化金属複合材料 |
JPS5967337A (ja) * | 1982-10-08 | 1984-04-17 | Toyota Motor Corp | 複合材料の半溶融加工法 |
AU567708B2 (en) * | 1982-12-30 | 1987-12-03 | Alcan International Limited | Metals reinforced by a ceramic network |
US4600481A (en) * | 1982-12-30 | 1986-07-15 | Eltech Systems Corporation | Aluminum production cell components |
JPS59215982A (ja) * | 1983-05-20 | 1984-12-05 | Nippon Piston Ring Co Ltd | 回転式流体ポンプ用ロータ及びその製造方法 |
US4759995A (en) * | 1983-06-06 | 1988-07-26 | Dural Aluminum Composites Corp. | Process for production of metal matrix composites by casting and composite therefrom |
US4713360A (en) * | 1984-03-16 | 1987-12-15 | Lanxide Technology Company, Lp | Novel ceramic materials and methods for making same |
GB2156718B (en) * | 1984-04-05 | 1987-06-24 | Rolls Royce | A method of increasing the wettability of a surface by a molten metal |
GB8411074D0 (en) * | 1984-05-01 | 1984-06-06 | Ae Plc | Reinforced pistons |
JPS6169448A (ja) * | 1984-09-14 | 1986-04-10 | 工業技術院長 | 炭素繊維強化金属とその製造法 |
US4851375A (en) * | 1985-02-04 | 1989-07-25 | Lanxide Technology Company, Lp | Methods of making composite ceramic articles having embedded filler |
US4587177A (en) * | 1985-04-04 | 1986-05-06 | Imperial Clevite Inc. | Cast metal composite article |
US4673435A (en) * | 1985-05-21 | 1987-06-16 | Toshiba Ceramics Co., Ltd. | Alumina composite body and method for its manufacture |
US4630665A (en) * | 1985-08-26 | 1986-12-23 | Aluminum Company Of America | Bonding aluminum to refractory materials |
US4777014A (en) * | 1986-03-07 | 1988-10-11 | Lanxide Technology Company, Lp | Process for preparing self-supporting bodies and products made thereby |
US4657065A (en) * | 1986-07-10 | 1987-04-14 | Amax Inc. | Composite materials having a matrix of magnesium or magnesium alloy reinforced with discontinuous silicon carbide particles |
US4713111A (en) * | 1986-08-08 | 1987-12-15 | Amax Inc. | Production of aluminum-SiC composite using sodium tetrasborate as an addition agent |
US4753690A (en) * | 1986-08-13 | 1988-06-28 | Amax Inc. | Method for producing composite material having an aluminum alloy matrix with a silicon carbide reinforcement |
US4662429A (en) * | 1986-08-13 | 1987-05-05 | Amax Inc. | Composite material having matrix of aluminum or aluminum alloy with dispersed fibrous or particulate reinforcement |
US4837232A (en) * | 1986-09-16 | 1989-06-06 | Lanxide Technology Company, Lp | Dense skin ceramic structure and method of making the same |
US4824625A (en) * | 1986-09-16 | 1989-04-25 | Lanxide Technology Company, Lp | Production of ceramic and ceramic-metal composite articles incorporating filler materials |
US4985382A (en) * | 1986-09-16 | 1991-01-15 | Lanxide Technology Company, Lp | Improved ceramic composite structure comprising dross |
GB8622949D0 (en) * | 1986-09-24 | 1986-10-29 | Alcan Int Ltd | Alloy composites |
US4828008A (en) * | 1987-05-13 | 1989-05-09 | Lanxide Technology Company, Lp | Metal matrix composites |
US4935055A (en) * | 1988-01-07 | 1990-06-19 | Lanxide Technology Company, Lp | Method of making metal matrix composite with the use of a barrier |
US5028392A (en) * | 1990-06-14 | 1991-07-02 | Alcan International Ltd. | Melt process for the production of metal-matrix composite materials with enhanced particle/matrix wetting |
-
1987
- 1987-05-13 US US07/049,171 patent/US4828008A/en not_active Expired - Lifetime
-
1988
- 1988-05-03 IL IL86261A patent/IL86261A/xx not_active IP Right Cessation
- 1988-05-10 DE DE3850523T patent/DE3850523T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1988-05-10 EP EP88630090A patent/EP0291441B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1988-05-10 AT AT88630090T patent/ATE108217T1/de not_active IP Right Cessation
- 1988-05-10 ES ES88630090T patent/ES2058324T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1988-05-11 PH PH36913A patent/PH24832A/en unknown
- 1988-05-11 DK DK261288A patent/DK261288A/da unknown
- 1988-05-11 IN IN381/CAL/88A patent/IN169576B/en unknown
- 1988-05-11 FI FI882217A patent/FI91087C/fi not_active IP Right Cessation
- 1988-05-12 BG BG84127A patent/BG60257B2/bg unknown
- 1988-05-12 CZ CS883220A patent/CZ284399B6/cs not_active IP Right Cessation
- 1988-05-12 NZ NZ224595A patent/NZ224595A/xx unknown
- 1988-05-12 BR BR8802298A patent/BR8802298A/pt not_active IP Right Cessation
- 1988-05-12 YU YU91688A patent/YU46981B/sh unknown
- 1988-05-12 TW TW077103118A patent/TW209880B/zh active
- 1988-05-12 AU AU16367/88A patent/AU613038B2/en not_active Ceased
- 1988-05-12 IE IE143488A patent/IE64263B1/en unknown
- 1988-05-12 SU SU884355650A patent/SU1838441A1/ru active
- 1988-05-12 PT PT87466A patent/PT87466B/pt not_active IP Right Cessation
- 1988-05-13 TR TR88/0335A patent/TR24205A/xx unknown
- 1988-05-13 RO RO133529A patent/RO101345B/ro unknown
- 1988-05-13 HU HU882396A patent/HU205051B/hu not_active IP Right Cessation
- 1988-05-13 MX MX011457A patent/MX166353B/es unknown
- 1988-05-13 PL PL1988272426A patent/PL158056B1/pl unknown
- 1988-05-13 KR KR1019880005654A patent/KR960008725B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1988-05-13 CA CA000566790A patent/CA1321905C/en not_active Expired - Fee Related
- 1988-05-13 NO NO882093A patent/NO174973C/no unknown
- 1988-05-13 CN CN88102801A patent/CN1021349C/zh not_active Expired - Fee Related
- 1988-05-13 JP JP63118032A patent/JP2641901B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1991
- 1991-06-04 AU AU78169/91A patent/AU7816991A/en not_active Abandoned
- 1991-09-27 AU AU84839/91A patent/AU8483991A/en not_active Withdrawn
-
1993
- 1993-06-16 US US08/078,146 patent/US5395701A/en not_active Expired - Lifetime
-
1995
- 1995-03-06 US US08/399,306 patent/US5856025A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
NO174973B (no) | Framgangsmåte for framstilling av en metallmatrisekompositt | |
JP2905513B2 (ja) | 三次元的に相互接続した共マトリックスを含有する金属マトリックス複合体の形成方法 | |
FI89014B (fi) | Foerfarande foer framstaellning av en metallmatriskomposit | |
FI91496C (fi) | Menetelmä makrokomposiittikappaleiden muodostamiseksi sekä sillä muodostettuja makrokomposiittikappaleita | |
FI89015C (fi) | Foerfarande foer framstaellning av en metallmatriskomposit | |
CA2000800C (en) | Directional solidification of metal matrix composites | |
NO175851B (no) | ||
NO173006B (no) | Framgangsmaate for framstilling av metallmatrisekompositter ved bruk av et barrieremateriale | |
JP2905520B2 (ja) | 金属マトリックス複合体の形成方法 | |
NO176391B (no) | Framgangsmåte for framstilling av en metallmatrisekompositt | |
FI91609C (fi) | Menetelmä metallimatriisikomposiitin valmistamiseksi | |
FI91495B (fi) | Menetelmä metallimatriisikomposiitin valmistamiseksi sulasta matriisimetallista ja oleellisesti ei-reaktiivisesta täyteaineesta | |
FI91491C (fi) | Menetelmä metallimatriisikomposiittikappaleen valmistamiseksi uppovalumenetelmää käyttäen | |
CA1341200C (en) | Metal matrix composite and techniques for making the same | |
FI91493B (fi) | Menetelmä metallimatriisikomposiitin valmistamiseksi | |
NO176185B (no) | Framgangsmåte for framstilling av en metallmatrisekompositt |