NO865237L

NO865237L - ALUMINUM CERAMIC COMPOSITES.

Info

Publication number: NO865237L
Application number: NO86865237A
Authority: NO
Inventors: Leontios Christodoulou; Dennis Charles Nagle; John Michael Brupbacher
Original assignee: Martin Marietta Corp
Priority date: 1985-04-26
Filing date: 1986-12-22
Publication date: 1986-12-22
Also published as: WO1986006366A1; EP0220271A1; KR870700583A; BR8606628A; AU5773586A

Description

Foreliggende oppfinnelse vedrører et komposittmateriale omfattende keramisk materiale i en aluminiumgrunnmasse, The present invention relates to a composite material comprising ceramic material in an aluminum base mass,

hvor det keramiske materialet omfatter et borid, karbid, oksyd, nitrid, silicid osv., av et eller flere metaller wherein the ceramic material comprises a boride, carbide, oxide, nitride, silicide, etc., of one or more metals

andre enn aluminiumgrunnmassen. Grunnmassemetallet kan dessuten bestå av en legering av aluminium. other than the aluminum base material. The base metal can also consist of an alloy of aluminium.

I de senere år har omfattende forskning vært viet til utvik-lingen av metallkjeramiske kompositter slik som aluminium ■ forsterket med karbon-, bor-, silisiumkarbid-, silisiumdi-oksyd- eller aluminiumoksydfibre,' -hår eller -partikler. Metallgrunnmasse-kompositter med utmerkede høytemperatur-flytegrenser og sigebestandighet har blitt fremstilt ved dispergering av meget fine (mindre enn 0,1 [ im) oksyd- eller karbidpartikler gjennom hele metall- eller legeringsgrunn-massen. Fremstillingen av slike dispersjonsforsterkede kompositter oppnås konvensjonelt ved mekanisk blanding av metallpulvere av en diameter på 5 ^im eller mindre med oksyd-eller karbidpulvere (fortrinnsvis 0,01-0,1 um) . Hurtigbland-ingsteknikker eller konvensjonelle metoder slik som kule-maling kan benyttes for å blande pulvere. Standardpulver-metallurgiske teknikker anvendes deretter for dannelse av det sluttlige komposittmaterialet. Konvensjonelt er imidlertid den keramiske komponenten stor, dvs. større enn 1 um, In recent years, extensive research has been devoted to the development of metal-ceramic composites such as aluminum reinforced with carbon, boron, silicon carbide, silicon dioxide or aluminum oxide fibers, hair or particles. Metal matrix composites with excellent high temperature yield strength and seepage resistance have been produced by dispersing very fine (less than 0.1 µm) oxide or carbide particles throughout the metal or alloy matrix. The production of such dispersion-reinforced composites is conventionally achieved by mechanically mixing metal powders of a diameter of 5 µm or less with oxide or carbide powders (preferably 0.01-0.1 µm). Rapid mixing techniques or conventional methods such as ball milling can be used to mix powders. Standard powder metallurgical techniques are then used to form the final composite material. Conventionally, however, the ceramic component is large, i.e. greater than 1 µm,

på grunn av mangelen på tilgjengelighet og høye omkostninger for slike materialer av liten partikkelstørrelse. Videre, due to the lack of availability and high cost of such small particle size materials. Further,

i mange tilfeller der de partikkelformige materialene er tilgjengelige i-den ønskede størrelsen, er de meget farlige på grunn av deres pyrofore natur. in many cases where the particulate materials are available in the desired size, they are very dangerous due to their pyrophoric nature.

Infiltrering av smeltet metall i en keramisk masse har alternativt blitt benyttet for fremstilling av kompositter. Alternatively, infiltration of molten metal into a ceramic mass has been used for the production of composites.

I noen tilfeller har kompoliserte partikkelbelegnings-teknikker blitt utviklet for å beskytte keramiske partikler fra smeltet metall under infiltreringen av smeltet metall.Teknikker slik son dette har resultert i dannelsen av silisiumkarbid-aluminium-kompositter, ofte betegnet SiC/Al, In some cases, composite particle coating techniques have been developed to protect ceramic particles from molten metal during the infiltration of molten metal. Techniques such as this have resulted in the formation of silicon carbide-aluminum composites, often referred to as SiC/Al,

eller SiC-aluminium. Denne metode er egnet for store or SiC aluminum. This method is suitable for large

partikkelformige keramiske materialer (f.eks. større enn 1 um) og hårdkrystaller. Det keramiske materialet, slik som silisiumkarbid, presses for dannelse av et presset emne, og flytende metall presses inn i det pakkede sjiktet for å fylle mellomrommene. En slik teknikk er i illustrert i US-PS 4.444.603, til Yamatsuta et al., gitt 24. april 1984. particulate ceramic materials (eg larger than 1 µm) and hard crystals. The ceramic material, such as silicon carbide, is pressed to form a pressed blank, and liquid metal is pressed into the packed layer to fill the voids. One such technique is illustrated in US-PS 4,444,603, to Yamatsuta et al., issued April 24, 1984.

Tilstedeværelsen av oksygen i kulemalte pulvere benyttetThe presence of oxygen in ball milled powders used

i de tidligere metallurgiske teknikkene, eller ved infiltrering av smeltet metall, kan resultere i oksyddannelse ved grenseflaten for det keramiske materialet og metallet. Tilstedeværelsen av slike oksyder vil inhibere grenseflate-binding mellom den keramiske fasen og grunnmassen, og derved på skadelig måte påvirke komposittmaterialets duktilitet. in the earlier metallurgical techniques, or by infiltration of molten metal, can result in oxide formation at the interface between the ceramic material and the metal. The presence of such oxides will inhibit interface bonding between the ceramic phase and the base mass, thereby adversely affecting the ductility of the composite material.

En slik svekket grenseflatekontakt kan også resultere i redusert styrke, tap av forlengelse og sprekkforplantning. Such weakened interface contact can also result in reduced strength, loss of elongation and crack propagation.

Indre oksydasjon i et metall inneholdende en mer reaktiv komponent har også blitt benyttet for å fremstille disper-sjonforsterkede metaller, slik som indre oksydert aluminium i kobber. Når f.eks. en kobberlegering inneholdende ca. Internal oxidation in a metal containing a more reactive component has also been used to produce dispersion-strengthened metals, such as internally oxidized aluminum in copper. When e.g. a copper alloy containing approx.

3% aluminium anbringes i en oksyderende atmosfære, kan oksygen diffundere gjennom kobbergrunnmassen for å reagere med aluminiumet og utfelle aluminiumoksyd. Selv om denne teknikken er begrenser til relativt få systemer, har denne teknikken representert en foretrukken metode for dispersjons-herding. 3% aluminum is placed in an oxidizing atmosphere, oxygen can diffuse through the copper matrix to react with the aluminum and precipitate aluminum oxide. Although this technique is limited to relatively few systems, this technique has represented a preferred method of dispersion curing.

I US-PS 2.852.366 til Jenkins, angis det at opptil 10 vekt-In US-PS 2,852,366 to Jenkins, it is stated that up to 10 wt.

% av et metallkompleks kan inkorporeres i et basismetall eller -legering. Patentet omhandler blanding, pressing og scintring av en blanding av et basismetall, en basisme-tallforbindelse av det ikke-metalliske kompleksdannende element, og en legering av basismetallet og det kompleksdannende metall. 'Således omtaler f.eks. patentet blanding av pulver av nikkel, en nikkel-titan-legering og en nikkel- % of a metal complex can be incorporated into a base metal or alloy. The patent deals with mixing, pressing and sintering of a mixture of a base metal, a base metal compound of the non-metallic complexing element, and an alloy of the base metal and the complexing metal. 'Thus mentions e.g. patented mixture of powders of nickel, a nickel-titanium alloy and a nickel-

bor-legering, pressing og scintring av de blandede pulvere for dannelse av et sammenhengende legeme hvori et stabiliser-ende ikke utfelt "kompleks" av titan og bor dispergeres i en nikkelgrunnmasse. Utfelling av den komplekse fasen blir spesielt unngått. boron alloy, pressing and sintering the mixed powders to form a cohesive body in which a stabilizing unprecipitated "complex" of titanium and boron is dispersed in a nickel matrix. Precipitation of the complex phase is particularly avoided.

I de senere år har flere keramiske materialer blitt dannet ved bruk av en prosess som betegnes selvpropagerende høy-tempeeratursyntese (SHS), som innebærer en eksoterm, selvunderholdende reaksjon som forplanter seg gjennom en blanding av sammenpressede pulvere. Generelt finner SHS-prosessen sted ved superatmosfæriske trykk og antennes av en elek-trisk impuls, termitt eller gnist. SHS-prosessen innebærer blanding og sammenpressing av pulvere av bestanddelselement-ene, og antennelse av det pressede råemnet med en egnet varmekilde. Ved antennelse blir tilstrekkelig varme frigjort til å understøtte en selvunderholdende reaksjon, hvilket tillater bruk av plutselig, laveffekt-initiering av høytemperaturer, istedet for masseoppvarming over lengre tidsrom ved lavere temperaturer. Eksempler på disse teknikker er patentene til Merzhanov et al. I US-PS In recent years, several ceramic materials have been formed using a process termed self-propagating high-temperature synthesis (SHS), which involves an exothermic, self-sustaining reaction that propagates through a mixture of compacted powders. In general, the SHS process takes place at superatmospheric pressures and is ignited by an electrical impulse, thermite or spark. The SHS process involves mixing and compressing powders of the constituent elements, and igniting the pressed raw material with a suitable heat source. Upon ignition, sufficient heat is released to support a self-sustaining reaction, allowing the use of sudden, low-power initiation of high temperatures, rather than mass heating over extended periods of time at lower temperatures. Examples of these techniques are the patents of Merzhanov et al. In US PS

3.726.643 omfales en fremgangsmåte for fremstilling av høyt-smeltende ildfast, uorganisk forbindelse ved blanding av minst et metall valgt fra gruppene IV, V og VI i det periodiske system med et ikke-metall, slik som karbon, bor, silisium, svovel eller flytende nitrogen, og oppvarming av blandings overflate for dannelse av en lokal temperatur som er tilstrekkelig til å initiere en forbrenningsprosess. 3,726,643 discloses a method for producing a high-melting refractory, inorganic compound by mixing at least one metal selected from groups IV, V and VI in the periodic table with a non-metal, such as carbon, boron, silicon, sulfur or liquid nitrogen, and heating the surface of the mixture to form a local temperature sufficient to initiate a combustion process.

I US-PS 4.161.512 beskrives en fremgangsmåte for fremstilling av titankarbid ved anvendelse av en blanding bestående av 80-8% titan og 20-12% karbon, hvilket resulterer i en eksoterm reaksjon av blandingen under betingelser for lag-ved-lag-forbrenning. Disse referanser omhandler fremstillingen av keramiske materialer i fravær av et bindemiddel. US-PS 4,161,512 describes a process for the production of titanium carbide using a mixture consisting of 80-8% titanium and 20-12% carbon, which results in an exothermic reaction of the mixture under conditions of layer-by-layer combustion. These references deal with the preparation of ceramic materials in the absence of a binder.

Likeledes beskriver US-PS 4.431.448 fremstilling av en hard legering ved sammenblanding av pulvere av titan, bor, karbon og et gruppe I-B-bindemiddelmetall, slik som kobber eller sølv, sammenpressing av blandingen, lokal antennelse av denne for å initiere den eksoterme reaksjonen av titan med bor og karbon, og propagering av antennelsen, hvilket resulterer i en legering omfattende titandiborid, titankarbid og bindemiddelmetallet. Dette patentet er imidlertid begrenset til bruken av gruppe I-B-metaller slik som kobber og sølv som bindemidler, og krever lokal antennelse. Produk-ter fremstilt ved denne metoden har lav densitet, krever etterfølgende sammenpressing og kompaktering. Likewise, US-PS 4,431,448 describes the preparation of a hard alloy by mixing together powders of titanium, boron, carbon and a group I-B binder metal, such as copper or silver, compressing the mixture, locally igniting it to initiate the exothermic reaction of titanium with boron and carbon, and propagating the ignition, resulting in an alloy comprising titanium diboride, titanium carbide and the binder metal. However, this patent is limited to the use of group I-B metals such as copper and silver as binders, and requires local ignition. Products produced by this method have low density, require subsequent compression and compaction.

Publisert europeisk patent 0115688, til Corning Glass Works, publisert 15. august 1984, angår cermet-legemer dannet ved reaksjonsscintring av støkiometriske blandinger av reaktanter. Patentet beskriver dannelse av legemer omfattende 30-95 mol-% av en ikke-oksyd-keramisk forbindelse og 5-70 mol-% av et metall eller legering. Fremgangsmåten som beskrives er begrenset til reaksjonsscintring av forblandede og formede partikkelformige reaktanter, hvilke reaktanter fortrinnsvis har en maksimum partikkelstørrelse vesentlig mindre enn 44 um. Ved en slik reaksjonsscintring, som normalt utføres ved superatmosfæriske trykk i tidsperioder på timer, er metallgrunnmassematerialet et produkt av reaksjonen for keramikkdannende reaktanter. Published European Patent 0115688, to Corning Glass Works, published August 15, 1984, relates to cermet bodies formed by reaction sintering of stoichiometric mixtures of reactants. The patent describes the formation of bodies comprising 30-95 mol-% of a non-oxide ceramic compound and 5-70 mol-% of a metal or alloy. The method described is limited to reaction sintering of premixed and shaped particulate reactants, which reactants preferably have a maximum particle size substantially smaller than 44 µm. In such reaction sintering, which is normally carried out at superatmospheric pressures for time periods of hours, the metal matrix material is a product of the reaction for ceramic-forming reactants.

Australsk patentsøknad 22960/83, publisert 5. juli 1984, beskriver cermet-materialer omfattende en mindre andel keramisk materiale i en metallgrunnmasse, kjennetegnet ved at det keramiske materialet danner et åpencellet, kontinu-erlig nettverk hvis mellomrom er fylt med metall. Denne referansen tilveiebringer imidlertid ikke et komposittmateriale omfattende adskilte, jevnt fordelte og separate keramiske partikler i en metallgrunnmasse, og synes i virkelig-heten å. forfekte tilstedeværelsen av en keramisk grunnmasse. Australian patent application 22960/83, published 5 July 1984, describes cermet materials comprising a minor proportion of ceramic material in a metal matrix, characterized in that the ceramic material forms an open-celled, continuous network, the spaces of which are filled with metal. However, this reference does not provide a composite material comprising discrete, uniformly distributed and separate ceramic particles in a metal matrix, and in fact appears to advocate the presence of a ceramic matrix.

I søknad Serial No. 622.928 inngitt 19. oktober 1984, av opppfinnerene i foreliggende oppfinnelse, beskrives det en fremgangsmåte for in situ-utfelling av keramiske materia ler i en metallisk grunnmasse, anvendelse av en oppløsnings-middelassistert/aktivert reaksjon hvori grunnmassemetallet er et oppløsningsmiddel for de keramikk-dannende bestanddeler. De spesielle metallgrunnmassene som er egnet for den deri beskrevne fremgangsmåte innbefatter aluminium og legeringer derav, samt en rekke forskjellige andre metaller og legeringer. Reaksjonen som angis i nevnte Seriel No. 662.928 er den foretrukne metode for fremstilling av kompositt-strukturene i foreliggende oppfinnelse. In application Serial No. 622,928 filed on October 19, 1984, by the inventors of the present invention, describes a method for in situ precipitation of ceramic materials in a metallic matrix, using a solvent-assisted/activated reaction in which the matrix metal is a solvent for the ceramic-forming components. The particular metal bases which are suitable for the method described therein include aluminum and alloys thereof, as well as a variety of other metals and alloys. The reaction stated in said Serial No. 662,928 is the preferred method for producing the composite structures in the present invention.

Det er et formål ved foreliggende oppfinnelse å tilveiebringe billige komposittmaterialer bestående av adskilte, fint dispergerte, partikkelformige keramiske materialer, utfelt in situ i aluminium eller legeringer av aluminium. It is an object of the present invention to provide cheap composite materials consisting of separated, finely dispersed, particulate ceramic materials, precipitated in situ in aluminum or aluminum alloys.

Et annet formål med oppfinnelsen er å tilveiebringe disper-sjonsherdede metaller og legeringer. Det er et særlig formål med oppfinnelsen å tilveiebringe et kompositt omfattende titandiboridpartikler av submikron størrelse i en aluminiumgrunnmasse. Another object of the invention is to provide dispersion-hardened metals and alloys. It is a particular purpose of the invention to provide a composite comprising titanium diboride particles of submicron size in an aluminum base mass.

Komposittet ifølge foreliggende oppfinnelse kan fortrinnsvis dannes ved in-situ-utfellingen av opptil 95 vekt-% av et keramisk materiale i en aluminiumgrunnmasse, hvor det keramiske materialet omfatter et borid, karbid, oksyd, nitrid, silicid, aluminid, selenid, sulfid eller germanid, av et metall annet enn oppløsningsmiddel-grunnmassemetallet. The composite according to the present invention can preferably be formed by the in-situ precipitation of up to 95% by weight of a ceramic material in an aluminum matrix, where the ceramic material comprises a boride, carbide, oxide, nitride, silicide, aluminide, selenide, sulfide or germanide , of a metal other than the solvent matrix metal.

Det er funnet at blanding av bestanddelene eller elementeneIt is found that the mixture of the constituents or elements

i det ønskede keramiske materialet med oppløsningsmiddel-grunnmassemetallet og oppvarming til en temperatur ved hvilken vesentlig diffusjon og/eller oppløseliggjøring av de reaktive elementene i grunnmassen kan opptre, typisk nær smeltepunktet for oppløsningsmiddel-grunnmassemetallet, in the desired ceramic material with the solvent-matrix metal and heating to a temperature at which significant diffusion and/or solubilization of the reactive elements in the matrix can occur, typically close to the melting point of the solvent-matrix metal,

kan en oppløsningsmiddelassistert/aktivert reaksjon, som vanligvis er eksoterm, initieres. Denne oppløsningsmiddel-assisterte/aktiverte reaksjon resulterer i meget hurtig dannelse og dispersjon av findelte partikler av det keramiske a solvent-assisted/activated reaction, which is usually exothermic, can be initiated. This solvent-assisted/activated reaction results in very rapid formation and dispersion of finely divided particles of the ceramic

materialet i metallgrunnmassen. Mens foreliggende oppfinnelse kan forbindes med rene aluminiumsystemer, er den også anvendelig på legeringer derav. Fig. I representerer en grafisk sammenligning av utmattings-testresultater for en konvensjonell aluminiumlegering og en lignende legering ifølge foreliggende oppfinnelse. Fig. II demonstrerer sammenlignende hardhetsmålinger for de samme to legeringene under varierende eldingsegenskaper. the material in the metal matrix. While the present invention can be associated with pure aluminum systems, it is also applicable to alloys thereof. Fig. I represents a graphical comparison of fatigue test results for a conventional aluminum alloy and a similar alloy according to the present invention. Fig. II demonstrates comparative hardness measurements for the same two alloys under varying aging characteristics.

Beskrivelse av foretrukne utførelser.Description of preferred designs.

Foreliggende oppfinnelse er særlig rettet mot en ny sammen-setning av fine partikkelformige keramiske materialer, adskilt dispergert i aluminium- og/eller aluminiumlegering-systemer, hvilket kompositt har forbedrede mekaniske egenskaper slik som høy elastisitetsmodul, (Young<1>s Modul), skjær-modul, Rockwell B-hardhet, Knoop-hardhet, nedsatt bjelkebøye-deformasjon, større termisk sjokkmotstand, høy-temperaturstabilitet og forbedret slitasjonbestandighet. Mens de keramiske partiklene fortrinnsvis har en submikron-diameter, kan imidlertid større partikler av det keramiske materialet være tilstede i aluminiumgrunnmassen, opp til det punkt hvorved slike større partikler resulterer i komponent-forsprødning eller tap av duktilitet, osv. Slike for-berede egenskaper som oppnås ved foreliggende oppfinnelse gir vektinnsparinger i stivhetsbegrensede anvendelser, høyere operasjonstemperaturer og tilknyttede energieffektivitets-forbedringer, og redusert slitasje hos deler som er utsatt for abrasjon og/eller erosjon. I en spesiell anvendelse av slike materialer er i konstruksjonen av turbinmotorkompo-nenter, slik som blader. The present invention is particularly directed towards a new composition of fine particulate ceramic materials, separated and dispersed in aluminum and/or aluminum alloy systems, which composite has improved mechanical properties such as high modulus of elasticity, (Young<1>'s Modulus), shear modulus, Rockwell B hardness, Knoop hardness, reduced beam bending deformation, greater thermal shock resistance, high-temperature stability and improved abrasion resistance. While the ceramic particles preferably have a submicron diameter, however, larger particles of the ceramic material may be present in the aluminum matrix, up to the point where such larger particles result in component embrittlement or loss of ductility, etc. Such prepared properties as achieved by the present invention provides weight savings in stiffness-limited applications, higher operating temperatures and associated energy efficiency improvements, and reduced wear of parts that are subject to abrasion and/or erosion. A particular application of such materials is in the construction of turbine engine components, such as blades.

Eksempler på egnede keramiske utfellinger er boridene, (inkludert diboridene), karbidene, oksydene, nitridene, sili-cidene, aluminidene, celenidene, sulfidene og germamidene. Egnede elementer innbefatter alle de elementer som er reak tive for dannelse av keramiske stoffer, inkludert, men ikke begrenset til, overgangselementer i 3. til 6. gruppe i det periodiske system. Spesielt nyttige keramikk-dannende bestanddeler omfatter aluminium, titan, silisium, bor, molybden, volfram, nyob, vanadium, zirkonium, krom, hafnium, ytrium, kobolt, nikkel og jern. Ytterligere elementer som er egnet for inneslutning som keramiske bestanddeler er magnesium, karbon, selen, tantal, gallium, mangan, germanium, sink, arsen, antimon, litium og torium. Examples of suitable ceramic precipitates are the borides (including diborides), carbides, oxides, nitrides, silicides, aluminides, selenides, sulphides and germamides. Suitable elements include all those elements which are reactive for the formation of ceramic substances, including, but not limited to, transition elements in the 3rd to 6th groups of the periodic table. Particularly useful ceramic-forming constituents include aluminium, titanium, silicon, boron, molybdenum, tungsten, nickel, vanadium, zirconium, chromium, hafnium, yttrium, cobalt, nickel and iron. Additional elements suitable for inclusion as ceramic constituents are magnesium, carbon, selenium, tantalum, gallium, manganese, germanium, zinc, arsenic, antimony, lithium and thorium.

Som grunnmassemetallet eller oppløsningsmiddelmetallet kan mann benytte aluminium eller en hvilken som helst legering derav som kan oppløse eller tungt oppløse forløperne for den keramiske fasen, og har en mindre evne til å oppløse den keramiske utfelling. Grunnmassealuminiumet virker således som et oppløsningsmiddel for reaksjonselementene, men ikke for den ønskede keramiske utfelling. Det skal bemerkes at grunnmassealuminiumet primært virker som et oppløs-ningsmiddel i den foretrukne dannelsesteknikken som benyttes for å fremstille komposittene ifølge foreliggende oppfinnelse, og at bestanddelene i den keramiske utfelling har en større affinitet for hverandre enn hver har for oppløs-ningsmiddelmetallet . As the matrix metal or the solvent metal, one can use aluminum or any alloy thereof which can dissolve or heavily dissolve the precursors of the ceramic phase, and has a lesser ability to dissolve the ceramic precipitate. The base aluminum thus acts as a solvent for the reaction elements, but not for the desired ceramic precipitation. It should be noted that the base aluminum primarily acts as a solvent in the preferred formation technique used to produce the composites according to the present invention, and that the components in the ceramic precipitate have a greater affinity for each other than each has for the solvent metal.

Når alumniumlegeringer anvendes, kan man bibeholde legering-enes nytteegenskaper og øke elastisitetsmodulen, høytempera-turstabiliteten og slitasjebestandigheten, skjønt et visst tap av duktilitet kan forekomme i visse myke legeringer. Aluminiumlegering 7075 inneholdende fra ca. 5 til ca. 40 vekt-% titandiborid, reagerer f.eks. på herding ved elding på samme måte som legering 7075 alene gjør, men viser en vesentlig økning i elastisitetsmodul, høyere temperaturevne, større høytemperaturstabilitet og ekstremt høy slitasjebestandighet. Videre kan komposittene ifølge foreliggende oppfinelse fremstilles på konvensjonell måte ved smiing, ekstrudering, valsing, sponskjærende bearbeiding, osv. When aluminum alloys are used, the useful properties of the alloy can be maintained and the modulus of elasticity, high-temperature stability and wear resistance can be increased, although a certain loss of ductility may occur in certain soft alloys. Aluminum alloy 7075 containing from approx. 5 to approx. 40% by weight titanium diboride, reacts e.g. on hardening by aging in the same way as alloy 7075 alone does, but shows a significant increase in modulus of elasticity, higher temperature capability, greater high temperature stability and extremely high wear resistance. Furthermore, the composites according to the present invention can be produced in a conventional manner by forging, extrusion, rolling, sponge-cutting processing, etc.

Varierende mengder av keramisk materiale kan inkorporeresVarying amounts of ceramic material can be incorporated

i komposittmaterialet avhengig av sluttanvendelsen og egenskapene som ønskes for produktet. For dispersjonsforsterkede legeringer med høy modul, kan det f.eks. benyttes et foretrukket område fra ca. 5 til ca. 25 volum-%. Den keramiske volum-fraksjon for dispersjonsforsterking, kan imidlertid varieres betydelig for derved å danne et kompositt med den ønskede kombinasjon av egenskaper, i området fra ca. 0,5 volum-% opp til det punkt hvorved duktilitet ofres i uakseptabel grad. Tilstedeværelsen av f.eks. mer enn av. ca. 25 volum-% keramisk materiale kan resultere i tap av forlengelse hos noen grunnmasser. in the composite material depending on the end use and the properties desired for the product. For dispersion-strengthened alloys with a high modulus, it can e.g. a preferred area from approx. 5 to approx. 25% by volume. The ceramic volume fraction for dispersion reinforcement can, however, be varied significantly to thereby form a composite with the desired combination of properties, in the range from approx. 0.5% by volume up to the point where ductility is sacrificed to an unacceptable degree. The presence of e.g. more than of. about. 25% by volume ceramic material may result in loss of elongation in some bases.

I motsetning til dette, kan cermet-materialer met opptilIn contrast, cermet materials can meet up to

ca. 95 volum-% eller mer av keramisk materiale i grunnmassen fremstilles. De bestemmende hovedfaktorene i anvendelsen av slike materialer som skjærverktøy vil være slitasje-, uthuling- og avskallingsbestandigheten for det fremstilte komposittmaterialet. Foretrukne områder for cermet-materialer vil naturligvis være avhengig av den ønskede sluttanvend-else. Det er mulig å foreta effektiv tilpasning av sammen-setningen for oppnåelse av enhver ønsket egenskap ved å regulere andelene av reaktant- og oppløsningsmiddelmateri-alene. Elastisitetsmodulen kan f.eks. tilnærmes ved hjelp av "regel for blandinger" slik at de hensiktsmessige andelene av utgangsmaterialene anvendes. Som angitt kan kompositter ifølge foreliggende oppfinnelse omfatte fra så lite som 0,5% keramisk fase til ca. 95% keramisk fase. Kompositter som har fra ca. 5 til ca. 25% keramisk fase er egnet for alle strukturelle anvendelser samtidig som de utviser gunstig hardhet og slitasjebestandighetsegenskaper. De kompositter som omfatter mer enn ca. 25% og mindre enn ca. 60% keramisk fase er egnet for strukturelle anvendelser som utsettes for trykkbelastning og ikke krever forlengelse. Dessuten er de kompositter som har mer enn ca. 25 volum-% keramisk fase egnet for anvendelser hvori slitasjebestandig-hetene er av største betydning, idet kompositter med fra about. 95% by volume or more of ceramic material in the base mass is produced. The main determining factors in the use of such materials as cutting tools will be the abrasion, hollowing and peeling resistance of the manufactured composite material. Preferred areas for cermet materials will of course depend on the desired end use. It is possible to effectively adapt the composition to achieve any desired property by regulating the proportions of the reactant and solvent materials. The elasticity module can e.g. is approximated using the "rule for mixtures" so that the appropriate proportions of the starting materials are used. As indicated, composites according to the present invention can comprise from as little as 0.5% ceramic phase to approx. 95% ceramic phase. Composites that have from approx. 5 to approx. 25% ceramic phase is suitable for all structural applications while exhibiting favorable hardness and wear resistance properties. The composites that comprise more than approx. 25% and less than approx. 60% ceramic phase is suitable for structural applications that are subjected to compressive loading and do not require elongation. Furthermore, they are composites that have more than approx. 25% by volume ceramic phase suitable for applications in which wear resistance is of the greatest importance, as composites with from

ca. 60 til ca. 95 volum-% keramisk fase er mest egnet for skjærverktøy eller abrasjonsbestandige overflater. about. 60 to approx. 95% by volume ceramic phase is most suitable for cutting tools or abrasion resistant surfaces.

En sammenligning av forskjellige egenskaper for et kompositt fremstilt ifølge foreliggende oppfinnelse, med de til en konvensjonell aluminiumlegering er vist i tabell I. Som det fremgår oppnås en forbedring på ca. 30% i elastisitetsmodul med bibeholdelse av et akseptabelt duktilitetsnivå. A comparison of various properties for a composite produced according to the present invention with those of a conventional aluminum alloy is shown in Table I. As can be seen, an improvement of approx. 30% in modulus of elasticity while maintaining an acceptable level of ductility.

Det bemerkes at aluminiu-keramikk-komposittene ifølge oppfinnelsen har en rekke fordeler i forhold til de tidligere kjente materialer slik som silisiumkarbid-aluminium. Disse komposittene er f.eks. betydelig mindre kostbare og mer egnet for fremstilling, har mer ensartet dispersjon av det partikkelformede materialet i grunnmassemetallet, og utsettes ikke for oksydasjonsdannelse ved aluminium/keramikk-grenseflaten. Foreliggende kompositter er dessuten isotrope materialer som har like eller vesentlig like egenskaper i alle plantare retninger. Dette skiller seg fra varra-pressede kompositter som er anisotrope på grunn av de ens-rettede, presskreftene som utøves under deres dannelse. It is noted that the aluminium-ceramic composites according to the invention have a number of advantages compared to the previously known materials such as silicon carbide-aluminium. These composites are e.g. significantly less expensive and more suitable for production, have more uniform dispersion of the particulate material in the base metal, and are not exposed to oxidation formation at the aluminium/ceramic interface. The present composites are also isotropic materials that have the same or essentially the same properties in all plantar directions. This differs from varra-pressed composites which are anisotropic due to the unidirectional, compressive forces exerted during their formation.

I tillegg kan foreliggende komposittmaterialer lett støpes til "near-net"-form, mens tidligere kjente komposittmaterialer ikke har vært støpbare eller lett kunne formes. Kompo-sittproduktene har også forbedrede egenskaper slik som meget godt hardhet og modul, forbedret høytemperaturstabilitet og bearbeidbarhet, uten nevneverdig forringelse av egenska per slik som bruddseighet eller duktilitet. In addition, the present composite materials can be easily molded into "near-net" shape, whereas previously known composite materials have not been moldable or easily shaped. The composite products also have improved properties such as very good hardness and modulus, improved high-temperature stability and workability, without significant deterioration of properties such as fracture toughness or ductility.

Aluminium-titandiborid-kompositter ifølge oppfinnelsen f.eks. får høy slitasjebestandighet og Youngs modul uten tap av bruddseighet. Silisiumkarbid-aluminium som har en lignende elastisitetsmodul har betydelig lavere seighetsverdier og. ville faktisk utsettes for sprøhetssvikt. Aluminum-titanium diboride composites according to the invention, e.g. obtains high wear resistance and Young's modulus without loss of fracture toughness. Silicon carbide-aluminum which has a similar modulus of elasticity has significantly lower toughness values and. would actually be exposed to brittle failure.

Som illustrert på fig. 1, er utmattingsegenskapene (sprekk-veksthastighet pr. cykel) til aluminiumkomposittene ifølge foreliggende oppfinnelse, bedre enn de til lignende varme-behandlet basislegering (uten partikkelinneslutning). As illustrated in fig. 1, the fatigue properties (crack growth rate per cycle) of the aluminum composites according to the present invention are better than those of a similar heat-treated base alloy (without particle inclusion).

Dette tyder på at foreliggende kompositter er mindre utsatt for utmattingssvikt enn basislegeringer som har den samme varmebehandling. This suggests that the present composites are less prone to fatigue failure than base alloys that have the same heat treatment.

Det er også funnet at et kompositt ifølge oppfinnelsen som har nesten 2 ganger elastisitetsmodulen til basislegerings-metallet, opprettholder overraskende duktilitet. Kombinasjonen av forbedret elastisitetsmodul og forlengelse som oppnås med foreliggende kompositter, er ikke tilgjengelig i tidligere kjente materialer og det antas å skyldes den meget lille (mindre enn 1 um i foretrukne utførelser), par-tikkelstørrelse og jevn fordeling av den utfelte fasen. It has also been found that a composite according to the invention having almost 2 times the modulus of elasticity of the base alloy metal maintains surprising ductility. The combination of improved modulus of elasticity and elongation achieved with the present composites is not available in prior art materials and is believed to be due to the very small (less than 1 µm in preferred embodiments) particle size and uniform distribution of the precipitated phase.

Det skal påpekes at lignende kompositter fremstilt ved hjelp av klassiske pulvermetallurgiske teknikker, ikke gir den samme kombinasjon av egenskaper. Således, mens den samme hardhet kan oppnås, vil lignende forlengelse ikke oppnås på grunn av grunnmasse-oksyd forurensningssvekkelse av bind-ingen mellom metallgrunnmassen og den keramiske partikkel. Foreliggende kompositter gir elastisitetsmoduler som vari-erer fra den for basisgrunnmassen til den for det inkorpo-rerte keramiske materialet, avhengig av volumfraksjonen av og formen for den keramiske fasen. F.eks., basert på "regelen for blandinger", vil 20 volum-% TiB_ i aluminium ha en modul på ca.'15,47 x 10 5 kg/cm 2 mens basismetallets modul vil være ca. 7,03 x 10 5 kg/cm 2. På den annen side viser de samme komposittmaterialene forlengelser som uventet er større enn ca. 1% og fortrinnsvis ca. 3-4% eller mer. It should be pointed out that similar composites produced using classic powder metallurgical techniques do not provide the same combination of properties. Thus, while the same hardness can be achieved, similar elongation will not be achieved due to matrix oxide contamination weakening of the bond between the metal matrix and the ceramic particle. Present composites provide elastic moduli that vary from that of the base matrix to that of the incorporated ceramic material, depending on the volume fraction of and the shape of the ceramic phase. For example, based on the "rule of mixtures", 20 vol% TiB_ in aluminum will have a modulus of about 15.47 x 10 5 kg/cm 2 while the modulus of the base metal will be about 7.03 x 10 5 kg/cm 2. On the other hand, the same composite materials show elongations that are unexpectedly greater than approx. 1% and preferably approx. 3-4% or more.

Det er også erkjent at liten partikkelstørrelse er ønsket når man vil oppnå høy bruddseighet og/eller høy forlengelse. It is also recognized that small particle size is desired when one wants to achieve high fracture toughness and/or high elongation.

Tabell II demonstrerer sammenlignbarheten for aluminiumlegering 2024 T6 raed kompositter ifølge foreliggende oppfinnelse (2024XD T6) utsatt for litt lågere varmebehandlingstempera-turer. Mens standardene til "The Aluminium Association" krever en oppløsningsvarmebehandling ved 493,3°C for 2024 T6-legeringene, viser det seg at "komposittmaterialene har nytte av en litt (ca. 11,1°C) lavere varmebehandlingstemp-eratur. Table II demonstrates the comparability of aluminum alloy 2024 T6 raed composites according to the present invention (2024XD T6) subjected to slightly lower heat treatment temperatures. While the standards of "The Aluminum Association" require a solution heat treatment at 493.3°C for the 2024 T6 alloys, it appears that "the composite materials benefit from a slightly (about 11.1°C) lower heat treatment temperature.

Slitasjetestdata, som angitt i tabell III, viser en meget betydelig forbedring i holdbarhet i både varmebehandlede (HT) og ikke-behandlede kompositter ifølge oppfinnelsen sammenlignet med basislegeringen. Abrasion test data, as set forth in Table III, show a very significant improvement in durability in both heat treated (HT) and untreated composites of the invention compared to the base alloy.

Rockwell B-harhet for kompsitter ifølge foreliggende oppfinnelse er blitt funnet å være meget lik den til den benyttede basislegering, som illustrert på fig. II. Rockwell B hardness for composites according to the present invention has been found to be very similar to that of the base alloy used, as illustrated in fig. II.

Det bemerkes at man må sørge for å unngå tilstedeværelsen av inneslutninger eller partikkelurenheter slik som karbon, ildfast sten eller oksyder. Slike inneslutninger kan lede til sprøhet ved starting av brudd. It is noted that care must be taken to avoid the presence of inclusions or particulate impurities such as carbon, refractory rock or oxides. Such inclusions can lead to embrittlement at the initiation of fracture.

Andre egenskaper til aluminium-keramikk-komposittene ifølge oppfinnelsen viser verdier som i det minste er ekvivalente med de for den benyttede basislegering. Disse egenskapene omfatter Young 1s modul, skjærmodul, høytemperaturstabilitet, korrosjonsbestandighet, termisk sjokkmotstand, termisk ut-videlseskoeffesient og bjelkenedbøying. Aluminium-keramikk-komposittene kan lett fremstilles ved hjelp av konvensjonelle teknikker slik som ekstrudering, valsing og smiing. Komposittene kan preissjonsstøpes fordi den utfelte partikkelformige fasen er så fin og så jevnt fordelt at man oppnår bibehold av fluiditet hos grunnmasse-metallfasen. Videre, på grunn av inertheten til den partikkelformige fasen og dens uoppløselighet i grunnmassemetallet, blir sveisbarheten til komposittene betydelig forbedret, spesielt sammenlignet med tidligere kjente materialer slik som silisiumkarbid-aluminium. Other properties of the aluminium-ceramic composites according to the invention show values which are at least equivalent to those for the base alloy used. These properties include Young 1's modulus, shear modulus, high temperature stability, corrosion resistance, thermal shock resistance, coefficient of thermal expansion and beam deflection. The aluminium-ceramic composites can be easily produced using conventional techniques such as extrusion, rolling and forging. The composites can be precision cast because the precipitated particulate phase is so fine and so evenly distributed that fluidity is achieved in the base metal phase. Furthermore, due to the inertness of the particulate phase and its insolubility in the base metal, the weldability of the composites is significantly improved, especially compared to previously known materials such as silicon carbide-aluminum.

Forskjellige reaksjonsmetoder har blitt identifisert for fremstilling av foreliggende kompositter. I en metode utgjør utgangsmaterialene individuelle pulvere av hver av oppløsningsmiddelmetallet og de individuelle bestanddelene i det keramiske materialet som skal dannes. Man kan f.eks. reagere en blanding av aluminium, titan og bor for dannelse av en dispersjon av titandiborid i en aluminiumgrunnmasse. Different reaction methods have been identified for the production of the present composites. In one method, the starting materials are individual powders of each of the solvent metal and the individual constituents of the ceramic material to be formed. One can e.g. react a mixture of aluminium, titanium and boron to form a dispersion of titanium diboride in an aluminum matrix.

I en annen reaksjonsmetode kan man reagere individuelle legeringer av et vanlig metall, hvor en slik legering omfatter en legering av aluminium med en av bestanddelene i det keramiske materialet, og den andre omfatter en legering av aluminium og den andre bestanddelen i det keramiske materialet. Som et eksempel kan man reagere en blanding av aluminium-titan-legering med aluminium-bor-legering for dannelse av en dispersjon av titandiborid i aluminium. In another reaction method, individual alloys of a common metal can be reacted, where such an alloy comprises an alloy of aluminum with one of the constituents of the ceramic material, and the other comprises an alloy of aluminum and the other constituent of the ceramic material. As an example, a mixture of aluminum-titanium alloy can be reacted with aluminum-boron alloy to form a dispersion of titanium diboride in aluminum.

Denne legering-legering-reaksjonsmetode kan i noen tilfeller være relativt langsommere enn elementmetoden, men likevel gi økonomiske fordeler fordi de benyttede legeringene kan være billigere enn elementpulverne. I dette tilfellet består den foretrukne teknikk i separat smelting av forlegeringer inneholdende de valgte elementene og blanding av disse i den smeltede tilstand under dannelse av en masse hvori det oppløste aluminium virker som et flytende oppløsningsmiddel for bestanddelene -i keramikkmaterialet. This alloy-alloy-reaction method can in some cases be relatively slower than the element method, but still provide economic advantages because the alloys used can be cheaper than the element powders. In this case, the preferred technique consists in separately melting prealloys containing the selected elements and mixing these in the molten state to form a mass in which the dissolved aluminum acts as a liquid solvent for the constituents of the ceramic material.

En tredje reaksjonsmåte utgjør en kombinasjon, eller mellom-ting, av de to første metodene som er omtalt ovenfor. Man kan således reagere en forblandet legering av aluminium og et reaktivt element, med et elementært pulver av det andre reaktive element, slik som kombinasjon av en aluminium-titan-legering med elementært borpulver. Denne reaksjonsmåte kan være relativt mer kostbar enn legering-legering-reaksjonsmetoden, men gir en hurtigere reaksjon hvilket igjen tillater dannelse av mer finkornede utfellinger enn det som oppnås ved legering-legering-metoden. Legering-elementært pulver-reaksjonsmetoden kan imidlertid være relativt mindre kostbar, skjønt langsommere, enn metoden med elementært pulver, i de fleste tilfellene. A third method of reaction constitutes a combination, or in-between, of the first two methods discussed above. One can thus react a premixed alloy of aluminum and a reactive element, with an elementary powder of the other reactive element, such as a combination of an aluminum-titanium alloy with elementary boron powder. This reaction method can be relatively more expensive than the alloy-alloy-reaction method, but gives a faster reaction which in turn allows the formation of finer-grained precipitates than what is achieved with the alloy-alloy method. However, the alloy-elemental powder reaction method can be relatively less expensive, albeit slower, than the elemental powder method, in most cases.

Det skal også påpekes at komplekse forbindelser samt flere keramiske faser, kan utfelles. Således kan aluminium-grunnmasse kombinasjoner med komplekse keramiske stoffer slik som titanzirkoniumborid, fremstilles. It should also be pointed out that complex compounds and several ceramic phases can be precipitated. Thus, aluminium-base material combinations with complex ceramic materials such as titanium zirconium boride can be produced.

Det skal særlig påpekes at den tidligere teknikk angir at kombinasjonen av elementære pulvere, særlig av en grov par-tikkelstørrelse, vil gi uønskede forbindelser eller store agglomererte aggregater. I motsetning til dette, kan man ved hjelp av foreliggende oppfinnelse oppnå dannelse av findispergert utfelling i en grunnmasse av aluminiumet. It should be pointed out in particular that the prior art states that the combination of elementary powders, especially of a coarse particle size, will give undesirable compounds or large agglomerated aggregates. In contrast to this, with the help of the present invention, the formation of finely dispersed precipitation in a base mass of the aluminum can be achieved.

Det er viktig at det keramiske utfellingsmaterialet ikkeIt is important that the ceramic precipitating material does not

er oppløselig i aluminiumet, mens bestanddelene i det keramiske materialet individuelt i det minste er tungt oppløse-lig i aluminium. Den eksoterme dispersjon-reaksjonsmeka-nismen avhenger således av at en viss mengde av hver keramikkdannende bestanddel oppløses og diffunderer i aluminiumet, og mens den er i oppløsning (enten i flytende eller fast tilstand), reagerer eksotermt for dannelse av det uopp-løselige keramiske materialet som utfelles hurtig som et meget fint partikkelformig materiale. Aluminiumet som virker som et oppløsrfingsmiddel representerer et medium hvori de reaktive elementene kan diffundere og kombinere. Når is soluble in the aluminium, while the individual components of the ceramic material are at least poorly soluble in aluminium. The exothermic dispersion-reaction mechanism thus depends on a certain amount of each ceramic-forming component dissolving and diffusing in the aluminum and, while in solution (either in liquid or solid state), reacting exothermically to form the insoluble ceramic material which precipitates quickly as a very fine particulate material. The aluminum which acts as a disintegrant represents a medium in which the reactive elements can diffuse and combine. When

den innledende reaksjon først har inntruffet, bevirker var-men som er frigjort av den eksoterme reaksjonen ytterligere diffusjon av reaktive komponenter i aluminium-oppløsnings-midlet og driver reaksjonen til fullendelse. once the initial reaction has occurred, the heat released by the exothermic reaction causes further diffusion of reactive components into the aluminum solvent and drives the reaction to completion.

En blanding av 22% titan, 10% bor og 68% aluminiumpulvere ble anbragt i en digel og plassert i en ovn som var oppvarmet til 735°C. Temperaturavlesninger ble oppnådd ved hjelp av et termoelement anbragt nær prøven og representerer oppnådde minimumtemperaturer. Det foreligger et platå på den oppnådde temperaturkurven hvilket indikerer absorbsjon av energi og dette skyldes lokalisert smelting og initiering av vesentlig diffusjon av de reaktive komponentene. Temperaturkurven viste deretter den oppløsningsmiddelassisterte initiering av reaksjonen av de reaktive bestanddelene og den meget hurtige temperaturøkning som er forbundet med denne. Som vist av temperaturkurven, ble meget høye temperaturer oppnådd i løpet av meget korte tidsperioder. I løpet av denne tidsrammen reagerte vesentlig alle de reaktive komponentene i oppløsningsmiddelmetallet for dannelse av det uoppløselige keramiske materialet som umiddelbart ble utfelt i form av adskilte submikron-partikler. A mixture of 22% titanium, 10% boron and 68% aluminum powders was placed in a crucible and placed in a furnace heated to 735°C. Temperature readings were obtained using a thermocouple placed near the sample and represent minimum temperatures achieved. There is a plateau on the obtained temperature curve which indicates absorption of energy and this is due to localized melting and initiation of substantial diffusion of the reactive components. The temperature curve then showed the solvent-assisted initiation of the reaction of the reactive components and the very rapid temperature rise associated with this. As shown by the temperature curve, very high temperatures were achieved in very short periods of time. During this time frame, substantially all of the reactive components in the solvent metal reacted to form the insoluble ceramic material which immediately precipitated as discrete submicron particles.

Nedkjølingsperioden etter initiering av reaksjonen og for-bruk av de reaktive bestanddelene antas å være viktig for oppnåelse av meget liten kornstørrelse og begrenset kornvekst. Det er kjent at det ved høye temperaturer er mulig for de keramiske partklene å vokse, f.eks. ved agglomerering. Dette bør også unngås på grunn av den negative effekten The cooling period after initiation of the reaction and consumption of the reactive components is believed to be important for achieving a very small grain size and limited grain growth. It is known that at high temperatures it is possible for the ceramic particles to grow, e.g. by agglomeration. This should also be avoided because of the negative effect

til store partikkelstørrelser på duktilitet. Nedkjølingen eller bråkjølingen av reaksjonen er i en forstand automatisk fordi når først de keramikkdannende bestanddelene har fullstendig reagert, blir ingen ytterligere energi frigjort for opprettholdelse av de oppnådde høye temperaturene. to large particle sizes on ductility. The cooling or quenching of the reaction is in a sense automatic because once the ceramic-forming constituents have fully reacted, no further energy is released to maintain the high temperatures achieved.

Man kan imidlertid regulere nedkjølingshastigheten i enHowever, one can regulate the cooling rate in one

viss grad ved å regulere størrelsen på og/eller sammenset-ningen av massen av reagert materiale. Dvs., store termiske to a certain extent by regulating the size of and/or the composition of the mass of reacted material. Ie, large thermal

masser absorberer energi og avkjøles langsommere, hvilket dermed tillater vekst av større partikler, slik dette kan være ønsket for større slitasjebestandighet, f.eks. for bruk i skjærverktøy. Det er anerkjent at hvis det er ønske-lig med hurtig avkjøling av reaksjonsmassen en mellomliggende temperatur, så kan dette oppnås ved innføring av en strøm av kald inert gass, slik som helium. Temperaturen kan således hurtig reduseres fra den oppnådde maksimumtemperatur til en temperatur hvor kornvekst er minimal. I forbindelse med temperaturer som forårsaker at partikkelstørrelsen blir grovere, antas temperaturer i området omkring 1000°C generelt ikke å ha noen vesentlig virkning på partikkelvekst. Ved temperaturer i området omkring 1600°C og høyere, kan imidlertid kornvekst forekomme over lengre tidsperioder. F.eks. kan silisiumnitrid begynne å vokse ved 1600°C i løpet av en periode på dager, mens titandiborid ikke vil begynne å vise kornvekst under ca. 1800°C. Forekomsten av partikkelvekst vil avhenge av den spesielle keramiske fasen som dannes . masses absorb energy and cool more slowly, thus allowing the growth of larger particles, as may be desired for greater wear resistance, e.g. for use in cutting tools. It is recognized that if rapid cooling of the reaction mass to an intermediate temperature is desired, this can be achieved by introducing a stream of cold inert gas, such as helium. The temperature can thus be quickly reduced from the achieved maximum temperature to a temperature where grain growth is minimal. In connection with temperatures that cause the particle size to become coarser, temperatures in the region of around 1000°C are generally assumed to have no significant effect on particle growth. However, at temperatures in the region of 1600°C and higher, grain growth can occur over longer periods of time. E.g. silicon nitride can start to grow at 1600°C over a period of days, while titanium diboride will not start to show grain growth below approx. 1800°C. The occurrence of particle growth will depend on the particular ceramic phase that is formed.

Videre er langsom avkjøling av reaksjonsproduktet i visse tilfeller fordelaktig fordi hurtig bråkjøling av noen keramikk-aluminium-kompositter som dannes ved foreliggende oppfinnelse, kan resultere i en høy forekomst av brudd på grunn av termiske spenninger. Furthermore, slow cooling of the reaction product is advantageous in certain cases because rapid quenching of some ceramic-aluminum composites formed by the present invention can result in a high incidence of breakage due to thermal stresses.

Reaksjonstemperaturen er generelt blitt funnet å være relativt nær smeltetemperaturen for aluminium i reaksjoner i flytende tilstand. Ved fremstilling av titandiborid i aluminium forløper f.eks. reaksjonen ved en temperatur omkring 650°C eller meget nær smeltepunktet for aluminium-oppløs-ningsmidlet. Det skal påpekes at i fravær av et oppløs-ningsmiddelmetall ble det ikke observert at reaksjonen for titan og bor for dannelse av titandiborid forløp under en temperatur på ca. 1200°C, og vil generelt gi store krystal-litter med en partdkkelstørrelse som i det minste er så The reaction temperature has generally been found to be relatively close to the melting temperature of aluminum in liquid state reactions. In the production of titanium diboride in aluminium, e.g. the reaction at a temperature around 650°C or very close to the melting point of the aluminum solvent. It should be pointed out that in the absence of a solvent metal, it was not observed that the reaction of titanium and boron to form titanium diboride proceeded below a temperature of approx. 1200°C, and will generally give large crystals with a particle size that is at least so

stor som for utgangsmaterialene. Mens det ikke er nødvendig large as for the starting materials. While it is not necessary

virkelig å nå smeltetemperaturen, må man oppnå en temperatur hvor lokalisert eller begynnende smelting foregår, eller en tilstand hvor vesentlig diffusjon av de reaktive elementene i aluminiumet kan foregå. to really reach the melting temperature, one must reach a temperature where localized or incipient melting takes place, or a condition where significant diffusion of the reactive elements in the aluminum can take place.

Med hensyn til urenheter kan aluminiumet legeres etter behov mens i de reaktive bestanddelene kan en begrenset mengde av legerende element eller urenhet tolereres. Det er funnet at en urenhet med hvilken en reaktiv bestanddel danner en stabil forbindelse ikke kan overskride ca. 10 volum-%. Tilstedeværelsen av magnesium i bor viser seg f.eks. å inhibere dannelsen av titandiborid i en aluminiumgrunnmasse ved dannelse av et magnesium-bor-kompleks på overflaten av borpartiklene, og begrenser derved diffusjonen av bor i grunnmassen. Tilstedeværelsen av magnesium i aluminiumet synes imidlertid ikke å ha denne effekt. Det vil si, borid-dannende materialer i selve bormaterialet vil inhibere den ønskede oppløsning eller diffusjon av bormaterialet og dets etterfølgende reaksjon for dannelse av titandiborid. With regard to impurities, the aluminum can be alloyed as needed, while in the reactive components a limited amount of alloying element or impurity can be tolerated. It has been found that an impurity with which a reactive component forms a stable compound cannot exceed approx. 10% by volume. The presence of magnesium in boron is shown, e.g. to inhibit the formation of titanium diboride in an aluminum matrix by forming a magnesium-boron complex on the surface of the boron particles, thereby limiting the diffusion of boron in the matrix. However, the presence of magnesium in the aluminum does not seem to have this effect. That is, boride-forming materials in the boron material itself will inhibit the desired dissolution or diffusion of the boron material and its subsequent reaction to form titanium diboride.

Det skal videre påpekes at ifølge foreliggende oppfinnelse kan man få dannet kompositter ved kompleks utfelling av flere systemer. Det er ingen virkelig grense for antallet av keramiske faser som kan utfelles. Det er således mulig å oppnås kompositter som har komplekse keramiske faser slik som Ti (BQ 5Cq j. ) , eller alternativt å få en blanding av titandiborid og zirkoniumdiborid i en aluminiumgrunnmasse utfelt ifølge reaksjonen: It should also be pointed out that according to the present invention composites can be formed by complex precipitation of several systems. There is no real limit to the number of ceramic phases that can be precipitated. It is thus possible to obtain composites that have complex ceramic phases such as Ti (BQ 5Cq j. ), or alternatively to obtain a mixture of titanium diboride and zirconium diboride in an aluminum base mass precipitated according to the reaction:

Ti + Zr + 4B + Al > TiB2+ ZrB2+ Al.Ti + Zr + 4B + Al > TiB2+ ZrB2+ Al.

Det er funnet at partikkelstørrelsen i den keramiske fasenIt has been found that the particle size in the ceramic phase

i aluminiumgrunnmassen kan variere fra mindre enn 0,01 um til ca. 1 um eller større, opptil ca. 25 um, avhengig av en rekke fremstillingsfaktorer.Keramiske partikler med en diameter mindre enn 1 um, er funnet å være foretrukket for mange formål dg noen kompositter ifølge foreliggende oppfinnelse er funnet å ha en partikkelstørrelsesfordeling in the aluminum base mass can vary from less than 0.01 µm to approx. 1 um or larger, up to approx. 25 µm, depending on a number of manufacturing factors. Ceramic particles with a diameter of less than 1 µm have been found to be preferred for many purposes as some composites according to the present invention have been found to have a particle size distribution

hvori høye andeler, f.eks. vesentlig alle, av de keramiske partiklene synes å ha en størrelse på mindre enn 1 um. in which high proportions, e.g. substantially all of the ceramic particles appear to have a size of less than 1 µm.

Videre har kompositter hvori vesentlig alle partikler er mindre enn 2 um blitt fremstilt, hvori godt over 5% av partiklene er mindre enn 1 um. Faktorene som bevirker partik-kelstørrelse omfatter reaksjon-oppvarmingshastighet, reak-sjonstemperatur, nedkjølingshastighet og krystallinitet og partikkelstørrelse for utgangsmaterialer. -Passende stør-relser for utgangsmaterialet kan variere fra mindre enn 5 um til over 200 um, idet man normalt benytter pulvere med større partikkelstørrelse av'økonomiske grunner. Furthermore, composites in which substantially all particles are smaller than 2 µm have been produced, in which well over 5% of the particles are smaller than 1 µm. The factors affecting particle size include reaction heating rate, reaction temperature, cooling rate, and crystallinity and particle size of starting materials. -Suitable sizes for the starting material can vary from less than 5 µm to over 200 µm, as powders with a larger particle size are normally used for economic reasons.

Det er funnet at noen spesifike reaktantegenskaper har en større innvirkning enn pulverpartikkelstørrelse på partik-kelstørrelsen til det fremstilte keramiske produkt. Bruk av amorft bor resulterer f.eks. i utfelling av titanborid av finere kornstørrelse enn tilfellet er ved bruken av krystallinsk bor av ellers sammenlignbar natur. Utfellingen av keramisk fase med spesifik kornstørrelse, kan selektivt reguleres ved riktig kontroll av utgangssammensetning, reak-sjonstemperatur og nedkjølingshastighet. It has been found that some specific reactant properties have a greater impact than powder particle size on the particle size of the manufactured ceramic product. The use of amorphous boron results in e.g. in the precipitation of titanium boride of finer grain size than is the case with the use of crystalline boron of an otherwise comparable nature. The precipitation of a ceramic phase with a specific grain size can be selectively regulated by proper control of the starting composition, reaction temperature and cooling rate.

Eksempel 1 illustrerer in-situ-utfelling av fine partiklerExample 1 illustrates in-situ precipitation of fine particles

av titandiborid i aluminium ved en pulver-pulver-reaksjonsmetode . of titanium diboride in aluminum by a powder-powder reaction method.

Eksempel 1.Example 1.

En blanding av 34 vekt-% titanpulver, 16 vekt-% bor og 50 vekt-% aluminium, ble sammenpresset isostatisk til 2671,4 kg/cm 2. Den sammenpressede gjenstand ble deretter oppvarmet i en ovn samt ved en temperatur på 800°C. Når en temperatur på ca. 670°C var oppnådd, ble det notert en hurtig økning i temperatur til ca. 1250°C.Temperaturforøkningshastighe-ten var meget hurtig (større enn 900°C pr. minutt), fulgt av en hurtig nedkjølingshastighet på ca. 400°C pr. minutt. Ved etterfølgende .undersøkelse ble det funnet at prøven inneholdt en fin dispersjon (0,1-3 um) av titandiboridpartikler i en alumniumgrunnmasse. A mixture of 34% by weight titanium powder, 16% by weight boron and 50% by weight aluminum was compressed isostatically to 2671.4 kg/cm 2. The compressed article was then heated in a furnace and at a temperature of 800°C . When a temperature of approx. 670°C had been reached, a rapid increase in temperature to approx. 1250°C. The temperature increase rate was very fast (greater than 900°C per minute), followed by a rapid cooling rate of approx. 400°C per minute. Upon subsequent examination, it was found that the sample contained a fine dispersion (0.1-3 µm) of titanium diboride particles in an aluminum base mass.

En legering-legering-reaksjon, i flytende tilstand, er eksemplifisert i eksemplene 2 og 3 nedenfor. An alloy-alloy reaction, in the liquid state, is exemplified in Examples 2 and 3 below.

Eksempel 2.Example 2.

To separate aluminiumlegeringer, en inneholdende 10 vekt-Two separate aluminum alloys, one containing 10 wt-

% titan og den andre 4 vekt-% bor, ble plassert i en alumi-niumoksyddigel og oppvarmet til 1400°C i 1 time under en argonatmosfære. Blanding av legeringene foregikk ved diffusjon og termiske effekter. Forsøket ble utført ved 1400°C for å sikre at begge titan- og borlegeringene var oppløst, slik at titandiboridet dermed kunne utfelles fullstendig, siden dette er betydelig mindre oppløselig enn de individuelle elementene. Etterfølgende SEM/EDS-analyse av det fremstilte metallgrunnmasse-kmppsittet, identifiserte TiB,,-submikronpartikler dispergert i en aluminiumgrunnmasse. % titanium and the other 4% by weight boron, was placed in an alumina crucible and heated to 1400°C for 1 hour under an argon atmosphere. Mixing of the alloys took place by diffusion and thermal effects. The experiment was carried out at 1400°C to ensure that both the titanium and boron alloys were dissolved, so that the titanium diboride could thus be completely precipitated, as this is significantly less soluble than the individual elements. Subsequent SEM/EDS analysis of the fabricated metal matrix compact site identified TiB 1 submicron particles dispersed in an aluminum matrix.

Mens dette forsøk hadde til hensikt å oppnå fullstendig oppløsning av titanaluminidet og aluminiumboridet slik at alt titan og bor var fritt i oppløsning i aluminiumet, innså man at på grunn av dets begrensede oppløselighet, kunne titandiboridet utfelles ved en hvilken som helst temperatur over smeltepunktet for oppløsningsmiddelmetallet, selv om ikke alle legeringene var oppløst. While this experiment was intended to achieve complete dissolution of the titanium aluminide and aluminum boride so that all the titanium and boron were freely dissolved in the aluminum, it was realized that because of its limited solubility, the titanium diboride could be precipitated at any temperature above the melting point of the solvent metal , although not all the alloys were dissolved.

Eksempel 3.Example 3.

For å understøtte den påstand om at det ikke var nødvendigTo support the claim that it was not necessary

å fullstendig oppløse titan og bor i legeringene, ble det foretatt 3 forsøk lik eksempel 2 med unntagelse av at de oppnådde maksimumtemperaturer var begrenset til 1200°C, 1000°C og 800°C, respektivt. Som i eksempel 2 ble jevnt dispergerte TiB2~partikler observert i aluminiumgrunnmassen i alle tilfellene. to completely dissolve titanium and boron in the alloys, 3 trials were carried out similar to example 2 with the exception that the maximum temperatures achieved were limited to 1200°C, 1000°C and 800°C, respectively. As in example 2, uniformly dispersed TiB2~ particles were observed in the aluminum base mass in all cases.

Følgende eksempel 4 beskriver fremstilling av aluminium/titan diborid-kompositter ved legering-legering-reaksjon i plasma-tilstand. The following example 4 describes the production of aluminium/titanium diboride composites by alloy-alloy reaction in the plasma state.

Eksempel 4.Example 4.

I dette eksempler oppnås en reaksjon ved å tilveiebringeIn this example, a reaction is achieved by providing

en lysbue mellom to elektroder hver inneholdende aluminium-grunnmassemetall og et reaktivt element, i en lukket beholder. De relative posisjoner for elektrodene justeres for oppnåelse av lysbuepassasje. Nevnte elektroder kan også dreies for oppnåelse av jevn smelting. Forstøvning av det homogeniserte smeltede metallet til pulver kan oppnås i luft, men foretas fortrinnsvis i en ikke-reaktiv atmosfære slik som en inert gass eller et vakuum. Det smeltede metallet kan alternativt oppsamles i én oppvarmet beholder plassert under lysbuen for oppnåelse av en blokk. an arc between two electrodes each containing aluminum base metal and a reactive element, in a closed container. The relative positions of the electrodes are adjusted to achieve arc passage. Said electrodes can also be rotated to achieve uniform melting. Atomization of the homogenized molten metal into powder can be achieved in air, but is preferably carried out in a non-reactive atmosphere such as an inert gas or a vacuum. The molten metal can alternatively be collected in one heated container placed under the arc to obtain a block.

Reaksjonen mellom de keramiske bestanddelene i lysbuen gir en keramisk forbindelse som blandes med grunnmassemetallet. På grunn av den meget hurtige oppvarmings- og nedkjølings-hastighet som er forbundet med denne prosessen, oppnås en meget fin fordeling av keramiske partikler i den metalliske grunnmassen. Tilveiebringelse av en lysbue på ovennevnte måte mellom to elektroder, hvorav en inneholder aluminium og titan og den andre aluminium og bor, resulterer i dannelsen av en fin dispersjon av titandiborid i en smeltet alumi-niumdråpe som størkner idet den drypper gjennom den inerte gassen. Det således fremsilte pulver kan deretter bearbei-des ved hjelp av konvensjonelle pulvermetallurgiske teknikker. I en annen variant av denne prosessen oppsamles de smeltede metalldråpene i en oppvarmet digel for dannelse av en blokk for konvensjonelle metallbearbeidelsesoperasjo-ner. I ytterligere en annen variant blir dråpene oppsamlet på en avkjølt roterende trommel for dannelse av metall-keramiske flak. The reaction between the ceramic components in the arc produces a ceramic compound that mixes with the base metal. Due to the very rapid heating and cooling rate associated with this process, a very fine distribution of ceramic particles in the metallic base mass is achieved. Providing an arc in the above manner between two electrodes, one containing aluminum and titanium and the other aluminum and boron, results in the formation of a fine dispersion of titanium diboride in a molten aluminum drop which solidifies as it drips through the inert gas. The powder thus produced can then be processed using conventional powder metallurgical techniques. In another variation of this process, the molten metal droplets are collected in a heated crucible to form a block for conventional metalworking operations. In yet another variant, the droplets are collected on a cooled rotating drum to form metal-ceramic flakes.

Følgende eksempel omhandler innvirkningen av amorft bor på partikkelstørrelsen til titandiborid utfelt i en aluminiumgrunnmasse . The following example deals with the effect of amorphous boron on the particle size of titanium diboride precipitated in an aluminum matrix.

Eksempel 5.Example 5.

En identisk blanding (men for bruk av amoft bor istedetAn identical mixture (but for using amoft boron instead

for krystallinsk bor) med den beskrevet i eksempel 1 ble fremstilt, (dvs. omkring 34 vekt-% titan, 16 vekt-% bor og 50 vekt-% aluminium), kompaktert og oppvarmet i en ovn. Ved en temperatur på ca. 620°C ble det notert en hurtig eksoerm. Etterfølgende undersøkelse viste tilstedeværelsen av meget fine 0,01-1,0 um titandiboridpartikler i en aluminiumgrunnmasse . for crystalline boron) with that described in Example 1 was prepared, (ie about 34 wt.% titanium, 16 wt.% boron and 50 wt.% aluminum), compacted and heated in a furnace. At a temperature of approx. At 620°C, a rapid exo-arm was noted. Subsequent examination showed the presence of very fine 0.01-1.0 µm titanium diboride particles in an aluminum matrix.

Følgende eksempel illustrerer fremstillingen av en annen keramisk fase i aluminium. The following example illustrates the production of another ceramic phase in aluminium.

Eksempel 6.Example 6.

Det ble utført et forsøk hvorved molybdendisilicid ble utfelt i en aluminiumgrunnmasse. En blanding av ca. 7,5% silisium-, 12,5% molybden- og 80 % aluminium-pulvere, bereg-net på vekt, ble kompaktert og deretter oppvarmet i en ovn. Ved oppnåelsen av en temperatur på ca. 640°C ble det notert en plutselig eksoterm. Etterfølgende røntgen- og SEM-analy-ser bekreftet tilstedeværelsen av partikkelformig molybdendisilicid i en aluminiumgrunnmasse. An experiment was carried out in which molybdenum disilicide was precipitated in an aluminum matrix. A mixture of approx. 7.5% silicon, 12.5% molybdenum and 80% aluminum powders, calculated by weight, were compacted and then heated in a furnace. When a temperature of approx. At 640°C, a sudden exotherm was noted. Subsequent X-ray and SEM analyzes confirmed the presence of particulate molybdenum disilicide in an aluminum matrix.

Ytterligere forsøk ble utført for fremstilling av en rekke forskjellige aluminium- og aluminiumlegering-grunnmassekom-positter, som angitt i nedenstående tabell VI. Det er underforstått at den ovenfor angitte beskrivelse av foreliggende oppfinnelse kan betydelig modifiseres, endres og tilpasses av en fagmann på området, og en slik modifikasjon, endringer og tilpasninger skal anses og omfattes av foreliggende oppfinnelses ramme som er angitt i de medfølgende krav. Further trials were conducted to produce a number of different aluminum and aluminum alloy matrix composites, as set forth in Table VI below. It is understood that the above description of the present invention can be significantly modified, changed and adapted by a specialist in the field, and such modification, changes and adaptations shall be considered and encompassed by the scope of the present invention as stated in the accompanying claims.

Claims

1. Isotropic metal matrix composite comprising separated, finely dispersed ceramic particles in a matrix metal selected from the group consisting of aluminum and its alloys, characterized by an elongation greater than approx. 1%, and a modulus of elasticity greater than that of the base metal in the absence of said ceramic material.

2. Composite according to claim 1, characterized in that the ceramic particles have a diameter of approx. 0.01 to approx. 25 µm.

3. Composite according to claim 1, characterized in that the ceramic material is selected from the group consisting of borides, carbides, oxides, nitrides, silicides, aluminides, selenides, sulphides, germanides and mixtures thereof.

4. Composite according to claim 3, characterized in that at least approx. 50% by weight of the ceramic particles have a size smaller than 1 µm.

5. Composite according to claim 3, characterized in that the ceramic material is titanium diboride.

6. Composite according to claim 5, characterized in that the titanium diboride comprises from approx. 0.5 to approx. 95% by volume of the composite.

7. Composite according to claim 6, characterized in that the titanium diboride comprises from approx. 5 to approx. 25% by volume of the composite.

8. Composite according to claim 5, characterized in that the titanium diboride is precipitated in-situ in the base material.

9. Composite according to claim 8, characterized in that the base metal is aluminium.

10. Metal matrix composite, characterized in that it includes separate, finely dispersed particles of an in-situ precipitated inclusion selected from the group consisting of ceramic materials and inter-metallic compounds in a matrix metal selected from the group consisting of aluminum and its alloys.

11. Composite according to claim 10, characterized in that it has a modulus of elasticity greater than that of the base metal, and an elongation greater than approx. 3%.

12. Composite according to claim 11, characterized in that said particles comprise from approx. 0.5 to approx. 95% by volume of said composite.

13. Composite according to claim 11, characterized in that said particles comprise from approx. 5 to approx. 25% by volume of said composite.

14. Composite according to claim 11, characterized in that said particles comprise from approx. 25 to approx. 60% by volume of said composite.

15. Composite according to claim 11, characterized in that said particles amount to more than approx.

60% by volume of said composite.

16. Composite according to claim 10, characterized in that said particles form a complex ceramic phase.

17. Metal matrix composite, characterized in that it consists of a matrix selected from the group consisting of aluminum and aluminum alloys, and a separated, in-situ precipitated, finely dispersed, sub-micron, particulate ceramic phase.

18. Composite according to claim 17, characterized by an extension of at least approx. 3% and a Young's modulus greater than that of the base metal.

19. Composite according to claim 18, characterized in that the ceramic phase is selected from the group consisting of borides, silicides, carbides, oxides and nitrides.

20. Composite according to claim 19, characterized in that the ceramic phase comprises from approx.

5 to approx. 25% by volume of said composite.

21. Composite according to claim 19, characterized in that the ceramic phase is titanium diboride.

22. Composite according to claim 19, characterized in that the base mass comprises an aluminum alloy.