NO865237L - Aluminium-keramiske kompositter. - Google Patents

Description

Foreliggende oppfinnelse vedrører et komposittmateriale omfattende keramisk materiale i en aluminiumgrunnmasse,

hvor det keramiske materialet omfatter et borid, karbid, oksyd, nitrid, silicid osv., av et eller flere metaller

andre enn aluminiumgrunnmassen. Grunnmassemetallet kan dessuten bestå av en legering av 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,

på grunn av mangelen på tilgjengelighet og høye omkostninger for slike materialer av liten partikkelstørrelse. Videre,

i mange tilfeller der de partikkelformige materialene er tilgjengelige i-den ønskede størrelsen, er de meget farlige på grunn av deres pyrofore natur.

Infiltrering av smeltet metall i en keramisk masse har alternativt blitt benyttet for fremstilling av kompositter.

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,

eller SiC-aluminium. Denne metode er egnet for store

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.

Tilstedeværelsen av oksygen i kulemalte pulvere benyttet

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.

En slik svekket grenseflatekontakt kan også resultere i redusert styrke, tap av forlengelse og sprekkforplantning.

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.

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.

I US-PS 2.852.366 til Jenkins, angis det at opptil 10 vekt-

% 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-

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.

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

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

Det er funnet at blanding av bestanddelene eller elementene

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,

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

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.

Beskrivelse av foretrukne utførelser.

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.

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.

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 .

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.

Varierende mengder av keramisk materiale kan inkorporeres

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.

I motsetning til dette, kan cermet-materialer met opptil

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

ca. 60 til ca. 95 volum-% keramisk fase er mest egnet for skjærverktøy eller abrasjonsbestandige overflater.

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.

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.

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.

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.

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).

Dette tyder på at foreliggende kompositter er mindre utsatt for utmattingssvikt enn basislegeringer som har den samme varmebehandling.

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.

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.

Det er også erkjent at liten partikkelstørrelse er ønsket når man vil oppnå høy bruddseighet og/eller høy forlengelse.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

Det er viktig at det keramiske utfellingsmaterialet ikke

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

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.

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.

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

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.

Man kan imidlertid regulere nedkjølingshastigheten i en

viss grad ved å regulere størrelsen på og/eller sammenset-ningen av massen av reagert materiale. Dvs., store termiske

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 .

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.

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

stor som for utgangsmaterialene. Mens det ikke er nødvendig

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.

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.

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:

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

Det er funnet at partikkelstørrelsen i den keramiske fasen

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

hvori høye andeler, f.eks. vesentlig alle, av de keramiske partiklene synes å ha en størrelse på mindre enn 1 um.

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.

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.

Eksempel 1 illustrerer in-situ-utfelling av fine partikler

av titandiborid i aluminium ved en pulver-pulver-reaksjonsmetode .

Eksempel 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.

En legering-legering-reaksjon, i flytende tilstand, er eksemplifisert i eksemplene 2 og 3 nedenfor.

Eksempel 2.

To separate aluminiumlegeringer, en inneholdende 10 vekt-

% 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.

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.

Eksempel 3.

For å understøtte den påstand om at det ikke var nødvendig

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.

Følgende eksempel 4 beskriver fremstilling av aluminium/titan diborid-kompositter ved legering-legering-reaksjon i plasma-tilstand.

Eksempel 4.

I dette eksempler oppnås en reaksjon ved å tilveiebringe

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.

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.

Følgende eksempel omhandler innvirkningen av amorft bor på partikkelstørrelsen til titandiborid utfelt i en aluminiumgrunnmasse .

Eksempel 5.

En identisk blanding (men for bruk av amoft bor istedet

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 .

Følgende eksempel illustrerer fremstillingen av en annen keramisk fase i aluminium.

Eksempel 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.

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.

Claims (22)

1. Isotrop metallgrunnmasse-kompositt omfattende adskilte, fint dispergerte keramiske partikler i et grunnmassemetall valgt fra gruppen bestående av aluminium og dets legeringer, karakterisert ved en forlengelse større enn ca. 1%, og en elastisitetsmodul større enn den til grunnmassemetallet i fravær av nevnte keramiske materiale.

2. Kompositt ifølge krav 1, karakterisert ved at de keramiske partiklene har en diameter fra ca. 0,01 til ca. 25 um.

3. Kompositt ifølge krav 1, karakterisert ved at det keramiske materialet er valgt fra gruppen bestående av borider, karbider, oksyder, nitri-der, silicider, aluminider, selenider, sulfider, germanider og blandinger derav.

4. Kompositt ifølge krav 3, karakterisert ved at minst ca. 50 vekt-% av de keramiske partiklene har en størrelse mindre enn 1 um.

5. Kompositt ifølge krav 3, karakterisert ved at det keramiske materialet er titandiborid.

6. Kompositt ifølge krav 5, karakterisert ved at titandiboridet utgjør fra ca. 0,5 til ca. 95 volum-% av komposittet.

7. Kompositt ifølge krav 6, karakterisert ved at titandiboridet utgjør fra ca. 5 til ca. 25 volum-% av komposittet.

8. Kompositit ifølge krav 5, karakterisert ved at titandiboridet er utfelt in-situ i grunnmassemteallet.

9. Kompositt ifølge krav 8, karakterisert ved at grunnmassemetallet er aluminium.

10. Metallgrunnmasse-kompositt, karakterisert ved at det innbefatter adskilte, fint dispergerte partikler av en in-situ-utfelt inneslutning valgt fra gruppen bestående av keramiske materialer og inter-metalliske forbindelser i et grunnmassemetall valgt fra gruppen bestående av aluminium og dets legeringer.

11. Kompositt.ifølge krav 10, karakterisert ved at det har en elastisitetsmodul større enn den til grunnmassemetallet, og en forlengelse større enn ca. 3%.

12. Kompositt ifølge krav 11, karakterisert ved at nevnte partikler utgjør fra ca. 0,5 til ca. 95 volum-% av nevnte kompositt.

13. Kompositt ifølge krav 11, karakterisert ved at nevnte partikler utgjør fra ca. 5 til ca. 25 volum-% av nevnte kompositt.

14. Kompositt ifølge krav 11, karakterisert ved at nevnte partikler utgjør fra ca. 25 til ca. 60. volum-% av nevnte kompositt.

15. Kompositt ifølge krav 11, karakterisert ved at nevnte partikler utgjør mer enn ca.

60 volum-% av nevnte kompositt.

16. Kompositt ifølge krav 10, karakterisert ved at nevnte partikler utgjør en kompleks keramisk fase.

17. Metallgrunnmasse-kompositt, karakterisert ved at det består av en grunnmasse valgt fra gruppen bestående av aluminium og aluminiumlegeringer, og en adskilt, in-situ-utfelt, fint dispergert, sub-mikron, partikkelformig keramisk fase.

18. Kompositt ifølge krav 17, karakterisert ved en forlengelse på minst ca. 3% og en Young's modul større enn den til grunnmassemetallet.

19. Kompositt ifølge krav 18, karakterisert ved at den keramiske fasen er valgt fra gruppen bestående av borider, silicider, karbider, oksyder .og nitri-der.

20. Kompositt ifølge krav 19, karakterisert ved at den keramiske fasen utgjør fra ca.

5 til ca. 25 volum-% av nevnte kompositt.

21. Kompositt ifølge krav 19, karakterisert ved at den keramiske fasen er titandiborid.

22. Kompositt ifølge krav 19, karakterisert ved at grunnmassen omfatter en aluminiumlegering.