PL231032B1 - Kompozyt ceramiczny oparty na bazie Cu-Al2O3 oraz sposób jego wytwarzania - Google Patents

Abstract

Przedmiotem wynalazku jest Kompozyt ceramiczny oparty na bazie kompozytów Cu-Al2O3 oraz sposób jego wytwarzania. Wynalazek dotyczy wytworzenia kompozytu miedź-tlenek glinu z zastosowaniem odpowiednio przygotowanej preformy ceramicznej, która wytwarzana jest z porowatej pianki ceramicznej na bazie tlenku glinu. Co istotne matrycę kompozytu stanowi miedź, natomiast tlenek glinu stanowi rozproszoną fazę wzmacniającą, której źródłem jest rozdrobniona i rozfrakcjonowana pianka ceramiczna. Rozwiązanie takie pozwala na wytworzenie materiału o gęstości zbliżonej do teoretycznej pozbawionego niekorzystnej porowatości.

Description

Opis wynalazku

Przedmiotem wynalazku jest kompozyt ceramiczny oparty na bazie CU-AI2O3 oraz sposób jego wytwarzania. Bardziej szczegółowo wynalazek dotyczy wytworzenia kompozytu miedź-tlenek glinu z zastosowaniem odpowiednio przygotowanej preformy ceramicznej, która wytwarzana jest z porowatej pianki ceramicznej na bazie tlenku glinu.

Co istotne matrycę kompozytu stanowi miedź, natomiast tlenek glinu stanowi rozproszoną fazę wzmacniającą.

Kompozyty Cu-AhO3 mają zastosowanie wszędzie tam, gdzie od materiału wymagane są wysoka przewodność cieplna, wysoka absorpcja i rozproszenie ciepła, wysoka odporność na zmęczenie termiczne, wysoka odporność na zużycie cierne w porównaniu z czystym metalem.

Celem wynalazku jest stworzenie kompozytu o bardzo wysokiej gęstości, czyli o znikomej porowatości, przy jednoczesnym uwzględnieniu ekonomiczności procesu. Istotne jest aby wyprodukowany materiał charakteryzował się bardzo dobrymi właściwościami i aby możliwe było dokonanie tego przy możliwie najniższym nakładzie finansowym, co zagwarantowane jest wówczas gdy proces technologiczny składa się z prostych etapów.

Znane ze stanu techniki kompozyty metal-ceramika można wytwarzać różnymi metodami. Najbardziej popularne to bezpośrednie utlenianie odpowiedniego metalu, infiltracja ciśnieniowa lub bezciśnieniowa pianek ceramicznych ciekłym metalem, metalurgia proszkowa, synteza mechaniczna, procesy in situ.

W publikacji (Viseslava Rajkovic, Dusan Bozic i Milan T. Jovanovic „Effects of copper and AI2O3 particles on characteristics of Cu - AhO3 composites”, Materials and Design 31 (2010) 1962-1970) matryca metalowa została wzmocniona jednocześnie wewnętrznym utlenianiem i mieszaniem mechanicznym. Jako materiały wyjściowe wykorzystano proszek miedzi (średnia wielkość ziarna 30 μm) zawierający 2% wag. Al i mieszaninę miedzi elektrolitycznej z dodatkiem 4% wag. AI2O3 (średnia wielkość ziarna 0,75 μm). Proszki mieszano w powietrzu w czasie 20 h w młynku planetarnym. Następnie proszki wygrzewano w atmosferze wodoru w 400°C w czasie 1 h w celu wyeliminowania tlenków miedzi powstałych na powierzchni podczas mieszania w powietrzu. Spiekanie prowadzono pod ciśnieniem 35 MPa w temperaturze 800°C, w czasie 1 h, w atmosferze argonu. W wyniku procesu uzyskano kompozyt z dodatkiem 4% wag. AI2O3, którego gęstość teoretyczna wynosi zaledwie 80,4% gęstości teoretycznej. Jedną z głównych wad wewnętrznego utleniania jest niejednorodny rozkład cząstek tlenku, co negatywnie wpływa na mechaniczne i elektryczne właściwości kompozytów z tlenków metali. W wyniku połączenia dwóch technik wytwarzania kompozytów, nie udało się otrzymać materiału charakteryzującego się gęstością bliską gęstości teoretycznej.

W opisie patentowym PL 141032 B1 przedstawiono sposób wytwarzania kompozytów polegający na tym, że do ciekłej miedzi lub jej stopu wprowadza się tytan w ilości 0,5-10% wag. umożliwiający zwilżenie wprowadzanych cząstek niemetalicznych takich jak grafit, węglik krzemu, tlenek glinu w ilości 0,3-30,0% wag. Kąpiel metalową poddaje się następnie mieszaniu. Sposób ten wymaga przygotowania małej ilości ciekłego metalu z domieszką proszku niemetalicznego odpowiadającą ciężarowi odlewu. Wynika to z faktu iż, podczas odstawania metalu pomiędzy kolejnymi czerpaniami płynnego stopu z wanny pieca dochodzi do nieuniknionej segregacji grawitacyjnej.

Ponadto, wytworzony kompozyt, z uwagi na obecne znaczne domieszki w postaci tytanu oraz dodatków stopowych, posiada ograniczone możliwości zastosowania, z całkowitym wykluczeniem tych obszarów, w których wymagana jest wysoka czystość stosowanych materiałów.

W publikacji (F. Shehata, A. Fathy, M. Abdelhameed, S.F. Moustafa, „Preparation and properties of AI2O3 nanoparticle reinforced copper matrix composites by in situ processing”, Materials and Design 30 (2009) 2756-2762) fazę wzmacniającą utworzono w wyniku przeprowadzenia wewnętrznych reakcji chemicznych. Proszek miedzi zmieszano z azotanem glinu w układzie wodnym. Mieszaninę wygrzano w 850°C, w czasie 1 h w powietrzu. W efekcie uzyskano mieszaninę CuO i AI2O3, którą po mieszaniu mechanicznym przez 4 h w młynie kulowym, zredukowano w temperaturze 550°C w czasie 30 min w atmosferze wodoru do Cu i AhO3. Wytworzone proszki wyprasowano pod ciśnieniem 600 MPa i spieczono w 950°C/2 h w atmosferze wodoru w celu zredukowania tlenku miedzi do miedzi. W pracy tej połączono dwie techniki, proces „in situ” oraz mechanochemiczne mielenie, które miało wyeliminować aglomerację ziaren fazy wzmacniającej. Uzyskano ziarno tlenku glinu o rozmiarze nanometrycznym (30-50 nm), ale pomimo tego oraz zastosowania wysokiego ciśnienia przy sporządzaniu wyprasek wytworzono materiał

PL 231 032 B1 o gęstości względnej zaledwie 90,5% w przypadku zawartości tlenku glinu w ilości 10% wag. Wynika z tego, iż pozostałość stanowi w materiale porowatość aż prawie 10%.

Pomimo istniejących do tej pory rozwiązań istnieje ciągła potrzeba stworzenia kompozytów, które będą charakteryzowały się wysoką gęstością bliską gęstości teoretycznej oraz pozbawionych pustych przestrzeni, co zapewniłoby poprawę właściwości fizycznych, mechanicznych jak i cieplnych.

Nieoczekiwanie okazało się, że pianki ceramiczne mogą być zastosowane do wytworzenia kompozytu w inny sposób. Techniki stosowane dotychczas polegają na wytworzeniu pianek ceramicznych o możliwie największej wytrzymałości mechanicznej, takiej aby struktura szkieletu nie uległa zniszczeniu podczas infiltrowania jej ciekłym metalem. Metoda ta stosowana jest do otrzymywania kompozytów o przenikających się fazach, z uwagi na co zakres jej zastosowania jest ograniczony.

Rozwiązanie według wynalazku proponuje wytworzenie pianek ceramicznych ale o bardzo cienkich kanałach, czyli możliwie najmniejszej wytrzymałości mechanicznej, takiej aby w prosty sposób móc zniszczyć ich strukturę, rozdrobnić wykorzystując analizę sitową rozdzielić na frakcje odpowiedniej wielkości. Frakcje te, korzystnie najdrobniejsze, proponuje się wykorzystać do wytworzenia kompozytu według wynalazku jako frakcje ceramiczne stanowiące rozproszoną fazę wzmacniającą. Rozwiązanie to umożliwi wytworzenie kompozytów CU-AI2O3 najprostszą z technik, czyli wymieszaniem dwóch faz o odpowiednich udziałach a następnie ich spieczeniem. Dotychczas w metodzie tej jako fazę ceramiczną stosowano tlenek glinu w postaci proszku, jednak w takiej postaci metoda ta posiada istotną wadę, mianowicie tlenek glinu dodawany w postaci proszku ma postać zaglomeryzowaną. Aglomeraty tworzące się w kompozycie posiadają dużą porowatość, która niekorzystnie wpływa na gęstość wytworzonego materiału. Obecne w kompozycie puste przestrzenie nie tylko obniżają jego gęstość, ale także właściwości mechaniczne i cieplne. Drugą istotną wadą tej metody jest to, iż temperatura, w której następuje wytworzenie kompozytu podyktowana temperaturą topnienia zastosowanego metalu, jest o wiele niższa od temperatury, w której następuje spieczenie tlenku glinu, zatem pozostaje on w kompozycie w formie niespieczonej.

W sposobie wytworzenia kompozytu według wynalazku obie z wymienionych wad zostają wyeliminowane. Po pierwsze, stosowana jest faza ceramiczna, która została spieczona w temperaturze spiekania tlenku glinu. Po drugie, odpowiednie przygotowanie pianek ceramicznych pozwala na otrzymanie struktury o kanałach małej grubości, co jest niezbędne w przypadku rozdrabniania materiału o tak dużej twardości jak korund (9 w skali Mohsa), a przede wszystkim pozwala na otrzymanie struktury nie posiadającej porowatości. Wykorzystanie spieczonej frakcji ceramiki wpływa ponadto na wzrost właściwości mechanicznych oraz dwukrotny wzrost współczynnika tarcia kompozytów według wynalazku, w porównaniu z kompozytami, w których zastosowano proszek tlenku glinu.

Poniżej przedstawiono przykładowe rozwiązania wynalazku.

P r z y k ł a d y

P r z y k ł a d 1

100,0 g tlenku glinu z dodatkiem 29,0 g wody i 0,8 g Duramaxu D-3005 miesza się w młynie planetarnym z szybkością 250 obrotów na minutę przez 2 godziny. Do zawiesiny dodaje się 3,0 g dyspersji akrylowo-styrenowej i miesza z szybkością 100 obrotów na minutę przez 30 minut. W otrzymanej zawiesinie zanurza się piankę poliuretanową o ilości oczek na cal 30, następnie ją wyjmuje i odgniata w celu usunięcia nadmiaru zawiesiny. Surowe kształtki, po dosuszeniu, poddawane są procesowi wypalania w piecu komorowym do temperatury 600°C z szybkością 0,8°C/min, następnie do temperatury 1600°C z szybkością 2,0°C/min. Podczas spiekania pianka poliuretanowa ulega wypaleniu a tworzywo ceramiczne odwzorowuje kształt pianki. Otrzymane pianki ceramiczne posiadają porowatość otwartą 84,4%, gęstość 0,83 g/cm³, wytrzymałość mechaniczną na ściskanie 0,80 MPa. Uzyskane spieki umieszcza się w moździerzu korundowym, rozgniata do całkowitego zniszczenia pianki ceramicznej analizą sitową rozdziela na frakcje (< 100 gm, 100-200 gm, 200-300 gm, 300-500 gm, > 500 gm).

P r z y k ł a d 2

100,0 g tlenku glinu z dodatkiem 17,6 g wody i 0,8 g Duramaxu D-3005 miesza się w młynie planetarnym z szybkością 250 obrotów na minutę przez 2 godziny. Do zawiesiny dodaje się 5,0 g dyspersji akrylowo-styrenowej i miesza z szybkością 100 obrotów na minutę przez 30 minut.

W otrzymanej zawiesinie zanurza się piankę poliuretanową ilości oczek na cal 10, następnie ją wyjmuje i odgniata w celu usunięcia nadmiaru zawiesiny. Surowe kształtki, po dosuszeniu, poddawane są procesowi wypalania zgodnie z opisem zamieszczonym w przykładzie 1. Otrzymane piank i ceramiczne posiadają porowatość otwartą 90,2%, gęstość 0,49 g/cm³, wytrzymałość mechaniczną na ściskanie 0,64 MPa. Uzyskane spieki umieszcza się w moździerzu korundowym, rozgniata do całkowitego

PL 231 032 B1 zniszczenia przestrzennej struktury analizą sitową rozdziela na frakcje (< 100 gm, 100-200 gm, 200300 gm, 300-500 gm, > 500 gm).

P r z y k ł a d 3

100,0 g miedzi z dodatkiem 4,95 g ceramiki korundowej o frakcji wielkości 200-300 gm, otrzymanej zgodnie z opisem w przykładzie 1, miesza się w młynie planetarnym z szybkością 350 obrotów na minutę przez 6 godzin z przerwami co 10 min. Mieszaninę umieszcza się w formie grafitowej i spieka w atmosferze argonu pod ciśnieniem 30 MPa w temperaturze 950°C z przetrzymaniem 60 minut. Uzyskany kompozyt posiada następujące własności: gęstość względną 98,7%, wytrzymałość mechaniczną na zginanie 240 MPa, twardość HV5 91 MPa.

P r z y k ł a d 4

10,0 g miedzi z dodatkiem 0,14 g ceramiki korundowej o frakcji wielkości < 100 gm, otrzymanej zgodnie z opisem w przykładzie 1, miesza się w młynie planetarnym z szybkością 350 obrotów na minutę przez 6 godzin z przerwami co 5 min. Mieszaninę prasuje się pod ciśnieniem 10 MPa i dogęszcza izostatycznie pod ciśnieniem 120 MPa. Próbki umieszcza się w formie grafitowej i spieka w atm osferze argonu pod ciśnieniem 30 MPa w temperaturze 1050°C z przetrzymaniem 30 minut. Uzyskany kompozyt posiada następujące własności: gęstość względną 99,2%, wytrzymałość mechaniczną na zginanie 329 MPa, przewodnictwo cieplne 332 W/m-K.

P r z y k ł a d 5

10,0 g miedzi z dodatkiem 0,25 g ceramiki korundowej o frakcji wielkości < 100 gm, otrzymanej zgodnie z opisem w przykładzie 2, miesza się w młynie planetarnym z szybkością 350 obrotów na minutę przez 2 godziny z przerwami co 10 min. Mieszaninę prasuje się pod ciśnieniem 10 MPa i dogęszcza izostatycznie pod ciśnieniem 120 MPa. Próbki umieszcza się w formie grafitowej i spieka w atmosferze argonu pod ciśnieniem 30 MPa w temperaturze 1050°C z przetrzymaniem 30 minut. Uzyskany kompozyt posiada następujące własności: gęstość względną 99,4%, twardość HV5 87 MPa, wytrzymałość mechaniczną na zginanie 190 MPa, przewodnictwo cieplne 293 W/m-K.

Claims (5)

1. Zastrzeżenia patentowe

   1. Kompozyt ceramiczny oparty na bazie Cu-AhO3, znamienny tym, że zawiera proszek miedzi o wielkości ziarna w zakresie < 100 gm i że faza ceramiczna tlenku glinu jest rozproszona w całej objętości kompozytu.
2. 2. Kompozyt według zastrz. 1, znamienny tym, że AI2O3 pochodzi z rozkruszonej pianki ceramicznej.
3. 3. Kompozyt według zastrz. 2, znamienny tym, że frakcje rozkruszonej pianki ceramicznej są wybrane spośród frakcji poniżej 100 gm, od 100 do 200 gm, od 200 do 300 gm, od 300 do 500 gm lub powyżej 500 gm.
4. 4. Kompozyt według zastrz. 2, znamienny tym, że zawartość AI2O3 w kompozycie zawarta jest w przedziale od 1 do 20% obj.
5. 5. Sposób wytwarzania kompozytu ceramicznego opartego na bazie kompozytów CU-AI2O3, znamienny tym, że pianki ceramiczne z AI2O3 kruszy się po czym rozdziela się na frakcje poniżej 100 gm, od 100 do 200 gm, od 200 do 300 gm, od 300 do 500 gm lub powyżej 500 gm, po czym wybraną frakcję miesza się z miedzią, umieszcza się w formie grafitowej i spieka pod ciśnieniem w atmosferze ochronnej.