KR950014105B1 - 금속-제 2 상 복합체의 형성방법과 그에 의한 생산물 - Google Patents

금속-제 2 상 복합체의 형성방법과 그에 의한 생산물 Download PDF

Info

Publication number
KR950014105B1
KR950014105B1 KR1019880700789A KR880700789A KR950014105B1 KR 950014105 B1 KR950014105 B1 KR 950014105B1 KR 1019880700789 A KR1019880700789 A KR 1019880700789A KR 880700789 A KR880700789 A KR 880700789A KR 950014105 B1 KR950014105 B1 KR 950014105B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
metal
phase
reactive
alloy
intermetallic compound
Prior art date
Application number
KR1019880700789A
Other languages
English (en)
Other versions
KR890700114A (ko
Inventor
레온티오스 크리스토도울로우
데니스 챨스 네이글
존 미카엘 브루프바쳐
Original Assignee
마틴 마리에타 코포레이션
게이 친
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 마틴 마리에타 코포레이션, 게이 친 filed Critical 마틴 마리에타 코포레이션
Publication of KR890700114A publication Critical patent/KR890700114A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR950014105B1 publication Critical patent/KR950014105B1/ko

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/23—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces involving a self-propagating high-temperature synthesis or reaction sintering step
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/64—Burning or sintering processes
    • C04B35/65—Reaction sintering of free metal- or free silicon-containing compositions
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/14—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes using electric discharge
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/32—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at more than 1550 degrees C
    • B23K35/327—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at more than 1550 degrees C comprising refractory compounds, e.g. carbides
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/40—Making wire or rods for soldering or welding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B82—NANOTECHNOLOGY
    • B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
    • B82Y30/00—Nanotechnology for materials or surface science, e.g. nanocomposites
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/05—Mixtures of metal powder with non-metallic powder
    • C22C1/058—Mixtures of metal powder with non-metallic powder by reaction sintering (i.e. gasless reaction starting from a mixture of solid metal compounds)
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/10—Alloys containing non-metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/10—Alloys containing non-metals
    • C22C1/1005—Pretreatment of the non-metallic additives
    • C22C1/1015—Pretreatment of the non-metallic additives by preparing or treating a non-metallic additive preform
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/10—Alloys containing non-metals
    • C22C1/1036—Alloys containing non-metals starting from a melt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/10—Alloys containing non-metals
    • C22C1/1036—Alloys containing non-metals starting from a melt
    • C22C1/1047—Alloys containing non-metals starting from a melt by mixing and casting liquid metal matrix composites
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/10—Alloys containing non-metals
    • C22C1/1036—Alloys containing non-metals starting from a melt
    • C22C1/1047—Alloys containing non-metals starting from a melt by mixing and casting liquid metal matrix composites
    • C22C1/1052—Alloys containing non-metals starting from a melt by mixing and casting liquid metal matrix composites by mixing and casting metal matrix composites with reaction
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/10—Alloys containing non-metals
    • C22C1/1036—Alloys containing non-metals starting from a melt
    • C22C1/1068—Making hard metals based on borides, carbides, nitrides, oxides or silicides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C29/00—Alloys based on carbides, oxides, nitrides, borides, or silicides, e.g. cermets, or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
    • C22C32/0047—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents
    • C22C32/0078—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents only silicides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C47/00—Making alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments
    • C22C47/02—Pretreatment of the fibres or filaments
    • C22C47/06—Pretreatment of the fibres or filaments by forming the fibres or filaments into a preformed structure, e.g. using a temporary binder to form a mat-like element
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C47/00—Making alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments
    • C22C47/08—Making alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments by contacting the fibres or filaments with molten metal, e.g. by infiltrating the fibres or filaments placed in a mould
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C49/00—Alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C49/00—Alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments
    • C22C49/14—Alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments characterised by the fibres or filaments

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Composite Materials (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Nanotechnology (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
  • Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)

Abstract

내용 없음.

Description

금속-제2상 복합체의 형성방법과 그에 의한 생산물
본 발명은 금속-제2상 복합재료의 제조방법과 그에 의한 생산물에 관한 것이다. 하나의 실시예에서, 세라믹재료 또는 금속간 화합물과 같은 제2상은, 비교적 높은 부피분율로 금속 또는 금속간 화합물 기지에 직접 형성되고, 그 후에 금속에 추가된다. 제2상은 붕화물, 탄화물, 산화물, 질화물, 규화물, 황화물, 옥시황화물과 같은 세라믹, 또는 기지금속과 같거나 다른 하나 또는 그 이상의 금속을 포함할 수 있다. 바람직하게는, 티타늄, 지르코늄, 철, 코발트 및 니켈의 알루미늄화물과 같은 알루미늄 금속간 화합물을 포함할 수 있다. 본 발명에서, 비교적 높은 부피분율의 제2상은 "다공질 스폰지"형태의 중간재료를 형성하는 중간기지, 금속합금 또는 금속간 기지에 제공되고, 다음에는 용융 숙주금속(host metal) 욕내로 들어가거나 또는 고체의 숙주금속과 섞이며, 숙주금속에 걸쳐서 제2상과 중간기지를 분산시키도록 숙주금속의 융점 이상의 온도로 가열된다. 최종 생산물은, 최종 금속기지에 걸쳐서 극히 미세한 입자의 제2상을 균일하게 분산시킨 결과로서 개선된 성질을 갖는 금속, 금속합금 또는 금속간 화합물이다. 중간금속기지나 주금속 또는 양자 모두는, 물 또는 그 이상의 금속합금을 형성하고, 중간기지는 숙주금속과 같거나 또는 다를 수 있다. 중간기지는 용융 숙주금속욕에 녹거나, 또는 용융 숙주금속과 함께 금속간 화합물을 형성할 수 있다.
지난 수년동안에, 섬유, 휘스커(whisker)로 강화되거나, 또는 단소, 붕소, 탄화실리콘, 실리카, 알루미나 입자로 강화된 알루미늄과 같은 금속-제2상 복합체의 개발을 위한 광범위한 연구가 이루어져 왔다. 효과적인 고온항복강도와 크리이프 저항성을 갖는 금속-제 2 상 복합체는, 분말 야금기술을 사용하여 금속 또는 형성된 복합체의 합금기지에 매우 미세한(0.1미크론 이하) 산화물 또는 탄화물 입자를 분산시켜 제조되어 왔다. 그러나, 그러한 복합체는 아래에 설명하는 이유로 인해 특히 연성과 파괴인성이 좋지 않다.
금속-제2상 복합체를 생산하기 위한 종래기술은 분말야금학적 방법, 용탕기술 및 내부 산화공정과 같이 광범위하게 분류될 수 있다. 분산강화형 복합체의 분말야금형 생산물은 5미크론 이하의 직경을 갖는 금속분말을 산화물 또는 탄화물 분말(바람직하게는 0.01미크론 내지 0.1미크론의 직경을 가짐)과 기계적으로 혼합시킴으로써 이상적으로 달성될 수 있다. 볼밀링과 같은 고속 혼합기술 또는 종래의 절차가 분말을 혼합하는데 사용될 수 있다. 그 다음에는 표준분말 야금기술이 최종 복합체를 형성하는데 이용된다. 그러나, 일반적으로 세라믹 조성물은 1미크론 이상으로 크게 형성된다. 왜냐하면, 매우 미세한 제료의 제조에는 에너지, 시간 및 자본이 많이 들기 때문이다. 게다가, 미세입자의 생산은 필연적으로 입자면의 오염을 초래하고, 그결과 복합체에서 입자와 금속의 접촉계면의 오염이 발생하게 된다. 이것은 복합체의 기계적 성질을 떨어뜨리게 된다. 또한 입자재료가 유효한 소정의 크기로 제조되는 많은 경우에 있어서, 입자재료의 발화성 때문에 매우 위험하다.
제2상 재로의 연속적인 격자가 존재하는 용탕용침이 복합체를 생산하는데 이용되어 왔다. 몇몇의 경우에, 용탕이 용침하는 동안 용탕으로부터 세라믹 입자를 보호하고 금속과 세라믹 사이의 결합을 개선하기 위한 정교한 입자 코팅기술이 개발되어 왔다. 이러한 기술은 SiC/A1 또는 SiC 알루미늄의 탄화실리콘-알루미늄 복합체를 생산하는데 적용되었다. 이러한 방법은 큰 입자의 세라믹(예를들어, 1미크론 이상)과 휘스커에 적당하다. 탄화실리콘과 같은 세라믹 재료는 압분체를 형성하도록 압축되고, 액체금속은 공간을 체우기 위하여 충전층내로 압입된다. 이러한 기술은 야마쯔타(Yamatsuta) 등의 미합중국 특허 제4,444,603호에 개시되어 있다. 이러한 기술은 용탕취급 및 고압력 장비의 이용을 필요로 하므로, 용탕용침은 금속-제2상복합체 제조에 실용적인 방법이 되지 못한다. 특히 프레스의 크기와 압력이 과도하고, 비현실적으로 요구되는 초미크론 세라믹 입자를 함유하는 복합체의 제조에 적합하지 않다.
종래기술에 사용된 볼밀링 분말 또는 용탕용침에서의 산소의 존재는, 제2상과 금속의 계면에 존재하는 산화물과 같은 유독한 층, 피막 또는 유해물을 형성한다. 이러한 층의 존재는 복합체의 연성에 악영향을 끼치며, 제2상과 금속기지 사이의 계면결합을 방해할 것이다. 그 결과로서 약화된 계면접촉은 강도를 떨어뜨리고, 연신율을 감소시키며, 균열전파를 쉽게 한다.
더 많은 반응성분을 함유한 금속의 내부산화는, 내부에 산화된 알루미늄을 함유하는 구리와 같은 분산강화형 금속을 생산하는데 또한 이용되어 왔다. 예를들어, 약 3%의 알루미늄을 함유한 구리합금이 산화성 분위기에 놓이게 되면, 산소는 알루미늄과 반응하기 위해 구리기지를 통해 확산되며, 그 결과로서 알루미나 가석출된다. 비록, 이러한 기술이 비교적 소수의 시스템으로 제한된다고 하지만, 두 금속이 화학반응도에 있어서 큰 차이를 나타내기 때문에, 분산강화를 위한 가능한 방법을 제공한다. 그리나, 분산강화형 금속에 형성된 미세분포 업자들의 최고 농도는, 일반적으로 모듈러스 및 경도와 같은 성질에 중대한 변화를 주기에는 부족하다.
젠킨스(Jenkins)의 미합중국 특허 제2,852,366호에는, 금속복합체 중량의 l0%에 말하는 양이 기지금속이나 합금에 혼합될 수 있다는 사실이 기재되어 있다. 이 특허에는 또한 기지금속의 혼합물, 기지금속과 비금속 복합체 요소와의 화합물 및 기지금속과 복합체 금속과의 합금에 대한 혼합, 압착, 그리고 소결이 기재되어 있다. 예를들면, 니켈, 니켈-붕소 합금 및 니켈-티타늄 합금 분말의 혼합, 압축 및 소결이 기재되어 있다. 혼합된 분말들은 티타늄과 붕소로 이루어진 안정화 비석출형 "복합체"가 니켈기지내로 분산되는 정합체를 형성하게 된다. 복합체상의 석출은 특히 피해야 한다.
보달(Vordahl)에게 허여된 미합중국 특허 제3,194,656호에는, 공정 또는 공정에 가까운 합금의 혼합물을 용융시킴으로써 TiB2와 같은 세라믹상을 형성하는 방법이 기재되어 있다. 보달에게 허여된 방법에서는, 적어도 하나의 출발성분의 융점이 원하는 최종합금의 기지금속의 융점보다 실질적으로 낮아야 하는 것이 필수적이다. 기지금속의 융점부근 또는 융점에서 발열성의 제2상 형성반응의 진행에 대해서는 기재되어 있지않다.
브레쯔(Bredzs) 등에게 허여된 미합중국 특허 제3,415,697호, 제3,547,673호, 제3,666,436호, 게3,672,849호, 저13,690,849호, 저l3,690,875호 및 제3,705,791호에는 세라믹 코팅, 피복된 기질 및 합금강과의 제조방법이 기재되어 있다. 여기에서 수행되는 발열반응 메카니즘은 금속기지에 분산된 석출물을 형성한다. 브레쯔 등의 발명에서는 낮은 용융온도를 갖는 합금, 바람직하게는 공정합금의 사용에 의존하므로, 기지금속의 용융온도 또는 그 근처에서 제2상 형성발연반응을 개시하지 않는다.
데안겔리스(DeAngelis)에게 허여된 미합중국 특허 제4,514,268호에는, 매우 미세한 입자크기를 갖는 소결된 서어맷(cermet)의 반응이 기재되어 있다. 여기에는, 발열반응이 유발되어 실질적으로 완성되는 온도로 가연되는 혼합된 입자반응물 모두의 소결과정에서의 이중효과가 개입된다. 반응생산물은 도달된 고온에서 반응양의 제재에 의해 세라믹-세라믹 결합을 형성하도록 함께 소결된다. 그러므로, 이 방법은 용탕과접촉하여 사용하기에 적당한 소결된 세라믹 결합을 갖는 생산물에 관계한다.
백케루드(Backerud)에게 허여된 미합중국 특허 제3,785,807호에는, 이붕화티타늄을 함유한 알루미늄의 마스터 알로이(master alloy)제조방법이 기재되어 있다. 여기에서는 고온에서 용융 알루미늄에 티타늄과붕소를 용해 및 반응시키는데, 저온에서 이붕화티타늄 주위로 티타늄 알루미나이드가 정출되는 것이 요구된다. 이 방법은 복합체 분산질 형성에 관계한다.
최근 수년동안, "자체 퍼짐 고온합성(SHS)"이라는 방법을 사용하여 여러가지 세라믹이 형성되어졌다.이것은 압축분말 혼합물을 통해 퍼지는 자체의 발열반응을 포함한다. SHS 방법은 조성성분 분말의 혼합 및 압분을 포함하고, 적당한 열원에 의한 성형체 일부의 가열을 또한 포함한다. 그 연원은 전기적 충격, 레이저, 테르밋, 스파크 등일 수 있다. 점화시, 자체반응을 유지하기에 충분한 열이 나오는데, 이것은 저온에서 장시간에 걸친 벌크재 가열보다는 고온에서 갑작스럽고 적은 전력개시의 이용을 가능하게 한다. 이러한 기술은 메르짜노브(Merzhanov) 등의 미합중국 특허 제3,726,643호, 제4,161,512호 및 제4,431,448호에 기재되어 있다. 미합중국 특허 제3,726,643호에는, 탄소, 붕소, 실리콘, 황 또는 액체 질소와 같은 비금속과 주기율표의 IV족, V족 및 VI족에서 선택한 적어도 하나의 금속과의 혼합, 그리고 연소공정을 개시하기에 적합한 국부온도를 만들기 위한 상기 혼합물 표면의 가열에 의해서, 고온 내화성 무기화합물의 생산방법이 제시되어 있다. 미합중국 특허 제4,161,512호에는, 층에서 층으로 연소하는 상태에서 혼합물의 발연반응결과에 의해, 80-88%의 티타늄과 20-12% 탄소로 구성된 혼합물의 연속에 의해 탄화티타늄을 제조하는 방법이 제시되어 있다. 이것은 바인더가 없는 상태하에서 세라믹 재료를 재조하는 것에 관계한다.
SHS 방법을 불활성 금속상과 함께 사용하는 경우, 비교적 고부피분율의 세라믹과 비교적 저부피분율의 금속(통상적으로 10% 이하, 최대 30% 이하)이 채용된다. 생산물은 조밀한 소결재료이며, 여기서 비교적연성의 금속상이 적용압력 및 충전공간 등에 의해 바인더 또는 고화제와 같이 거동한다. 따라서, 밀도가 높아진다. 불활성 금속상이 있는 SHS 공정은 본 발명과 결합하여 사용하는 석출공정보다 더 고온에서 일어나고, 비등온공정이며, 실질적으로 크기가 변할 수 있는 소결 세라믹 입자를 생산한다.
미합중국 특허 제4,431,448호에는, 티타늄, 붕소, 탄소와 I-B그룹의 바인더 금속 또는 구리나 은 합금과 같은 합금 분말의 혼합과정과, 혼합물의 압축과정과, 붕소 및 탄소와 함께 티타늄의 발연반응을 재시시키는 국부연소 과정과, 연소의 전파 과정과, 그리고 이붕화티타늄, 탄화티타늄 및 약 30%에 달하는 바인더금속으로 이루어진 합금의 형성과정이 기재되어 있다. 그러나, 이 방법은 그룹 I-B 금속 또는 구리나 은과 같은 합금을 바인더로 사용하는 것으로 제한된다. 이 방법에 의한 생산물은 저밀도를 가지며,1% 이하의 다공성을 달성하도록 압축 및 압분된다.
지에센(Giessen) 등에게 허여된 미합중국 특허 제4,540,546호에는, 다상 합금의 급속 응고처리방법이 개시되어 있다. 이 공정에서는 최종 합금에 결과적인 화합물의 초미크론 입자를 형성하기 위하여 출발합금에서 화학적으로 반응할 수 있는 조성 사이에 "용해 혼합반응"이 일어나는 혼합노즐에서 두 출발합금이 반응한다. 혼합과 화학반응은 출발합금의 최고 액상선 또는 최고 액상선 이상의 온도에서 이루어지나, 실질적으로는 최종 합금의 액상온도 이하에서 이루어지며, 가능한 한 최종 합금의 고상온도에 근접하여 수행된다. 이 기술에 의하여 분산강화형 합금을 생산할 수 있었지만, 여러가지 근본적인 문제점들이 나타났다. 첫째,공정이 기술적으로 복잡하고 다중의 용해로가 요구된다. 둘째, 미세한 분산이 계속해서 이루어지는 경우에 효과적인 혼합이 매우 중요하다. 마지막으로, 예를들어, 분산질을 10-20% 함유한 복합체에서 입자성장을 강화시키는 분산질의 고부화를 달성하기 위해서 급속 응고합금요소를 완전히 용해시키는데 매우 높은 정도의 과열이 필요하게 된다.
본 발명은 위에서 언급한 종래기술의 단점들을 극복한다. 특히, 본 발명은 종래기술에 비하여 절차와 장비의 단순화를 가능하게 한다. 예를들어, 본 발명에서는 제2상의 모든 성분들이 하나의 반응용기내에 존재하기 때문에, 다중 용해로와 혼합 및 제어장치가 필요없다. 본 발명은 또한 고융점에서 조성의 다중 용융물형성 필요성을 제거한다. 게다가, 보온조정로에서 높은 수준의 과열을 달성할 필요없이 고부화 조성물이 제조될 수 있다. 본 발명은 또한 강화업자가 제위치에서 형성되므로, 분리금속과 세라믹 분말과 같이 종래기술에 의해 만들어진 금속-세라믹 복합체에 비해 보다 깨끗한 입자/금속 계면을 제공한다. 더우기, 형성된 중간재료는 제2상 재료의 제어된 부피분율을 수반하면서, 기지내에 실질적으로 결합되지 않은 입자의 균일분산을 만드는데 이용될 수 있다. 이하, 본 발명의 상세한 설명에 의해 본 발명의 장점들이 명백하게 밝혀질 것이다.
(발명의 요약)
본 발명의 목적은, 금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물 기지에서 업자, 세라믹, 금속간 화합물 재료 또는 이들의 혼합물과 같은 균열하게 분산된 제2상으로 구성된 복합재료를 형성하기 위한 저렴한 방법을 제공함에 있다. 설명을 보다 간단하게 하기 위해서, 하기에서는 금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물의 최종복합체를 "최종 금속기지"로 언급한다.
본 발명은 "중간 금속기지"에 비교적 농축된 제2상이 분산된 중간금속을 생산한다. 중간 금속기지는 "용매금속", 금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물로 구성되는데, 여기에서 제2상 형성 조성물들은 제2상보다 용해하기 쉬우며, 원하는 최종 금속기지와 같거나 다를 수 있다. 다공질의 "스폰지"형태일 수 있는 농축된 중간재료는 금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물인 "숙주금속"에 중간 금속기지를 용해시킴으로써 개선된 복합체를 형성하도록 이용된다. 여기에서 제2상은 불용성이고, 중간 금속기지와 결합할때 원하는 최종 금속기지를 생산할 수 있다. 이것은 농축된 중간재료를 주금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물의 용융욕과 혼합하거나 또는 고체 숙주금속, 금속 합금 또는 금속간 합금과 혼합한 후에, 숙구금속의 융점 이상의 온도로 가열함으로써 달성된다.
본 반명의 다른 목적은, 금속 및 합금의 분산 강화방법을 제공함에 있다. 본 발명은 또한 숙주금속에 첨가하기에 적당한 중간재료 제조를 제조하는데, 상기한 중간재료는 출발재료로 값비싼 초미크론 제2상을 채용할 필요없이, 알루미늄의 이붕화티타늄 또는 단화티타늄과 같은 중간기지에서 제2상 입자들을 포함한다. 그러므로, 이러한 중간재료는 적당한 부피의 숙주금속과 혼합될때 초미크론 입자의 원하는 부피분율을 제공할 수 있다.
본 발명은 중간 금속기지에서 제2상 재료의 부피가 약 95%에 달하는 석출방법에 관련되는데, 여기에서 제2상은 중간 금속기지와 같거나 다른 금속의 붕화물, 탄화물, 산화물, 질화물, 규화물, 옥시황화물, 또는황화물과 같은 세라믹으로 구성될 수 있다. 원하는 제2상 재료의 조성물 또는 원소와 용매금속을 혼합하고, 용매금속내로의 반응원소의 실질적 화산 및/또는 용해가 일어나는 온도, 즉 용매금속의 융점 또는 융점부근의 온도로 함으로써, 항상 발열반응인 용매가 지원된 반응이 개시될 수 있다. 이러한 반응에 의해서, 용매금속내로 제2상 재료의 급속한 형성 및 미세하게 분할된 입자들의 분산이 이루어진다.
본 발명은 또한 큰 부피의 최종 기지금속에 걸쳐서 제2상 입자가 비교적 균일하게 분산된 금속-제2상복합재로의 형성방법에 관계하는데, 이 방법은 용매금속의 존재하에, 중간기지에 비교적 고농도의 미세하게 분할된 제2상 입자들이 존재하는 복합재료를 생산하기 위해서 조성물의 반응을 개시시키도록 용매금속내로 조성물의 충분한 확산이 일어나는 온도에서 제2상 형성 조성물과 접촉시키는 단계와, 그리고 최종 금속기지내에 제2상이 포함된 재료를 얻기 위해 용융 숙주금속욕, 금속 합금 또는 금속간 화합물의 욕내로 복합체재료 또는 스폰지를 유입하는 단계에 의해서, 용매금속에서 적어도 하나의 제2상 재료를 석출시키는 것으로 이루어져 있다.
본 발명은 또한 용융 숙주금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물에 제2상 재료를 분산시키는 방법에 관계되는데, 이 방법은 중간 금속기지에서 용융 숙주금속, 금속 합금, 또는 금속간 화합물내로 주기율포 제III족내지 제VI족의 천이금속의 산화물, 질화물, 붕화물, 탄화물, 규화물, 옥시질화물, 황화물 또는 옥시황화물로 이루어진 석출된 제2상 재료를 함유한 스폰지를 첨가하는 단계와, 그리고 제2상 재료가 분산되어 있는 생산물을 회수하는 단계로 구성된다.
본 발명은 또한, 중간 금속기지에서 용융 숙주금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물내로 주기율표 제III족내지 제VI족의 천이금속의 산화물, 질화물, 붕화물, 탄화물, 규화물, 황화물 또는 옥시황화물과 같은 제2상 재료를 함유한 미리 성형된 중간재료를 도입하는 단계와, 그리고 제2상 재료를 함유한 생산물을 회수하는 단계로 구성된 용융 숙주금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물에 제2상 재료를 분산시키는 방법에 관계된다.
본 발명은 또한 중간 금속기지내의 원위치에 미리 석출된 제2상 재료의 미리 성형된 결합되지 않은 입자가 균일하게 분산되어 있는 금속으로 구성된 복합체 생산에 관계된다.
본 발명은 또한, 기지금속이 매우 작은 입자크기를 가지며, 제2상 입자가 필수적으로 5미크론 이하인 금속기지 복합재료에 관계된다.
본 발명은 또한, 1 내지 약 30부피%의 제2상 입자들이 약 1미크론의 입자크기를 갖는 금속기지에 비교적 균일하게 분산된 금속-제 2 상 복합체에 관계된다.
(바람직한 실시예의 설명)
본 발명은 다공성이며 취약한 기지-제2상 주농축물이 치밀한 복합체 생산물로 전환된 고품질 금속기지복합체를 제공하는 새로운 기술에 관계된다. 이 기술은 중간 기지재료에 의해 둘러싸여지고, 농축물대의 다른 분산물과 결합하지 않는 각 분산입자의 주농축물 스폰지 또는 중간생성재료를 제조하는 단계와, 이들을 숙주금속에 혼합하는 단계로 구성된다.
중간재료 또는 스폰지의 제조와 관련된 반응의 상세한 설명은 1984년 l0월 19일자로 출원한 출원인의 특허출원 제662,928호에 기재되어 있다.
하기에서 사용될 용어 "숙주금속" 및 "숙주금속욕"은 용융 숙주금속욕이 이용되거나 또는 용탕을 생산하기 위해 후에 추후 가열될 고체 숙주금속이 이용되는 본 발명의 다른 실시예에서도 동등하게 적용됨을 이해하여야 한다.
어떤 예에서, "숙주금속"은 다른 열반적인 금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물 재료로 구성될 수 있다. 숙주금속은, 예를들어 균일하게 분산된 에브륨 산화물, 토리어, 알루미나 등이 함유된 금속과 같은 분산강화형 금속이 될 수 있다. 이러한 경우에는 미리 존재하는 분산물이 중간생성재료의 유입에 요구되는 시간/온도하에서 용탕에서 안정하게 유지되는 것이 중요하다. 마찬가지로, 숙주금속과 같이 본 발명에 의해 준비된 금속-제2상 복합체를 이용하는 것이 가능하다. 제2상 분산물을 주로 함유한 재료를 사용함으로써 얻는 장점은 제2상 형태, 모양, 양의 이중분포를 얻을 수 있다는 것이다. 하나의 예로서, 바늘형상의 TiN임자들을 함유한 중간 재료가 첨가된 등축형 TiB2입자들의 분산물을 함유하고 있는 알루미늄 기지의 사용을 들 수 있다. 분산강화와 고온 크리이프 저항의 결합이 얻어진다. 상기한 설명에 따르면, "숙주금속", 또는 "숙주금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물"과 같은 용어는 상술한, 이미 존재하는 제2상 분산물을 함유하는 재료들의 형태를 포괄한다는 것을 이해하여야 한다.
여기서 사용되는 바와 같이, 용매금속은 제2상 형성 조성물과 결합 또는 반응하는 반응 매개물에 관련되고, 중간생성 금속 및 중간생성 금속기지는 기지를 함유하는 석출물에 관련된다. 그러므로, 중간재료 또는 다공성 스폰지는 용매금속, 용매금속의 합금 또는 용매금속을 포함하는 금속의 혼합물의 기지에 존재하는제 2 상 석출물을 포함한다.
본 발명은 종래의 기술분야, 특히 금속-제2상 복합체 분야에서 진보된 두 특징을 포함하고 있다. 첫째는, 본 발명은 불완전하고 강도 및 응집력이 약하며 고다공성인 미리 성형된 압분체를 사용하는 것이다. 둘째는, 특별한 용도에 맞게 필요 특성들이 갖추어진 고품질의 치밀한 재료를 회복하도록 상기 압분제를 용탕과 함께 사용하는 것이다.
상기한 바와 같이, 고품질의 압분체를 회수하는 공정들은 종래 기술분야에서 쓸모없는 것으로 간주되었던 생산물을 산출한다는 것을 먼저 인지하여야 한다. 예를들면, SHS에 의하여 세라믹 물체를 제조하는데 있어서, 유용한 세라믹 형상 또는 부분들을 제조하는 수단으로서 공정에 존재하는 제한 특성은 자기전파 합성에 의해 종종 형성되는 물체에 고유의 나쁜 기계적 성질을 부여한다. 따라서, 확산, 소결 및 농축화를 일으키는 온도에서 압력을 높이는 것과 같은 기술에 의해 그러한 세라믹 물체의 성질을 높이려는 시도가 있어져 왔다. 이에 반해, 이미 인지된 취약성, 저강도 및 다공성과 같은 성질들은 여기서 공개하는 방법에서는 의외로 장점이 될 수 있다. 그러한 나쁜 질의 압분체 제조법 대신에 석출방법쪽으로 관심이 돌리졌다. 그러나, 실질적으로 비반응 금속의 존재에서 수행되는 제2상 형성 발열반응은 또한 본 발명의 범주내로 간주된다.
본 발명에서 두번째 특이할만한 특징은, 금속, 세라믹 및 복합제를 제조 및 이용하는데 있어서 피해야 하는 겻으로 알려진 용탕이 복합체의 생산에서는 유용하게 사용될 수 있다는 것이다. 예를들면, 용탕이 종래의 다결정 금속에 용침되면, 결정립계의 결합이 약화되고, 균열이 전파되며, 그 결과 취성이 있게 된다. 그결과, 예를들어 점진적인 강도 및 완결성(액체 금속 취성현상)의 상실로 인해 금속용기(고융점을 가짐)내에 용탕을 보유하는데 있어서 근본적으로 문제가 발생한다. 마찬가지로, 세라믹을 용탕에 적용하여 사용할때, 가장 화학적으로 비활성이고 저항력 있는 재료를 채용하더라도 용탕부식으로 인해 사용기간에 항상 문제가 발생한다. 그러므로, 예를들면 TiB2에 의한 용융 알루미늄의 보유는 오염물질과 반응하는 세라믹 결정립계를 따라서 이루어지는 용탕의 용침에 의하여, 장기적이고 경제적으로 미해결인 문제점이 아직 있다. 점진적인 용침과 반응은 궁극적으로 입자간 응집력의 손상, 기계적 약화 및 분리를 초래한다.
용탕의 존재는 금속-제2상 복합체의 생산 및 사용에 똑같이 불리한데, 이것은 용탕유입을 피하는데 있어서 가장 중요한 것으로 여겨진다. 발생될 수 있는 문제의 형태를 설명하기 위해 여러 실례를 들면 다음과같다. AI로 SiC 복합체의 제조에서, 앞서 지적한 것과 같이 용탕과 입자의(또는 용탕용침의 경우에서 세라믹 격자) 오래된 직접 접촉을 피하기 위해서 코팅 기술과 같은 예방책이 강구되어야 한다. 이러한 예방책이없는 상태에서, 금속과 세라믹은 상호반응하며, 그 반응공정은 분명히 입자의 강화정도를 감소시킬 뿐만 아니라, 복합체를 추후 부식되게 할 수 있는 반응 생산물을 생기게 한다. SiC/A1를 용접하려는 시도가 있을때 기지금속의 용융온도가 과열되는 것과 같은 유사한 문제가 발생하므로 유해한 반응이 발생된다. 이산화트룸이 분산된(TD) 니켈의 경우에, 이 조성물은 표면장력 효과로 인해 이산화트륨 세라믹이 용융물의 표면에 떠오른다고 하더라도 분리하려는 경향이 있으므로, 액체 금속과는 반대로 고체분말 야금학적 기술로 생산된다. SiC/A1을 채용하는 경우, 액체 금속의 존재로 인해 또다시 문제가 되는데, 이 경우 위에서 언급한 분리가 야기된다.
미리 성형한 저질의 금속-제2상과 용탕의 결합은 유용한 생산물로서 회수되지 않는다고 생각할 수 있다. 그러나, 본 발명의 기술에 따른 이러한 특징들을 채용함으로써, 본 발명은 종래기술로는 달성할 수 없었던 생산물을 얻고, 그에 따른 예기치 못했던 장점들을 제공한다.
위에서 언급한 새롭고 유익한 공정특성에 추가하여, 금속과 제2상 사이의 깨끗한 정합계면과 같은 장점이 제2상 증착방법에 의해서 얻어진다. 본 발명은 원위치의 석출방법에 존재하는 몇몇 결점을 피하면서, 이러한 장점들을 얻을 수 있게 한다. 그러므로, 미세한 석출물의 생산을 위해 입자성장을 초래하는 상승된 온도에서의 오랜 가열을 반드시 피하여야 한다. 이러한 이유로, 발연반응의 짧은 기간동안에 형성방법을 판수하기에 충분한 연을 제공하기 위해서는 비교적 고농도의 분산전구체(precursor)가 바람직하다. 저분산 농도의 경우에서는, 반응을 완성시키기 위해 적용되는 외부열의 양과 적용시간은 입자성장이 문제가 될 수 있는 정도로 제공된다. 그러므로, 생산물로 회수되는 제2상 부화의 범위는 이러한 기준에 의해 제한된다. 그러나 본 발명이 적용되면, 제2상의 부화정도에 관계없이 원하는 형태, 크기, 모양 및 다른 특징의 제2상생산에 가장 효과적인 상황하에서 입자형성 공정이 수행되므로, 그러한 제한은 없어진다. 이런 미리 성형된것은 회수되는 생산물에서 분산물 농도의 모든 범위를 제공하기 위해, 본 발명에 따라서 용융 숙주금속과 결합된다.
본 발명은 상술한 주농축물, 스폰지, 또는 중간재료의 이용에 적당한 중간 금속-제2상 복합체를 생산하기 위해서, 금속, 합금, 또는 금속간 화합물계내에서 특유의 내화성 경금속 붕화물 또는 알루미늄화물인 금속간 화합물 또는 세라믹과 같이 미세한 입자의 제2상 재료를 석출하기 위한 새로운 방법을 포함한다. 그러나, 기술된 방법은 제2상 재료의 큰 입자를 용융 숙주금속내로 도입하는데 사용되는데, 상기 입자를은 조성취성 또는 연성손실을 유발시키는 정도까지 도입될 수 있다. 신복합체의 개선된 성질은 강성이 제한된 경우에 중량절감, 높은 작동온도 및 에너지 효율과 관련된 개선을 제공하고, 부식에 의한 부분 마모를 감소시킨다. 이러한 재료의 특별한 이용은, 블레이드와 같은 터어반 엔진부품의 구조에 관계된다.
이와 관련하여, 본 발명의 금속-제2상 생산물은, 예를들어 긴 섬유 강화형 복합체에서와 같이 기지재료로 이용하기에 적당하다. 그러므로, 예를들어 본 발명의 입자 강화형 알루미늄 복합체는 특정한 방향성을 향상시키기 위해 긴 SiC 또는 탄소섬유와 함께 사용될 수 있다. 그러한 재료의 통상적인 제작방법은 얇은층상 시트의 확산결합 및 용탕과정을 포함한다. 용탕공정 동안에 제2상이 없는 불변금속과 비교되는 복합체에 의해 향상된 금속 젖음성의 장점을 얻을 수 있다. 예를들면, 본 발명에 의해 준비된 바와 같이, 분산TiB2를 함유하는 흑연을 적신다. 그러나, 강화되지 않은 알루미늄 금속은 그렇지 못하다. 그러므로, 흑연섬유-알루미늄 기지 복합체는 본 발명의 금속-제2상 복합체를 사용함으로써 유리하게 제조될 수 있다.
상기 방법은 제2상 형성 요소들이 중간 금속기지에 제2상 재료의 미세하게 분리된 분산물을 형성하기 위해서 용매에서 반응을 유발시킨다는 것을 알게 해준다. 제2상 형성 조성은 용매금속의 용융온도 또는 그부근에서 대부분 쉽게 결합하고, 이 반응의 발열현상은 매우 빠른 온도상승 또는 스파이크의 원인이 되는데, 이것은 추가적인 금속의 용융효과를 줄 수 있고, 동시에 제2상 형성 조성의 또 다른 반응을 촉진시킨다.
반응원소가 고체용매 금속에서 상당한 확산성을 갖는 시스템에서, 반응은 용매금속의 융점 이하 온도에서 개시될 것이다. 그러므로, 고체상태의 개시는 가능하다. 그러나, 액체상태는 이루어지거나 또는 이루어지지 않을 수도 있다.
적당한 제2상 세라믹 석출물의 예로서는 주기율표상의 제III족 내지 제VI족의 천이원소를 포함하는 원소들의 붕화물, 탄화물, 산화물, 질화물, 규화물, 황화물 및 옥시황화물을 들 수 있다. 특히, 유용한 제라믹형성 또는 금속간 화합물 형성 조성물은 알루미늄, 티타눔, 실리콘, 붕소, 몰리브덴, 텅스텐, 니오븀, 바나듐, 지르코늄, 크롬, 하프늄, 이트륨, 코발트, 니켈, 철, 마그네슘, 탄탈륨, 토륨, 스칸듐, 란탄 및 회토류 원소를 포함한다. 특히, 유용한 부가적인 금속간 화합물 형성 원들은 구리, 은, 금, 아연, 주석, 백금, 망간, 리륨 및 베릴륨을 포함한다. 바람직한 제 2 상 재료는 이붕화티타늄, 탄화티타늄, 이붕화지르코늄, 이규화지르코늄 및 질화티타늄을 포함한다. 제 2 상 조성을 용해 또는 약하게 용해시키며, 제 2 상 석출물을 미약하게 용해시키는 금속을 용매금속으로 사용할 수 있다. 그러므로, 용매금속 조성은 특정한 반응물에 대해서는 용매로서 작용하지만 다른 원하는 제2상 석출물에 대해서는 용매로서 작용하지 말아야 한다. 용매금속은 본 발명의 방법에서는 주요한 용매로 작용하고, 제 2 상 석출물의 조성은 용매금속에 대하여 큰 친화력을 갖는다. 즉, 발열행정의 시간범위내에서 제2상 분산물과 별다른 반응을 하지 않는다. 또한, 제2상 형성반응이 반응의 완수에 필요한 에너지를 충분하게 방출한다는 것은 중요하다. 기지와 분산물과의 많은 수의결합을 의도하는 한, 소정의 주어진 한 기지에서 원위치에서 석출된 상(세라믹 또는 금속간 화합물)의 선택은 이러한 기준에 의해 제한되는 것을 인지하여야만 한다.
적당한 용매금속은 알루미늄, 니켈, 티타늄, 구리, 바나듐, 크롬, 망간, 코발트, 철, 실리콘, 몰디브덴, 베릴륨, 은, 금, 텅스텐, 안티몬, 비스무스, 백금, 마그네슘, 납, 아연, 주 석, 니오븀, 탄탈륨, 하프늄, 지르코늄 및 이들의 합금을 포함한다.
주금속은 중간생성재료의 혼합단계, 추후 제조공정 및/또는 재주조과정 동안에 개입되는 시간/온도 범위에서 제2상이 반응하지 않으며 용해되지 않는 금속이 될 수 있다. 주금속은 용매 및/또는 중간금속과 함께 용융 또는 합금화될 수 있어야만 하고, 중간재료를 적셔야만 한다. 그러므로, 주금속은 용매금속, 용매금속합금, 또는 용매금속과 중간금속이 모두 용해될 수 있는 금속이 될 수 있다. 약 5중량%에 달하는 리튬을 함유한 알루미늄-리튬 합금과 같은 합금이 주금속으로 사용되면, 비록 어떤 연질 합금에서는 연성의 감소가 일어난다 할지라도, 예를들어 탄성률, 고온안정성 및 마모저항성과 같은 합금의 유용한 성질을 충분히 보유할 수 있다. 예를들어, 약 5중량% 내지 40중량%의 이붕화티타늄을 함유한 7075 알루미늄 합금은 단지7075합금과 같은 유용한 시효경화를 나타낸다. 그러나, 탄성율, 높은 온도도달 가능성, 큰 고온안정성 및 대단히 큰 마모저항성을 상당히 증가시킨다. 알루미늄-리튬 합금은 큰 모듈러스와 저밀도 특성으로 인해 특별한 관심을 끈다. 알루미늄에 첨가하는 리튬의 중량%에 따라 밀도는 거의 6%까지 감소한다. 게다가, 리튬은 용융 알루미늄의 표면 에너지를 크게 감소시키는데, 이것은 중간재료가 용융 알루미늄-리튬 숙주금속에 접촉하게 함으로써, 중간생성재료의 적심 및 용침을 촉진시키기 때문이다. 본 방법의 복합체는 주조, 단조, 압출, 압연, 기계다듬질 등에 의해 통상의 방식으로 제조될 수 있다. 본 발명의 복합체는 또한, 제2상 입자 분산물에서 실질적으로 균일도를 유지하고 미세한 제2상 입자크기 및 미세한 결정립도를 보유하는 동안에 재용해 및 재주조된다. 이에 의해, 물리적 성질이 개선된다. 이후의 공정이나 제조에서의 분명한 이익은 차지하고, 이러한 재료들을 재용해 및 재주조하는 능력은 공지된 종래의 금속-세라믹 복합체 기술과 달리, 상기 재료들을 재순환 및 재사용할 수 있게 한다.
본 발명에 따르면, 원석출물은 제어된 방식으로 제2상을 용융 숙주금속에 유입시키는데 활용될 수 있는제 2 상 농축물을 함유한 다공성 또는 스폰지형 복합체의 제조를 가능하게 한다. 그러므로, 복합체는 예를들어 알루미늄과 같은 중간 기지금속내에 이붕화티타늄과 같은 고분율의 제2상을 갖는 중간재료의 형태로 제조될 수 있다. 이 중간생성재료는 용융 숙주금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물욕에 첨가되거나, 또는 고체 숙주금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물과 혼합된다. 그후, 제2상의 원하는 부화도를 갖는 복합체를얻기 위해 숙주금속의 융점 이상의 온도로 가열된다. 숙주금속은 중간재료의 중간 기지금속과 같거나 또는 다를 수 있다.
가변 양의 제2상 재료는 생산물의 원하는 성질 및 최종 용도에 따라, 본 반명의 방법에 의해 복합체 재료에 혼합될 수 있다. 예를들면, 고모듈러스를 갖는 분산강화형 합금을 생산하기 위하여는, 약 0.1 내지 30부피%, 바람직하게는 약 5 내지 약 25부피%, 보다 바람직하게는 약 5 내지 15부피% 범위의 제2상 재료가 이용될 수 있다. 그러나, 분산강화와는 다른 목적을 위하여는, 제2상 부피분율이 성질의 원하는 조합을 갖는 복합체를 생산하기 위해 약 1부피%에서 연성이 수용불가능한 정도까지 희생되는 수 부피% 범위내로 상당히 변할 수 있다. 복합체 성분비의 주요 결정인자는 생산물의 용도이다. 예를들면, 절삭공구와 같은 것에 사용하기 위하여 요구되는 성질은 생산된 복합체 재료의 마모 및 칩저항일 것이다. 반응물과 용매재로의 비율을 제어함으로써 원하는 성질의 범위를 달성하도록 조성비를 효과적으로 맞추는 것이 가능하다.
제2상의 양의 제어 이외에도, 기지 및 제2상의 형태를 조정하여 재료를 처리하는 것이 가능하다. 예를들어, 분산강화형 금속 또는 금속-제2상 복합체를 주로 이용하여 강화형 기지를 얻을 수 있다. 예를들면,높은 가로세로 비의 바늘과 같은 분산물 형태가 중간 금속기지에 첨가될 수도 있다. 생산물에 요구되는 최종 기술에 따라서, 제2상의 형태, 양 등을 맞추기 위해 폭넓은 제어가 적용될 수 있다.
용어 "스폰지"는 앞서 기술한 원위치에 석출된 제2상-중간생성 금속기지 복합체 또는 중간생성재료를 설명하는데 사용된다. "스폰지"의 다공성 정도는 제2상 형성 반응의 개시전, 반응과정동안 또는 반응후에 적용되는 진공탈가스학 또는 압축과 같은 절차에 의해 변화될 수 있다. 중간생성재료 또는 스폰지의 다공성은 필요에 따라 반응 개시전의 진공탈가스화 조작에 의해 최소화할 수 있다. 적용된 진공정도 및 탈가스 단계의 온도는 흡수된 수분 및 다른 가스의 증발과 확산 역학에 의해 순수하게 결정된다. 고진공 및 상승된 온도는 탈가스조작을 촉진시킨다.
탈가스화 단계가 없는 상태에서는, 복합체는 비교적 다공성으로 형성되고, 이론밀도에 비해 상대적으로 낮은 저밀도 상대를 이룬다. 대부분의 경우 높은 다공성이 바람직한데, 왜냐하면 이것은 숙주금속내에서 중간기지의 보다 빠른 용해를 유도하기 때문이다. 어떤 예에서는, 초기반응 혼합물에 예를들어 마그네슘 또는 아연 등의 저비점 금속같은 다공성 중진제를 통합시키는 것이 바람직하다. 다공성 증진제는 반응과정동안에휘발하므로, 결과로 생긴 중간재료의 다공성을 증가시킨다. 이러한 상태하에서, 이러한 재료는 "스폰지"로서 언급되고, 통상적으로 높은 제2상 부화도를 가지며, 특정한 원하는 제2상 부피분율을 얻기 위해서 측정된 부피의 숙주금속에(분산이 처음으로 형성된 중간 금속기지와 같거나 다름) 첨가될 것이다.
중간 금속기지내의 비교적 많은 양의 제2상은 중간 금속기지내에서 각 제2상 입자의 균일분산을 유지하는 동안에 얻어진다. 제2금속기지내에서의 제2상 입자의 균등한 분산은 오랫동안 탐구되어 왔다. 대부분의 경우에 있어서, 이것은 유익하지 못하거나, 또는 최종 기지재료를 구성하는 용탕의 존재하에서 원하는제2상의 직접적으로 석출시킬 수 없다. 제2상이 원하는 기지재료에서 원위치에 직접 형성될 수 있다고 할지라도, 큰 부피의 용탕취급은 제2상 형성 반열반응에 의한 온도상승을 겪게 되며, 큰 부피의 복합체의 직접 생산에 바람직하지 못한 형성물을 이용하게 된다.
놀랍게도, 본 발명은 농축된 제2상을 함유한 중간재료를 형성함으로써, 상기 문제를 해결하였다. 형성된 복합체의 제2상 입자는 종래기술의 세라믹 분말상에 형성된 산화물 또는 다른 해로운 피복층으로부터 견디지 못한다. 본 발명에 따라서, 중간 금속기지내에 균등하게 분산된 세라믹과 같은 제2상은 용응 숙주금속용 전체에 걸쳐서 중간재료의 제2상 입자를 재분산시키기 위해 용융 숙주금속욕내로 유입될 것이다. 욕의 용융 숙주금속은 원하는 제2상의 원위치 석출이 욕내에서 발생하지 않거나 또는 어렵게 발생하는 조성물일 것이다. 그러므로, 중간 기지금속과는 다른 금속들이 제공되는데, 이 금속내에는 초미크론 및 크기의 제2상 업자가 균등하게 분산된다. 용융 숙주금속은 중간재료의 중간 기지금속과 똑같을 수 있으나, 중간재료와 비교해서 큰 부피를 가지면 제2상 석출의 제어가 곤란하거나 또는 균등한 분산을 얻기가 불가능하다.
미세한 제2상 입자들을 용융된 금속욕내로 직접적으로 도입하는 것은 종래기술에서도 제안된 바 있는데, 이것은 기술적으로 어렵고, 용융된 금속욕내로 유입되기 전 또는 유입할때 각 제2상 입자표면에 형성되는 산화물과 같은 유독한 층으로 인해 응고시에 바람직하지 못한 성질을 갖는 금속 생산물을 발생시킨다. 본발명의 제2상 입자는 이러한 유해한 피복 또는 층을 갖지 않으며, 원위치에 형성된다. 그러므로, 본 발명은 기대밖의 우수한 성질을 갖는 금속생산물을 생산한다.
본 발명에 따르면, 원위치 석출을 통해서 스폰지 또는 중간재료를 만들기 위한 제가지 기본적 반응모드가 얻어졌다. 찻번째 모드에서, 출발재료는 각각의 용매금속의 각기 다른 분말 및 형성될 수 있는 제2상의 각각의 조성물로 구성된다. 예를들면, 알루미늄, 티타늄 및 붕소의 혼합물은 알루미늄 중간기지에서 이붕화디타늄의 분산불을 형성하도록 반응할 것이다.
본 발명의 제 2모드에서, 제 2 상 조성물중 하나와 용매금속으로 구성된 한 합금과, 그리고 똑같은 용매금속의 합금으로 이루어진 다른 합금, 또는 용매금속이 쉽게 합금화된 또다른 금속과 제2상의 다른 조성이 각각 반응할 것이다. 공통적인 금속으로 이루어진 두 합금을 이용하는 예를들면, 알루미늄-티타늄 합금과 알루미늄-붕소 합금의 혼합물은 알루미늄에 이붕화티타늄의 분산물을 형성하기 위해 반응할 것이다. 몇몇의 경우에, 이런 합금-합금 반응은 이용된 합금이 성분분말보다 싸기 때문에 경제적으로 유리하기는 하지만, 성분반응보다 상대적으로 느리다.
제3모드는 위에서 설명한 제1모드와 제2모드의 결합 또는 그 중간 형태로 구성되어 있다. 그러므로, 하나의 반응성 종을 함유한 미리 혼합된 합금과 용매금속을 포함하거나 용매금속일 수 있는 금속이 알루미늄-티타늄 합금과 붕소분말의 결합과 같이, 제2의 반응성 종류의 분말과 반응한다. 이 반응모드는 합금-합금 반응모드보다 상대적으로 비용이 더 들지만 더 빠른 반응을 제공하는데, 이것은 합금-합금 형태에 의해 얻을 수 있는 것 보다 미세한 입자 석출물의 형성을 가능하게 한다. 그러나, 합금-성분 분말 반응모드는 대부분의 경우에 있어서 성분분말 형태보다 비록 느리지만, 비교적 비용이 저렴하다.
또한, 3가지 반응모드는 각기 다른 물리적 상태하에서 진행된다. 용매가 지원된 반응의 두 기본모드는 세개의 물리적 상태하에서 진행된다. 반응분말은 액체 용매를 통한 반응성 종의 확산에 의해 원하는 제2상을 함유하도록 반응하거나, 또는 확산이 매우 빠른 경우에는 고체상태에서 반응의 개시가 가능하다. 반응은 또한 플라즈마 장치에서, 예를들어 두개의 출발성분의 전극 사이에 아아크를 가하거나 또는 플라즈마 불꽃내로 압분되고 입상화된 출반물질을 유입시키는 것에 의하여 달성될 수 있다. 세번째 반응모드는 세가지 상태하에서 함수가 될 수 있다. 즉, 합금과 성분분말의 반응은 액체상태 반응, 고체상태 반응으로서 이루어질수 있거나, 또는 플라즈마 장치내에서 수행될 수 있다.
다수의 제2상 뿐만 아니라 복합 혼합물들은 이러한 세개의 반응모드에 의해 석출될 수 있다. 그러므로, 붕화티타늄 지르고늄과 같은 복합 세라믹과 중간 금속기지와의 혼합물을 제조할 수 있다.
종래기술은 특히 조잡한 입자크기를 갖는 성분금속합금 또는 분말의 혼합에 의해서 금속간 화합물을 생산할 수 있다고 밝히고 있는 것에 특히 주의하여야 한다. 실제로, 금속간 화합물을 형성하기 위한 종래의 기술은, 예를들어 티타늄 알루미나이드를 형성하기 위한 티타늄과 알루미늄의 혼합반응 및 이붕화알루미늄을 형성하기 위한 붕소와 알루미늄의 혼합반응을 포함한다. 그러므로, 티타늄, 알루미늄 및 붕소의 분말로 구성되는 혼합물은 티타늄 알루미나이드, 이붕화알루미늄 및 임의의 이붕화티타늄의 집합체를 산출할 수 있는 것으로 기대된다. 이와는 반대로, 본 발명은 제3조성의 기지에서 두개의 반응성 조성으로부터 필수적으로 꼭 하나의 미세하게 분산된 석출물을 형성한다 제2상 석출물은 용매금속에서 용해되지 않는 반면에, 제2상 조성은 용매금속에서 적어도 점진적으로 용해되는 것은 매우 중요하다. 그러므로, 발열성 분산반응 메카니즘은, 용매금속에 일정량의 각 제2상 형성 조성을 용해 및 확산시키는 것에 좌우되고, 용해작용(액체상태이거나 고체상태이든)중에는 미세한 입자의 상태로 빠르게 석출하는 불용성의 제2상을 형성하기 위해 발열반응한다는 사실에 좌우된다. 용매금속은 반응성분이 확산 및 결합할 수 있는 매질을 제공한다. 일단, 초기반응이 일어나면, 용융물에 용매금속을 첨가함으로써 야기되는 발열반응에 의해 열이 방출되므로 용매금속에서 반응 조성물의 확산이 향상되고, 반응이 완결된다.
반응개시와 반응 조성물의 소모 다음에 이어지는 냉각기는 매우 작은 입자크기 및 입자성장을 제한하는데 있어서 매우 중요하다. 고온에서는 제2상 입자가 성장하거나 또는 함께 소결될 수 있다고 공지되었다. 대부분의 경우에, 큰 입자크기는 연성에 부정적 효과를 끼치는데, 이것은 또한 피해야 한다. 반응의 냉각 또는 퀘ㄴ칭은 어떤면에서는 자동적으로 수행된다. 왜냐하면, 제2상 형성 조성이 완전히 반응하면 달성된 고온을 유지하기 위한 더 이상의 에너지 방출이 없기 때문이다. 그러나, 반응되는 재료양의 크기 및/또는 조성의 조절에 의해서, 냉각속도를 어느정도는 제어할 수 있다 즉, 큰 열량의 덩어리들은 더 많은 에너지를 흡수하고, 이에 따라 냉각은 더욱 느려진다. 그리하여, 예를들어 절삭공구에서 사용하는 바와 같은 큰 마모저항을 제공하도록 큰 입자로의 성장이 가능해진다.
입자크기에 대한 고려는 금속-제2상 복합체 생산물의 입자크기에 직접적으로 관계된다. 왜냐하면, 입자크기는 분산물의 입자간 간격에 의해서 일반적으로 제어되기 때문이다. 입자간 간격은 부피분율 및 분산물의 크기에 따라 변한다. 그러므로, 매우 미세한 제2상 입자의 비교적 높은 부화도는 고도로 미세화된 생산물을 생산한다. 통상적으로, 본 발명의 산물의 입자크기는 5%와 15% 사이의 제2상 부피분율에 대해 1미크론의 편차를 보인다. 미세한 결정크기는 예를들어 정밀주조 및 피로저항이 요구되는 분야에서 극히 중요하다. 즉, 제트엔진 압축기 디스크의 제조에서 미세한 결정크기와 낮은 다공성이 달성되어야 한다. 통상재료의 다공성을 초기에 줄이기 위해서는, 주조 생산물이 고온등압 압축성형을 거쳐야 한다. 그러나, 적용할수 있는 시간/온도 수준은 고온에서 장시간 진행되는 결정립 성장에 의해 제한된다. 따라서, 결정립 성장을 최소화하는 동안에 충분한 치밀화 사이의 절충 특성이 얻어진다. 본 발명의 복합체 생산물은 석출 핀 결정립계의 미세하게 분산된 안정한 배열로 인하여 결정립 성장이 최소화되기 때문에, 상기 특성을 달성하는데 사용된다. 따라서, 상기 예에서 고온 및 긴 시간은 결정크기에 대한 절충없이 다공성을 줄이기 위한 고온등압 압축성형이 가능하다.
제2상 형성 반응에 대한 반응개시 온도는 액체상태 반응에 사용되는 용매금속의 융점에 비교적 가깝다고 알려져 있다. 예를들면, 알루미늄 중간 기지에 이붕화티타늄 제라믹의 제2상을 제조하는데 있어서, 반응은 670℃ 부근 온도 또는 알루미늠 용매의 융점 근처에서 진행된다. 용매금속이 없는 상태에서는 이붕화티타늄을 형성하기 위한 티타늄과 붕소의 반응이 약 900℃ 이하의 온도에서 활성화되지 않는다는 것을 알아야만한다. 반응을 개시시키기 위해서 실제적으로 융점까지 온도를 높이는 것은 불필요한데 반해서, 국부적인 용융 또는 용매금속에서의 반응종의 확산을 달성할 수 있는 온도에는 반드시 도달하여야 한다. 몇몇의 경우에는, 온도상승에 따라서 출발 조성물을 용매금속에 확산시키는 것이 가능하고, 용매금속보다 낮은 융점을 갖고, 그와 함께 합금을 형성하는 것이 가능하다. 따라서, 반응 초기온도는 낮아진다.
불순물에 관하여 고찰해보면, 용매금속은 종래의 방식으로 합금이 될 수 있는 반면에, 반응 조성물에 있어서 많은 양의 합금성분 또는 불순불은 몇몇의 경우에 문제를 발생시킨다. 예를들어, 붕소에 다량의 마그네슘이 존재하면, 붕소입자 표면상에 마그네슘-붕소 복합체가 형성됨으로 인해 알루미늄 중간기지에 이붕화티타늄이 형성되는 것을 억제할 수 있으므로, 중간기지에 붕소의 확산을 제한한다. 그러나, 알루미늄에 마그네슘이 존재하면 상기 효과를 가져오지 못한다. 즉, 붕소 자체에서 붕화물 형성재료는 붕소의 원하는 용해나 확산 및 이붕화티타늄 형성을 위한 추후의 반응을 억제할 수 있다. 마찬가지로, 출발조성분말 주위의 두꺼운 산화물 막은 또한 확산 및 반응에 대한 방벽으로서 작용한다. 흡수된 수증기와 같은 외래 불순물은 반응에 영향을 줄 정도로 산화될 분말, 산화물 또는 수소화물 같은 불필요한 상을 생성한다.
중간재료 형성과정이 진행하는 동안에 하나의 조성과 용매금속과의 반응으로부터 형성될 수 있는 불필요한 화합물은 몇몇의 경우에 다른 조성의 더 많은 첨가에 의해 근본적으로 제거될 수 있다. 예를들면, 이붕화티타늄-알루미늄 중간재료내에 형성된 티타늄 알곡-미나이드는 제2상 형성 반응의 개시전에 혼합물에 화학양론적 비율 이상의 붕소를 첨가함으로써 제거할 수 있다. 붕소는 성분 붕소, 붕소 합금 또는 할로겐화붕소형태를 취할 수 있다. 이리한 붕소첨가는 주조작업용 용융물의 점성에 나쁜 영향을 줄 수 있는 티타늄을 이붕화티타늄으로 바꾸는 장점을 제공한다. 본 발명의 중간재료 형성공정에 따르면, 다수 시스템의 복잡한 석출이 반생될 수 있다는 것을 알 수 있다. 그러므로, Ti(B0.5CO5)와 같은 복합상의 석출이 가능하며, 이와는 달리 다음과 같은 반응에 의해서 알루미늄 중간기지에 이붕화티타늄과 이붕화지르코늄과의 혼합물을 석출시키는 것이 가능하다.
Ti+Zr+4B+Al → TiB2+ ZrB2+A1
지르코늄에 의한 티타늄의 치환 또는 그 반대의 경우도 열반적 형태(Ti,Zr)B2의 붕화물을 산출할 수 있다.
고용해금속과 저용해 용매금속과의 합금화 또는 혼합에 의하여 고온 용융온도를 갖는 금속에서 저온 용매지원 반응을 달성할 수 있다. 예를들면, 이붕화티타늄은 620℃와 같은 매우 저온에서 코발트, 크롬 및 니켈기지에 알루미늄이 20중량% 함유될 때까지 석출된다. 합금되는 알루미늄이 없는 상태에서 반응온도는 약900℃ 또는 그 이상이 되어야 한다.
또한, 본 발명은 기지금속이 작업하기에 유독하고 위험한 상태하에서 금속-제2상 복합체를 얻는데 이용될 수 있다. 예를들면, 고온 베릴륨은 매우 유독하고, 베릴륨의 원위치에 제2상을 석출시키기 위한 고온의 발열반응은 극히 위험할 수 있다. 따라서, 베릴륨에 용해되는 중간재료를 제공하기 위해 구리의 중간 금속기지가 사용될 수 있다. 베릴륨 기지는 구리와 합금되며, 고르게 분산된 초미크론 분산물을 갖는다. 이러한 해결방법에 의해 생산된 베릴륨 제2상 복합체는 미세한 결정립 크기를 가지며, 개선된 저온 연성을 나타낸다.
본 발명에 따르면, 분말은 연소전에 압분되지 않아도 된다. 그러나 좀더 용이한 확산과 저온에서의 연소개시를 위해서는 압분화하는 것이 바람직하다. 예를들면, 알루미늄, 티타늄 및 붕소의 느슨한 분말 혼합물은 약 670℃에 도달할 때까지 반응하지 않는다. 그 반면에, 고도로 압분된 분말들은 약 620℃에서 반응한다. 이것은 국부적인 용융, 증가된 확산에 기인하는데, 분말이 근접해 있을때 가능하다.
출발분말은 대기에 노출되는 것에 의한 광범위한 산화로부터 보호되어야만 하는데, 이것은 용매금속내로 조성이 확산되는 것을 제한한다. 그리고, 반응은 고온에서의 산화를 피하기 위한 비활성 가스하에서 바람직하게 실행되어야 한다.
본 발명의 방법은 또한 제2상의 입자성장이 제어될 수 있다는 것을 알려준다. 종래 기술분야에서 알려진 바와 같이, 예를들어 발열성 스파이크에 의해 생산된 상승된 온도는 작은 덩어리보다는 큰 덩어리의 재료에 대하여 보다 높게 유지되어서 느리게 저하될 것이다. 긴 시간에 대한 고온의 이러한 상태는 세라믹 입자의 성장을 촉진한다. 그러므로, 비교적 작은 크기의 농축물의 형성 또는 원위치에 형성된 제2상 입자의 "스폰지"는 하기에 설명하는 것과 같이 빠른 냉각을 가능하게 하며, 입자성장 또는 제2상의 소결을 제한한다.
성분분말 형태에서 사용되는 선구분말의 입자크기는 절대적이지 않다. 그러나, 제2상 반응 생산물의 입자크기는 온도상승률, 반응온도, 냉각속도, 출발재료의 결정도 및 조성에 좌우된다. 적당한 출발분말의 크기는 5미크론 이하 200미크론 이상이다. 경제적인 이유로 인해, 보통은 큰 입자크기의 분말을 이용한다. 중간 금속기지에 석출되는 제2상 입자크기는 위에서 설명한 것과 같은 인자에 좌우되며, 약 0.01미크론 이하 약 5미크론 이상의 범위에서 가변적이다.
어떤 특정한 반응물 성질은 생산된 제2상의 입자크기보다는 분말입자크기에 더 큰 영향을 준다. 예를들면, 비정질의 붕소의 사용은 다른 방법으로 비교가능한 혼합물에서 결정붕소를 사용하는 것보다 더 미세한 입자크기의 이붕화티타늄 석출을 가져온다. 특정한 입자크기의 제2상 석출은 출발조성, 반응온도 및 냉각룰의 적당한 조절에 의해 선택적으로 제어될 수 있다.
풍부한 제2상을 함유하는 비교적 다공성의 복합체를 생산하는 것은 고순도이며, 원하는 입자크기를 갖는 제2상 석출물의 생산기술을 제공한다. 이러한 석출물은 다른 부피의 금속내로 원하는 농축물에 유입될 수있다. 이것은 중간 기지금속의 선택적 용해에 의해 이루어질 수 있고, 용해매개물에서 제2상 입자의 현탁액을 생산한다. 용해매개물이 또다른 금속일 때는, 직접 석출되지 않는 기지에서 제2상의 분산이 달성될수 있다 숙주금속의 융점이 중간 기지금속보다 높은 것이 바람직하고, 합금/결합을 보장하기 위해 두 액체금속이 충분한 섞임성이 존재하는 것이 바람직하다. 예를들면, 티타늄은 알루미늄에서 이붕화티타눔의 석출 및 중간기지를 용해하고, 거기에 이붕화티타늄이 분산된 티타늄-알루미늄 기지를 형성하기 위해 용융 티타늄속으로 이붕화/알루미늄 티타늄을 유입시키는 것에 의해 강화된다. 합금화/결합을 확실히 하기 위해 두액체금속이 충분한 섞임성을 가지면, 중간 기지금속의 융점 이상의 온도에서 낮은 융점의 숙주금속내에 고융점의 중간 기지금속을 용융시킬 수 있다. 중간 기지금속의 융점 이하이면, 예를들어 숙주금속에 첨가하기전에 용해를 위해 금속의 노출표면적을 증가시키도록 중간재료를 폐쇄함으로써, 숙주금속에 고체 중간 기지금속을 충분히 용해시킬 수 있다.
위에서 기술한 석출방법에 의해 만들어지는 복합체 재료에 대한 조성 및 용매금속의 선택에서는, 형성된 제2상 재료가, 예를들어 용융물의 온도에서 5중량%의 최대 용해도, 바람직하게는 1중량% 또는 그 이하의 최대 용해도를 나타내는 낮은 용해도를 갖는 것이 중요하다. 그렇지 않으면, 제2상 재료의 상당한 입자성장이 연장된 시간간격동안에 걸쳐서 이루어지게 된다. 복합재료의 최선의 사용양태에 대해서, 제2상 재료의 크기는 가능한한 작아야 하며, 따라서 입자성장은 바람직하지 못하다. 숙주금속의 용융물에 형성된 제2상 재료의 용해도가 낮으면, 분산된 제2상 입자를 갖는 용융물은 제2상 입자의 성장없이 상당한 기간동안에 용융상태로 유지될 수 있다. 예를들어, 분산된 이붕화티타늄 입자를 함유한 알루미늄의 용융물은 다소의 입자성장 없이 3 내지 4시간동안 용융상태로 유지된다.
앞에서 기술한 것처럼, 본 발명은 복합체 재료의 중간재료 농축물을 처음으로 제조하는 것에 관계된다. 일반적으로, 중간재료 혼합방법은 처음에 적어도 하나의 금속과 제라믹 또는 다른 제2상 형성 조성의 반응성 혼합물을 제조하는 단계와, 그리고 세라믹의 미세한 입자를 형성하거나 또는 중간 금속기지에 다른 제2상 재료를 분산시키도록 원래의 반응을 진행시키기 위한 가열단계로 구성된다. 전자의 단계에 의해 생산된 제2상 재료의 농도 또는 하중은, 예를들어 결과로서 생기는 복합체에서 제2상 재료의 적어도 약 10중량%, 바람직하게는 적어도 15중량% 내지 80 또는 90중량% 또는 그 이상으로 높다. 일반적으로, 약 10중량% 이하의 농축물은 추후의 희석에 대하여 비경제적이고, 약 90중량%를 초과하는 농축물은 괴상화 및 업자성장에 바람직하지 못하다. 그리고, 소결은 특정한 금속/제2상 시스템에 좌우되는 균등한 입자분산을 방해할 수 있다. 응고 후, 중간재료는 적당한 크기로 분쇄될 수 있다. 이와는 달리, 반응 용융물은 응고됨이 없이 용탕내로 직접 도입될 수 있다. 용웅물은 분무 원자학 등과 같은 방법에 의해 직접적으로 분말화될 것이다.
현재의 중간재료 혼합방법에 사용될 수 있는 재료를 함유한 제2상의 제조를 위한 다른 수단이 존재한다. 예가 되는 방법들은 앞서 설명한 바 있으며, 참고문헌으로 언급한 보레쯔(Bredzs), 메르쯔하노브(Merzhanov), 보르달(Vordahl) 및 지에센(Giesen) 등에 의해 발표된 방법 등의 변형 또는 변경을 포함한다. 본 발명에서 숙주금속에 첨가하기에 적합한 중간재료를 생산하기 위한 하나의 선택가능한 수단은, 제2상-입자의 혼합 및 압본이며, 그 다음에는 압분체를 통해 전파하는 제2상 형성반응을 개시시키도록 압분체를 국부적으로 연소시키는 것이고, 끝으로 비반응성 용매금속에 제2상 입자들의 분산물을 형성하는 것이다. 제2상 형성 조성물 및 용매금속은 개개의 분말로 제공될 수 있거나, 또는 적어도 하나의 제2상 형성조성물은 용매금속의 합금으로 제공될 수 있다.
본 발명의 혼합방법을 효과적으로 사용하기 위해서는, 그러한 금속-제2상 제료들을 어떤 일정한 기준으로 유지시키는 것이 중요하다. 예를들어, 기지재료는 숙주금속기지와 쉽게 합금화/결합해야 하는 반면에, 제2상 분산물은 혼합방법에 시간/온도 범위가 개업되는 동안에 숙주금속기지와 반응하지 않고 숙주금속기지내에 용해되지 않아야 한다. 재료를 함유하는 제2상을 형성하기에 적합한 방법은 불활성 금속상의 존재하에서 제2상 형성 발열반응이다. 실질적으로 소결되지 않은 제2상 입자를 생산하는 방법만이 본 발명에서 유용하다. 게다가, 재료를 함유하는 제 2 상은 용융 숙주금속을 통해서 제 2 상의 분산을 촉진시키도록 용융 숙주금속에 의해 적셔져야 한다.
중간재료 혼합방법에서 다음 단계는 숙주금속에 중간재료를 첨가하는 것인데, 이 중간재료는 중간재료 형성의 원위치 석출반응에 사용되는 용매와 같거나 다른 금속일 수 있다. 일반적으로 이러한 첨가는, 용융 숙주금속의 용융물 제조단계, 용해된 금속에 중간재료의 첨가단계, 또는 이와는 달리, 중간재료와 추가의 숙주금속을 고체상태로 용기내에 위치시키는 단계, 그리고 숙주금속이 용응하는 온도로 가열시키는 단계로 이루어절 수 있다. 용융금속에 중간재료를 유입시키기 위한 또다른 선택할 수 있는 방법은, 적당한 랜스를 사용하는 아르곤과 같은 불활성 가스 또는 업소와 같은 반응성 가스의 흐름을 통해서 미세하게 분쇄된 중간재료를 분산시키는 것이다. 반응성 가스의 사용은 또한 용융물로부터 산소와 수소를 제거하기에 바람직하다.
용웅물에 제2상 재료를 분산시키는 것은 기계적 교반, 가스기포화, 유도교반, 초음파 에너지 등에 의해 발생되는 용융물의 교반에 의해 촉진된다. 바람직한 방법은, 예를들어 알루미늄 중간기지에 약 60중량%의 이붕화티타늄을 함유한 중간재료를 숙주알루미늄에 첨가하고, 숙주금속을 750℃까지 가열하고, 분쇄하고, 기계적으로 교반하는 동안에 중간재료를 용융물에 천천히 첨가하고, 5분동안 용해금속을 계속해서 교반하고, 용융물을 750℃에서 10분간 유지시키며, 5분간 더 용융물을 교반하고, 그리고 750℃에서 용융물을 주조하는 것이다. 용융상태동안, 용융물로부터 산화물과 같은 불순물을 제거하기 위해 플럭스, 스캐빈저(scavenger)등과 같은 여러가지 세척기술들이 사용될 수 있다. 예를들어, 티타늄 기지재료에 있어서, 엘븀과 같은 희토류 원소의 소량 첨가는 침입형 산소에 대해 스캐빈저로서 작용할 수 있다. 일단, 제2상 재료의 분산이 완결되면, 매우 낮은 다공성 복합체를 생산하기 위해 냉각주조와 같은 통상의 기술에 의해 용융물이 응고된다. 응고전에 여과를 거치는 것은 및몇의 예에서 바람직할 수 있다. 상기에서, 용탕과 기지금속이라는 용어는 금속합금과 금속간 화합물을 포함한다.
특히, 고하중의 제2상 재료를 갖는 중간재료를 사용하는 것은 중간재료의 단일 배치(batch)를 간단히 만들 수 있기 때문에 유리하고, 이와 함께 서로 다른 제2상 부화도를 갖는 복합체의 여러 변형을 생산할수 있다. 또 다른 장점은 용융물을 형성하기 위해 사용되는 숙주금속이 분말형태일 필요가 없기 때문에, 원료 생산비를 상당히 절약할 수 있다는 점이다. 게다가, 중간재료 혼합절차와 함께, 원하는 형, 크기 및 형태의 입자형성에 도움이 되도록 용매금속에 제2상 재료를 형성할 수 있고, 그후에는 예를들어, 융점의 상대적 차이 때문에 원위치 석출반응에 의해 그러한 입자가 생성되지 않는 용융 숙주금속내에 입자들을 혼합시킬 수 있다.
중간재료 혼합개념을 사용함으로써 얻어지는 또다른 장점은 용매금속에 제2상 재료를 원위치 석출시키는 경우에, 제2상 재료의 입자크기가 제2상 재료의 부화정도에 관계하여 나타난다는 점이다. 예를들어, 이붕화티타늄-알루미늄 복합체에서 입자크기는 농도가 높아짐에 따라서 제2상 재료의 약 40-60%까지 함께 감소하고, 그 다음에는 농도가 100%에 접근함에 따라 같이 증가한다. 또한, 입자간 소결율은 제2상의 부피분율이 약 70% 이상으로 증가되는 어떤 시스템에서는 증가될 것이다. 그러므로, 예를들어 낮은 제2상농도를 갖는 최종 복합체에 가능한 가장 작은 입자크기를 부여해야 하는 경우, 가능한한 가장 작은 입자를 생산하기 위해 40-60% 농도범위의 이붕화티타늄에 제2상 함유 중간재료를 제조하고, 그 중간재료를 원하는 제 2 상 농축물에 혼합한다.
현재의 중간재료 혼합방법에서는, 중간재료에서 반응하지 않는 조성물은 큰 입자크기를 갖는 금속간 혼합물의 형성과 같은 바람직하지 않은 결과를 초래할 수 있고, 중간재료가 용융 숙주금속에 첨가되는 경우, 용융 숙주금속에 다른 조성물을 더 많이 첨가함으로써 어떤 예에서는 필수적으로 제거될 수 있다. 예를들어, 알루미늄-이붕화티타늄 중간재료내의 반응하지 않는 티타늄이 용융 숙주알루미늠욕에 첨가되면, 알루미늄과 결합할 수 있고, 용융물의 점성에 나쁜 영향을 준다. 그러나, 용융 숙주알루미늄에 붕소를 첨가함으로써, 사실상 모든 자유 티타늄은 붕소와 결합할 것이고(따라서 이붕화티타눔을 생산), 이러한 문제는 제거된다.
하기의 실시예 1 및 2는 액체상태 및 고체상태에서 분말-분말모드 반응에 의해 알루미늄에 이붕화티타늄의 미세입자가 석출되는 것을 설명한다. 별도로 지정하지 않는 한, 하기의 실시예에서 백분율은 중량%를 나타낸다.
34중량%의 티타늄 분말, 16중량%의 붕소 및 50중량%의 알루미늄의 혼합물이 인치제곱당 38,000파운드로 등압적으로 압분된다. 압분된 가공물은 800℃의 온도로 설정된 용광로에서 가열된다. 약 670℃의 온도에 도달하면, 약 1250℃까지 온도의 빠른 상승이 진행된다. 온도상승율은 매우 빠르고(분당 900℃ 이상), 분당약 400℃의 빠른 냉각율이 뒤따른다. 이후의 실험에서, 샘플은 알루미늄 기지내에 이붕화티타늄 입자의 미세한 분산물(0.1-3미크론)을 함유하는 것으로 밝혀졌다.
[실시예 2]
20.5중량%의 티타늄 9.5중량%의 붕소 및 70중량%의 코발트의 혼합물이 인치제곱당 40,000파운드로 등압적으로 압축되고 용광로에서 가열된다. 고발열반응이 800℃에서 일어나며, 로내의 온도는 약 1600℃까지 상승한다. 계속되는 X-선 분석을 통해서 코발트 기지내에 이붕화티타늄이 존재함을 확인할 수 있다. 반응성 종의 충분한 확산이 일어나면, 초기온도는 용매금속의 융점 이하가 될 수 있다. 이 경우에는 1395℃이고, 반응은 고체상태에서 개시될 것이다.
액체상태에서의 합금-합금 반응은 이하에서 설명하는 실시예 3 및 4에 의해 예시된다.
[실시예 3]
하나는 10중량%의 티타늄을 함유하고, 다른 하나는 4중량%의 붕소를 함유하는 두개의 분리된 알루미늄 합금을 알루미늄 도가니내에 넣고, 아르곤 분위기하에서 1400℃로 1시간동안 가열한다. 용해된 합금의 혼합은 확산 및 열적인 영향하에서 일어단다. 티타눔 및 붕소 모두의 용해를 보장하는 1400℃에서 실험이 행하여지고, 그에 의해서 이붕화티타늄이 완전히 석출되는데, 이것은 복합체의 SENI/EDS 분석을 통해서 알루미늄 기지내에 초미크론의 TiB2분산불이 존재함을 알 수 있다. 이런 실험은 모든 티타늄 및 붕소가 알루미늄의 용액내에 유지될 정도로 티타늄 알루미나이드와 이붕화알루미늄을 완전히 용해하도록 수행되지만, 비록 모든 합금이 용해되지 않는다 하더라도 제한된 용해도 때문에 이붕화티타늄은 용매금속의 융점 이상의 어느 온도에서도 석출될 수 있다.
[실시예 4]
합금에 티타늄과 붕소를 완전하게 용해시킬 필요가 없다는 사실을 지지하기 위해, 최대 온도가 각각 1200℃, 1000℃ 및 800℃로 제한되는 것을 제외하고는, 실시예3과 동등한 실험이 행하여 졌다. 실시예 3에서와 같이, 미세하게 분산된 TiB2입자는 모든 경우 알루미늄 기지에서 관찰된다.
하기의 실시예 5는 플라즈마 아아크에서, 합금-합금 반응에 의한 알루미늄/이붕화티타늄 생산을 기술한다.
[실시예 5]
이 실시예에서 반응은, 밀폐된 용기에서 각각 용매금속 및 하나의 반응 종을 함유한 두 전극 사이에 아아크를 발생시키는 것에 의해 달성된다. 전극의 상대적인 위치는 아아크를 통과시킬 수 있게 조절하여 맞춘다. 전극은 용해가 이루어져도 회전할 것이다. 균질화된 용탕을 분말로 분쇄하는 것은 공기중에서 달성될수 있으나, 불활성 가스 또는 진공과 같은 비반응성 분위기하에서 바람직하게 이루어진다. 이와는 달리, 용탕은 강괴를 얻기 위해 아아크 아래에 위치한 가열된 용기내에서 수집될 것이다.
아아크내에서의 세라믹 조성들간의 반응은 중간 기지금속과 혼합되는 세라믹 화합물을 생산한다. 이 방법과 관련된 때우 빠른 온도상승 및 냉각율로 인하여, 중간 금속기지내에 매우 미세한 세라믹 입자의 분산이 이루어진다. 알루미늄과 티타늄을 포함하는 한 전극과 알루미늄, 티타늄, 다른 알루미늄 및 붕소를 포함하는 다른 전극의 두 전극 사이에 아아크를 발생시키는 것에 의하여, 불활성 가스를 통해서 떨어질때 응고되는 용융 알루미늄 액적내에 이붕화티타늄의 미세한 분산물을 형성할 수 있게 된다. 이렇게 생산된 분말은 압분체를 형성하도록 통상의 분말야금기술로 처리된다. 이 방법의 다른 변형예에서, 용탕액적은 용융 숙주금속과 혼합하기에 적당한 강괴를 생산하기 위해 가열된 도가니내에 수집된다.
이하의 실시예는 알루미늄 기지에 석출된 이붕화티타늄의 입자크기에 대한 비정질 붕소의 영향을 설명한다.
[실시예 6]
실시예 1에서 설명한 것과 같은 동일한 혼합물(그러나, 결정질 붕소 대신 비정질 붕소를 사용함)이 제조되고(즉, 약 34중량%의 티타늄, 16중량%의 붕소 및 50중량%의 알루미늄), 압분되며, 용광로내에서 가열된다. 약 620℃의 온도에서 급속한 발열반응이 일어난다. 계속되는 실험은 알루미늄 기지에 매우 미세한(0.01∼1 0미크론) 이붕화티타늄 입자의 분산을 보여준다.
실시예 1 또는 실시예 6에서 제조된 고농도 복합체는 금속/합금 시스템의 분산강화에 대해 중간재료로서 사용되기에 적합하다.
다음의 실시예는 제2의 높은 융점의 용매금속내에 석출물을 유도하기 위해서 하나의 용매금속을 사용하는 것을 알려준다.
[실시예 7]
16중량%의 알루미늄, 56중량%의 크롬,20.6중량%의 티타늄 및 9.4중량%의 붕소 혼합물이 압분되고, 용광로에서 가열된다. 약 620℃의 온도에 도달하면, 빠른 반응이 일어나고, 800℃까지 상승하여 크롬이 용해된다. 온도-시간 곡선은 알루미늄에서의 발열반응(통상적으로, 600 내지 680℃ 사이에서 발생)과 크롬에서의 추후반응을 가르키는 이중의 정점을 보여준다. 따라서, 저용해 용매금속은 반응에 대해 "저온 개시인지"로서 작용하고, 열을 방출하며, 고용해 화합물에서 그 이상의 반응을 유발한다. 생산된 복합체는 크롬-알루미늄 합금의 기지내에서 이붕화티타늠과 같이 존재함을 알 수 있다.
[실시예 8]
20.6중량%의 티타늄,9.4중량%6의 붕소 및 70중량%의 크콤의 혼합물이 인치제곱당 40,000파운드로 압분되고, 용광로내에서 가열된다. 약 880℃까지 급속한 발열반응이 이루어진다. 이 온도는 20중량%의 혼합물이 알루미늄으로 구성될때 똑같은 비율의 티타늄과 붕소가 반응하는 온도보다 약 260℃ 높다. 실시예 7의 경우에서와 같이, 이붕화티타늄은 X-선 분석으로 확인된다.
다음의 실시예는 이하에서 기술하는 것과 같이 본 발명의 여러가지 특징 및 양태들을 설명한다.
[실시예 9]
본 실험은 이붕화지르코늄이 구리기지에서 석출되는 것에 대해 알려준다. 약 24중량%의 지르코늄, 11중량%의 붕소 및 65중량%의 알루미늄 분말의 혼합물이 압분된 후, 용광로내에서 가열된다. 약 830℃의 온도에 도달되면, 약 970℃의 최고 온도에 도달할 때까지 빠른 반응이 일어난다. 이후의 X-선 및 SEM 분석은 구리 중간기지에 이붕화지르고늄이 존재함을 보여준다.
[실시예 10]
본 실험은 이규화 몰리브덴이 알루미늄 기지에서 석출되는 것에 대해 알려준다. 약 7.5중량%의 실리콘,12.5중량%의 몰리브덴 및 80중량%의 알루미늄 분말의 혼합물이 압분되고, 용광로내에서 가열된다. 온도가 약 640℃에 도달되면, 급격한 발열반응이 일어난다. 이후의 X-선 및 SEM 분석은 알루미늄 중간기지내에 이붕화몰리브덴이 존재함을 확인시켜 준다.
[실시예 11]
20.4중량%의 티타늄,9.6중량%의 붕소 및 70중량%의 납 혼합물이 인치제곱당 40,000파운드로 압분된후, 450℃까지 가열한다. 발열반응이 관찰되지 않고, 이후의 X-선 분석은 단지 반응하지 않은 성분분말을 확인시켜 준다. 다른 것이 보여준 것처럼, 이러한 거동은 납내에서 붕소의 용해가 존재하지 않고, 따라서 티타늄과 반응하게 되는 납내에 붕소확산이 없다는 것을 설명한다. 이러한 거동에 반하여, 실리콘, 티타늄 및 납 혼합물은, 확산 및 반응을 일어날 수 있게 하는 납에 대해 한정된 용해도를 갖는 실리콘 및 티타늄과 같이, 납내에 이붕화티타늄을 생산한다.
[실시예 12]
니켈 알루미나이드(Ni3Al)와 이붕화티타늄(TiB2)의 형성을 위해 화학양론적 비율의 니켈, 알루미늄, 티타늄 및 붕소의 혼합물, 즉 10중량%의 알루미늄, 62중량%의 니켈,19중량%의 티타늄 및 9중량%의 붕소혼합물이 인치제곱당 40,000파운드로 압분되고, 용광로내에서 가열된다. 620℃에 도달하면 급속한 발열반응이 일어난다. 이후의 X-선 회절 및 주사 전자현미경에 의한 분석에 의해, 니켈-알루미늄 중간기지에서의 이붕화티타늄 입자의 형성을 확인할 수 있다. 이러한 실험으로, 예를들어 이붕화티타늄과 같은 세라믹상은, 서로에 대한 세라믹 형성 종의 친화력이 금속간 화합물 기지를 만드는 두 성분에 대한 양자의 친화력보다 큰 경우, 예를들어 니켈 알루미나이드와 같은 금속간 화합물상에서 석출될 수 있음이 분명해졌다.
다음의 실시예는 중간재료 형태로 제2상을 제조하여 숙주금속에 첨가하는 것을 보여준다.
[실시예 13]
각각 약 23중량% 및 60중량%의 이붕화티타늄 농축물을 갖는 두개의 이붕화티타늄-알루이늄 복합체를 생산하기 위해, 티타늄, 비정질 붕소 및 알루미늄 금속분말을 화합시킨다. 석출반응을 돕도록 용매를 도입한 후, 결과로서 생긴 복합체의 SEM 분석은 이붕화티타늄 입자에 대해 약 0.01 내지 0.1미크론의 크기범위를 나타낸다. 석출반응전에 초기분말이 탈가스화되지 않았으므로, 결과로서 생긴 복합체의 다공성은 10-30% 범위로 비교적 높다. 23중량%의 이붕화티타늄이 있는 중간재료는 같은 중량%의 고제 숙주알루미늄과 혼합된다. 그 다음에는 숙주금속을 용해하기 위해 약 750℃까지 가열된다. 중간재료와 숙주알루미늄과의 이혼합물은 약 12중량%의 이붕화티타늄 세라믹상을 함유한 복합체를 생산한다.
7075 알루미늄 합금의 용융물이 준비되면, 60중량%의 이붕화티타늄을 함유한 중간재료가 하나의 중간재료 부분에 대해 세개의 주합금 부분의 비율로 상기 용융물에 잠겨진다. 복합체는 용융 숙주금속 합금에 의해 적셔지고 용해된다. 최종 7075 알루미늄 합금 기지내에 약 15중량%의 이붕화티타늄을 함유하는 복합체는 그후 통상의 방법으로 주조된다. 이후의 SEM 분석으로 중간재료에서 관찰된 것과 거의 같은 크기의 이붕화티타늄 입자가 기지내에 균일하게 분포되어 있는 것을 확인할 수 있다. 즉, 주조과정동안에 입자성장이 이루어졌음을 나타내는 증거가 없다. 더우기, 이붕화티타늄 입자들의 괴상화 조짐이 없고, 주조 복합체의 잔류 다공성은 1% 이하이다.
[실시예 14]
이 실시에는 최종기지에 제2상이 형성된 것 이외에 최종 기지에 제2상을 도입시키기 위한 본 방법의 유용성을 설명한다. 중간 알루미늄 기지에서 60부피%의 이붕화티타늄을 달성하도록 티타늄, 붕소 및 알루미늄 성분 분말을 적당한 비율로 혼합하고, 42ksi의 압력으로 압분하고, 제2상 형성 발열반응이 개시할 수 있게 약 660℃까지 유도로에서 가열한다. 회복된 중간재료는 X-선 및 STEM 분석을 통하여 알루미늄 중간기지에 분산된 1.4미크론의 평균 크기를 갖는 이붕화티타늄 입자로 구성되어 있음을 알 수 있다. 이 중간생성물은 그 다음 마이너스(-) 100메시로 분쇄되고, 단상 티타늄 알루미나이드, TiA1. 기지(54원자%의 알루미늄을 함유한 합금 54), 또는 2상 티타늄 알루미나이드 기지, Ti3A1+TiAl(45원자%의 알루미늄을 함유한 합금 45)내에 l0부피%의 입자를 형성하기 위해 적당한 양의 티타늄 및 알루미늄과 혼합된다. 이 재료는 압분되고, 혼합물은 흐르는 아르곤 분위기하에서 티타늄의 융점 이상으로 가열된다. X-선 회절, STEM 및 SEM 분석은 회수된 생산물이 1.5미크론의 평균 크기를 갖는 이붕화티타늄 입자의 균등한 분산물을 함유하는 티타늄 알루미나이드 최종기지로 구성된다는 것을 나타낸다.
[실시예 15]
용융 숙주금속욕을 형성하기 위해, 14.7kg의 알루미늄,226g의 실리콘 모합금(A1에 50%의 Si가 함유됨)과 756g의 마그네슘 모합금(A1에 25%의 Mg가 함유됨)을 800℃까지 가열한다. 티타늄, 붕소 및 알루미늄의 성분 분말은 볼밑에서 30분간 혼합되고,40,000psi로 등압적으로 압분되며, 알루미늄 중간기지에 60중량%의 이붕화티타늄 제2상을 함유한 중간재료를 생산하기 위해서 제2상 형성 발열반응을 개시할 수 있도록 유도로에서 약 660℃의 온도까지 가열한다. 기계적으로 교반하는 동안에 7878g의 중간재료가 용융 주금속에 첨가된다. 용융물은 5분동안 교반되어 10분동안 유지된 후, 5분간 더 교반된다, 그 다음에, 합성 복합체는 통상의 방법으로 주조된다. 이후의 화학적인 분석은 최종 복합체가 6061 알루미늄 합금 최종 금속기지내에 20중량%의 이붕화티타늄을 함유하고 있음을 보여준다.
다음의 실시예는 붕소가 숙주알루미늄에 추가되는 경우, 중간재료내에 존재할 가능성이 있는 비반응성의 티타늄과 결합함으로써, 티타늄 알루미나이드의 형성을 제거하고 점성을 개선시키는 것을 설명한다.
[실시예 16]
실시예 15에서와 같이 알루미늄 중간기지내에 60중량%의 이붕화티타늄을 함유한 1300g의 중간재료를 제조하여 분쇄하고, 그 다음에는 52g의 분말형 붕소와 혼합하여 2196g의 용융 숙주알루미늄에 첨가한다. 용융물은 붕소분말과의 혼합을 촉진하도록 교반된다. 붕소가 혼합되면, 용융물의 점성은 감소한다. 다음에, 결과로 생긴 복합체는 통상의 방법으로 주조된다. 최종 복합체의 광학현미경 검사는 실질적으로 티타늄 알루미나이드가 존재하지 않는 순수한 알루미늄 최종 기지내에 15부피%의 이붕화티타늄 제2상이 존재함을나타낸다.
다음 실시예의 목적은 붕소 모합금이 성분 붕소에 대한 상기 목적과 동일한 목적에 사용될 수 있다는 것을 설명한다.
[실시예 17]
1000g의 붕소 모합금(A1내에 3.7% B)이 730g의 용융 알루미늄에 첨가된다. 실시예 15에서와 같이 알루미늄 중간기지내에 60중량%의 이붕화티타늄을 함유한 650g의 중간재료가 제조되어 용융욕에 첨가된다. 410g의 부가적 붕소 모합금이 용융욕에 첨가되고, 650g 이상의 중간재료가 첨가된다. 다음에, 결과로서 생긴 복합체는 통상의 방법으로 주조된다. 광학현미경 검사는 최종 복합체가 사실상 티타늄 알루미나이드가존재하지 않는 알루미늄 최종 기지내에 15부피%의 이붕화티타늄을 함유하고 있는 것을 나타낸다.
다음 실시예의 목적은 붕소 모합금이 용융물을 함유한 구리에서 동등하게 잘 작용하는 것을 설명한다.
[실시예 18]
1203g의 구리 모합금(A1내에 20% Cu)과 960g의 붕소 모합금(A1내에 3.7% B)을 1096g의 용융 알루미늄에 첨가한다. 용해온도는 750℃까지 상승되며, 실시예 15에서와 같이 알루미늄 중간기지대에 60중량%의 이붕화티타늄 제2상을 함유한 1322g의 분쇄된 중간재료를 교반중에 첨가한다. 그 다음에, 결과로서 생긴 복합체는 통상의 방법으로 주조된다. 최종 복합체의 광학현미경 검사는 단지 매우 적은 양의 티타늄 알루미나이드가 존재하는 알루미늄-구리 합금 최종 금속기지내에 10부피%의 이붕화티타늄 제2상이 존재함을 보여준다.
다음의 실시예는 비정질의 붕소가 결정질 붕소보다 더 큰 정도로 용융물의 점성을 낮출 수 있는 능력을 설명한다.
[실시예 19]
1096g의 알루미늄을 용해시켜서 두개의 동열한 숙주금속욕을 제조하고, 1200g의 구리 모합금(Al내에20% Cu)과 960g의 붕소 모합금(AI내에 3.7% B)을 첨가하여 750℃까지 가열한다. 실시예 15에서와 같이 알루미늄 중간기지에 60중량%의 이붕화티타늄을 함유한 1322g의 중간재료가 제조되어 26g의 비정질 붕소와 혼합되고, 숙주금속욕중 하나에 첨가된다. 실시예 15에서와 같이 동일한 조성으로 제조된 1322g의 다른중간재료가 26g의 결정질 붕소와 혼합되고, 다른 숙주금속욕에 첨가된다. 비정질 붕소와 함께 제조된 용융물의 점성은 결정질 붕소와 함께 제조된 용융불보다 현저히 더 적다. 용융물은 비정질 붕소와 함께 제조된2800g의 용융물 및 결정질 붕소를 통과시켜서 제조된 1800g의 용융물과 같이 세라믹 천을 통해 걸러진다.
다음의 실시예는 이붕화티타늄/알루미늄 중간재료의 생산과정동안에 과잉붕소를 첨가하여 티타늄 알루미나이드 형성을 실질적으로 제거하는 능력에 대해 설명한다.
[실시예 20]
알루미늄에 60중량%의 이붕화티타늄을 함유한 중간재료를 생산하기에 필요한 적당한 비율 이상인 2,7,12,15 및 22중량%의 화학양론적 과잉붕소를 함유한 다섯개의 분말 혼합물이 제조된다. 혼합물은 45,000psi의 압력하에서 등압적으로 압축되고, 다음에는 발열반응을 개시하기 위해 유도코일을 사용하여 유동 아르곤하에서 석영 튜브내에서 가열된다. 결과로서 생긴 중간재료는 X-선 회절을 사용하여 티타늄 알루미나이드존재에 대해 분석된다. 2중량%의 과잉붕소 혼합물은 5.5부피%의 티타늄 알루미나이드를 함유한 중간재료를 생산하고, 7중량%의 과잉붕소 혼합물은 2부피%의 티타늄 알루미나이드를 생산하고, 12중량%의 과잉붕소 혼합물은 불충분한 양의 티타늄 알루미나이드를 생산하고, 15 및 22중량%의 과잉붕소 혼합물은 티타늄 알루이나이드가 없는 중간재료를 생산한다.
다음의 실시예는 알루미늄 기지에 걸쳐서 티타늄 카바이드 제2상 입자를 분산시키고 과잉소를 이용하여 티타늄알루미나이드 형성을 충분히 제거하는 능력에 내해 설명한다.
[실시예 21]
알루미늄 중간기지에 60중량%의 티타늄 카바이드를 얻기 위해 적당한 화학양론적 비율로 티타늄, 탄소 및 알루미늄 분말을 혼합하여 하나의 샘플을 제조한다. 두번째 샘플은 티타늄 알루미나이드 형성을 피하기위해 1중량%의 과잉탄소를 첨가한 상태로 상기와 같이 제조한다. 샘플들은 45,000psi의 압력하에서 등압적으로 압측되곤, 다음에는 발열반응을 개시하도록 유도코일과 서스셉터를 사용하여 유동 아로곤하에서 석영튜브내에서 가열된다. 그 결과로서 생긴 중간재료의 조성은 X-선 회절을 사용하여 분석된다. 두가지 중간재료는 적은 양의 티타늄 알루미나이드를 함유한 화학양론적 탄소 샘플과 티타늄 알루미나이드를 포함하지 않는 1중량%의 과잉탄소 샘플과 함께 티타늄 카바이드 및 알루미늄을 다량 함유한다. 각각의 샘플은 알루미늄 최종 기지에 약10부피%의 티타늄 카바이드 제2상을 생산할 수 있도록 적당한 비율로 용융 알루미늄에 첨가된다. 결과로 생긴 복합체는 종래의 방식으로 주조된다. 광학현미경 검사는 소량의 티타늄 알루미나이드를 함유한 화학양론적 탄소를 사용해 제조한 복합체와 티타늄 알루미나이드를 함유하지 않은 1중량%의 과잉탄소를 사용해 제조한 복합체를 갖는 최종 복합체에 대해, 알루미늄 내에 티타늄 카바이드 업자가 양호하게 분산된 것을 보여준다.
[실시예 22]
티타늄과 붕소 카바이드 제2상 형성 조성물은 알루미늄 중간기지에 80중량%의 제2상을 함유하는 제1중간재료를 형성하기 위해 알루미늄 용매금속의 존재하에서 적당한 비율로 반응한다. 티타늄과 붕소 제2상형성 조성물은 알루미늄 중간기지에 80중량%의 제2상을 함유하는 제2의 중간재료를 형성하기 위해 알루미늄 용매금속의 존재하에서 적당한 비율로 반응한다. 215g의 각각의 중간재료는 850℃에서 2268g의 용융 주알루미늄에 첨가되고 교반된다. 그 결과로서 생긴 복합체는 통상의 방법으로 주조된다. 최종 복합체의 분석은 알루미늄내에 이붕화티타늄 및 탄화티타늄이 총 13부피%의 비율로 존재함을 나타낸다.
다음의 실시예는 베릴륨-구리 합금에 붕화지르고늄 제2상을 분산시키는 능력을 설명한다.
[실시예 23]
약 40중량%의 지르고늄, 20중량%의 붕소 및 40중량%의 구리분말의 혼합물이 압분되고, 바른 발열반응이 일어날 때까지 용광로에서 가열된다. 결과로서 생긴 중간재료의 X-선 및 SEM 분석은 구리 중간기지내에 이붕화지르고늄이 존재함을 보여준다. 이 중간재료의 약 80g은 1000g의 용웅 베릴륨에 첨가된다. 그결과로서 생긴 복합체의 분석은 미세한 베릴륨-구리 합금 기지내에 붕화지르고늄 제2상 입자가 분산된 것을 보여준다.
[실시예 24]
150g의 티타늄 분말, 75g의 질화붕소 분말과 150g의 구리분말을 혼합하고 압분한다. 다음에는, 발열반응을 개시하고 중간재료를 형성하기 위해 구리의 융점 이상으로 가열한다. 중간재료 조성의 분석은 중간 구리기지내에 이붕화티타늄 및 질화티타늄 및 제2상이 존재함을 보여준다. 그 다음에, 중간재료는 하나의 중간재료 부분에 대해 열개의 베릴륨 부분의 비율로 용융 주베릴륨에 첨가된다. 그 결과로서 생긴 복합체는 그다음에 통상의 방법으로 주조된다. 이후의 분석은 최종 베릴륨-구리 합금 기지내에 질화티타늄 제2상이 분산되어 있음을 보여준다.
다음의 실시예는 이붕화티타늄/알루미늄 중간재료를 적시는데 있어서 순수 알루미늄 주금속을 능가하는 알루미늄-리튬 주금속의 개선된 능력을 설명한다.
[실시예 25]
실시예 15에서와 같이 15중량%의 과잉붕소를 첨가한 알루미늄 중간기지에 60중량%의 이붕화티타늄을 함유한 1500g의 중간재료가 제조되어 도가니의 바닥에 놓여진다 알루미늄내에 10중량%의 리튬을 함유한 500g의 리튬 모합금이 도가니에 첨가되고, 계속하여 4000g의 순수 알루미늄이 첨가된다. 그 다음에, 샘플은 12.7cm(5inch) 수은이 나타내는 아르곤 분위기하에서 유도로에서 가열된다. 리튬 모합금이 먼저 용해되고, 다음에는 알루미늄이 용해된다. 도가니 바닥에 알루미늄 용융물이 쌓임에 따라서, 중간재료가 상당히 양호하게 적셔지는 것을 볼 수 있다. 장입물을 완전히 용해한 후 교반하며, 중간재료는 스쿠퍼(scooper)를 사용하여 가능한한 잘 분쇄한다. 그 결과로서 생긴 복합체는 그후 통상의 방법으로 주조되고 아르곤하에서 냉각된다. 500g의 리튬 모합금이 500g의 순수 알루미늄으로 대제된 것을 제외하고는 상기와 같이 정확하게 다른 복합체가 제조된다. 두 주조물의 SEM 분석은 순수 알루미늄 최종 기지에서 보다 리튬을 함유한 최종 금속기지에서 제2상 이붕화티타늄 입자가 많이 존재함을 보여준다.
다음의 실시예는 알루미늄 최종 금속기지에 걸쳐서 제2상 이붕화티타늄 입자를 용이하게 분산시키기 위한 초음파 교반의 사용에 대해 설명한다.
[실시예 26]
용융 알루미늄의 두 숙주금속욕이 작은 도가니(직경 7.62cm×높이 10.16cm)들에서 제조된다. 실시예 15에서와 같이 알루미늄 중간기지에 60중량%의 이붕화티타늄을 함유한 중간재료가 제조되어 분쇄된다. 다음에는, 알루미늄 최종 기지내에 10중량%의 이붕화티타늄을 갖는 최종 복합체를 형성하도록 적당한 비율로 교반된다. 용웅물중 하나는 다른 것이 교반되지 않은 상태로 있는 동안에 초음파를 이용하여 교반된다. 그결과로서 생긴 복합체의 SEM 분석은 비초음파적으로 교반된 재료에 비해 초음파적으로 교반된 재료에서 이붕화티타늄 입자의 적은 괴상화와 함께 더욱더 많은 분산이 존재함을 보여준다.
[실시예 27]
시판용의 이붕화티타늄 분말(마이너스 325 타일러 메시)이 혼합되고, 알루미늄내에 60중량%의 이붕화티타늄의 혼합물을 형성하기 위해 알루미늄 분말과 함께 보올 연마된다. 이 혼합물의 700g은 관내로 채워지고 등압적으로 압축된다. 그 결과로서 생긴 압분된 로드(rod)의 조작들은 3000g의 용융 알루미늄에 첨가된다. 용융물은 교반되고, 900℃까지 과열되어 다시 교반된다. 그러나, 로드조각은 분쇄되지 않는다. 용융물이 주입됨에 따라서 알루미늄이 흘러나오고, 로드의 조각 뒤에는 알루미늄에 이붕화티타늄이 분산되지 않는다.
다음과 같은 표 I에 나타낸 것과 같이, 다양한 종류의 중간재료들을 생산하도록 부가적인 실험이 유도된다.
[표 I]
Figure kpo00001
Figure kpo00002
Figure kpo00003
* 세라믹 상 형성되지 않음
** 또한 휘스커도 형성
*** 니켈 초합금(마르틴 마르에타 상표)
+ 충분히 반응치 않음.
++
넓은 입자의 농도범위를 갖는 다양한 금속-제2상 복합체가 숙주금속에 중간재료를 첨가하여서 얻어질수 있다. 일반적으로, 표 I에 설명한 것과 같은 제2상 중간재료로부터 매우 저농도(예를들어,1% 또는그 이하)의 제2상 입자, 통상적으로 직경이 1미크론 이하인 제2상 입자를 갖는 금속-제2상 복합체 제조가 어렵지 않다.
본 발명은 종래기술에 의해 알려진 방법보다 더 많은 장점을 갖고 있다는 것을 알 수 있다. 예를들면, 본 발명은 초미크론의 괴상화되지 않은 내화성 붕화금속 출발재료를 필요로 하지 않는데, 이 재료들은 경제적으로 효용성이 없으며 종종 인화된다. 본 발명은 또한 용탕에 제2상을 균등하게 분산시키는 기술적인 문제를 해결하고, 산화물 공정과정중에 제2상/금속 계면에 산화물 또는 다른 유해한 층이 형성되는 것을 제거한다. 더우기, 본 발명은 SiC/알루미늄과 같이 일반적으로 사용되는 복합체보다 우수한 경도 및 모듈러스를 갖는 금속-제2상 복합체를 생산한다. 본 반명의 금속-제2상 복합체는 제2상이 최종 금속기지와 반응하지 않는다는 점에서 향상된 고온안정성을 갖는다. 게다가, 본 발명의 금속-제2상 복합체는 현재 이용할 수 있는 복합제에 비하여 미세한 결정립 크기, 미세한 입자크기, 그리고 재료의 우수한 물리적 성질을 유지하면서 재용해 및 재주조될 수 있다.
또한, 본 발명의 금속-제2상 복합제는 현재 이용할 수 있는 금속기지 복합체에 비해서 재료성질의 저하없이 용접할 수 있고, 용접 후에는 보다 나은 내식성을 갖는다.
상기한 본 발명은 하기의 특허청구범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역내에서 다양하게 수정 및 변경될수 있음을 해당기술분야의 숙련된 당업자는 쉽게 이해할 수 있을 것이다.

Claims (47)

  1. 금속-제2상 복합체 재료의 제조방법에 있어서, (a) 반응성 제2상 형성조성들이 용매금속내로 충분하게 확산됨으로써 상기 반응성 제2상 형성조성들이 제2상 형성반응이 야기되고, 이에 의해 상기 용매금속내에 제2상 입자들이 석출되는 제1온도에서, 제2상 재료보다 상기 반응성 제2상 형성조성들을 더 용해시킬 수 있는 비반응성 용매금속의 존재하에서 상기 반응성 제2상 형성조성들과의 접촉에 의하여 중간금속기지에 적어도 하나의 제2상 재료의 석출물을 만드는 단계와, (b) 상기 중간 금속기지내에 미세하게 분할된 제2상 입자들을 함유하는 중간재료를 제조하는 단계와, (c) 금속, 금속 합금 또는 금속간 합금을 함유하고 있는 용융 숙주(host)금속내에 상기 중간재료를 도입함으로써 용융물을 형성하는 단계로서, 상기 제2상 입자들을 상기 중간 금속기지가 상기 숙주금속내에서 용해되는 제2온도에서 용해되지 않는 단계와, (d) 최종 금속기지내에 제2상의 균등한 분산을 달성하는 단계와, 그리고 (e) 최종 생산물을 회수하는 단계로 구성됨을 특징으로 하는 금속-제2상 복합체 재료의 제조방법.
  2. 제1항에 있어서, 상기 중간재료는 추후의 처리과정을 거치기 전에 고체로까지 냉각되고, 냉각된 상기 고체는 용융 숙주금속에 의해 적셔질 수 있는 것을 특징으로 하는 금속-제2상 복합체 재료의 제조방법.
  3. 제2항에 있어서, 상기 중간재료는 추후의 처리과정을 거치기 전에 분쇄됨을 특징으로 하는 금속-제2상 복합체 재료의 제조방법.
  4. 제1항에 있어서, 상기 제2상 업자는 상기 용융 숙주금속에 의해 적셔지며 상기 용융 숙주금속과 반응하지 않는 것을 특징으로 하는 금속-제2상 복합체 재료의 제조방법.
  5. 제l항에 있어서, 상기 중간재료는 상기 제2온도까지 가열되기 전에 고체상태의 숙주금속과 혼합됨을 특징으로 하는 금속-제2상 복합체 재료의 제조방법.
  6. 제1항에 있어서, 상기 반응성 제2상 형성조성들과 상기 비반응성 용매금속이 개별적인 성분들로서 공급됨을 특징으로 하는 금속-제2상 복합체 재료의 제조방법.
  7. 제1항에 있어서, 적어도 하나의 상기 제2상 형성조성이 용매금속의 합금으로서 공급됨을 특징으로 하는 금속-제2상복합체 재료의 제조방법.
  8. 제1항에 있어서, 적어도 하나의 상기 제2상 형성조성이 용매금속의 합금으로서 공급되고, 적어도 하나의 다른 상기 제2상 형성조성이 개별적인 성분으로서 공급됨을 특징으로 하는 금속-제2상 복합체 재료의 제조방법.
  9. 제1항에 있어서, 상기 제2상이 이붕화티타늄, 탄화티타늄, 이붕화지르코늄, 이규화지르코늄 또는 질화티타늄임을 특징으로 하는 금속-제2상 복합체 재료의 제조방법.
  10. 제 1항에 있어서, 상기 제2상 입자들의 크기가 5미크론 이하인 것을 특징으로 하는 금속-제2상 복합체 재료의 제조방법.
  11. 제1항에 있어서, 상기 제2상이 세라믹인 것을 특징으로 하는 금속-제2상 복합체 재료의 제조방법.
  12. 제1항에 있어서, 상기 제2상이 금속간 화합물인 것을 특징으로 하는 금속-제2상 복합체 재료의 제조방법.
  13. 제1항에 있어서, 상기 중간재료와 상기 숙주금속을 혼합하기 전에 추가적인 합금재료가 상기 중간재료에 첨가됨을 특징으로 하는 금속-제2상 복합체 재료의 제조방법.
  14. 제1항에 있어서, 상기 용융 숙주금속이, 알루미늄, 니켈, 티타늄, 구리, 바나듐, 크롬, 망간, 코발트, 철, 실리콘, 몰리브덴, 베릴륨, 백금, 니오븀, 탄탈륨, 하프늄, 지르코늄, 마그네슘, 납, 아연, 주석, 텅스텐, 안티몬, 비스무트 또는 이들의 합금이나 금속간 화합물임을 특징으로 하는 금속-제2상 복합체 재료의 제조방법.
  15. 제14항에 있어서, 상기 용응 숙주금속이 미리 존재하는 제2상을 갖는 것을 특징으로 하는 금속 -제2상 복합체 재료의 제조방법.
  16. 금속기지에 제2상 입자를 분산시키는 방법에 있어서, (a) 제2상보다 반응 제2상 형성조성들을 용해시킬 수 있는 비반응성 용매금속과 상기 반응성 제2상 형성조성들과의 혼합물을 제조하는 단계와, (b)발열반응을 개시하도록 상기 혼합물을 상기 용매금속의 융점 근처 온도인 반응 개시온도까지 가열하는 단계와, (c) 상기 발열반응에 의해서 상기 혼합물을 더한층 가열하고, 중간 금속기지에 제2상 입자를 분산시키도록 상기 제2상 형성조성들을 소모시키는 단계와, (d) 상기 중간재료를 회수하는 단계와, (e) 금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물을 포함하고 있고 상기 제2상 입자들을 용해시키지 않는 숙주금속내로 상기 중간재료를 도입하는 단계와, 그리고 (f) 혼합하는 단계로 구성됨을 특징으로 하는 방법.
  17. 제16항에 있어서, 상기 적어도 하나의 제2상 형성조성이 주기율표 제III족 내지 제VI족의 천이금속임을 특징으로 하는 방법.
  18. 제16항에 있어서, 적어도 하나의 제2상 형성조성이 알루미늄, 티타늄, 실리콘, 붕소, 탄소, 황, 탄탈륨, 토륨, 이트륨, 코발트, 니켈, 몰리브덴, 텅스텐, 바나듐, 지르코눔, 니 오븀, 하프늄, 마그네슘, 스칸듐, 란탄, 크롬, 산소, 질소, 리튬, 베릴륨, 철, 망간, 아연, 주석, 구리, 은, 금, 백금 또는 희토류 원소임을 특징으로 하는 방법.
  19. 제18항에 있어서, 용매금속이 알루미늄, 니켈, 티타늄, 구리, 바나듐, 크롬, 망간, 코발트, 철, 실리콘, 몰리브덴, 베릴륨, 은, 금, 백 금, 니오븀, 탄탈륨, 하프늄, 지르코늄, 마그네슘, 납, 아연, 주석, 텅스텐, 안티몬, 비스무트 또는 이들의 합금임을 특징으로 하는 방법.
  20. 제16항에 있어서, 상기 제2상 형성조성과 상기 용매금속이 개별적인 원소로서 공급됨을 특징으로 하는방법.
  21. 제16항에 있어서, 상기 제2상 형성조성이 상기 용매금속의 합금으로서 각각 공급됨을 특징으로 하는방법.
  22. 제16항에 있어서, 상기 적어도 하나의 제2상 형성조성이 개열적인 원소로서 공급되고, 상기 용매금속의 합금으로서 공급됨을 특징으로 하는 방법.
  23. 제16항에 있어서, 상기 제2상이 이붕화티타늄, 탄화티타늄, 이붕화지르코늄, 이규화지르코늄 또는 질화티타늄임을 특징으로 하는 방법.
  24. 제16항에 있어서, 상기 제2상의 크기가 1미크론 이하임을 특징으로 하는 방법.
  25. 제16항에 있어서, 상기 제2상이 세라믹인 것을 특징으로 하는 방법.
  26. 제16항에 있어서, 상기 제2상이 금속간 화합물인 것을 특징으로 하는 방법.
  27. 제16항에 있어서, 추가적인 합금재료가 상기 숙주금속에 첨가되기 전에 상기 중간재료에 첨가됨을 특징으로 하는 방법.
  28. 제16항에 있어서, 상기 제2상 형성조성중 하나가 상기 숙주금속에 첨가됨을 특징으로 하는 방법.
  29. 금속-제2상 복합체 재료의 제조방법에 있어서, (a) 반응성 제2상 형성조성들이 용매금속내로 충분하게 확산됨으로써 상기 반응성 형성조성들이 제2상 형성반응이 야기되는 제1온도에서, 제2상 재료보다 상기 반응성 제2상 형성조성들을 더 용해시킬 수 있는 비반응성 용매금속의 존재하에서 상기 반응성 제2상 형성조성들과 접촉시키고, 이와 동시에 상기 제1온도가 상기 용매금속의 융점을 초과하는 제2온도로 상승하는 것에 의하여 상기 용매금속에 적어도 하나의 제2상 재료를 석출시키는 단계와, (b) 중간재료를회수하는 단계와, (c) 상기 제2상이 용해되지 않는 용융금속의 욕내로 상기 중간재료를 혼합하는 단계와, 그리고 (d) 최종 생산물을 회수하는 단계로 구성됨을 특징으로 하는 금속-제2상 복합체 재료의 제조방법.
  30. 금속기지에 적어도 하나의 금속간 화합물을 분산시키는 방법에 있어서, (a) 반응성 금속간 화합물의 형성조성들을 금속간 화합물 재료보다 더 용해시키는 비반응성 용매금속과 상기 반응성 금속간 화합물의 형성조성과의 혼합물을 제조하는 단계와, (b) 반열반응을 개시하도록 상기 혼합물을 상기 비반응성 용매금속의 용매 근처 온도인 반응개시 온도까지 가열하는 단계와, (c) 상기 발열반응에 의해서 상기 혼합물의 온도를 상기 비반응성 용매금속의 융점을 초과하는 온도까지 상승시키고, 상기 금속간 화합물 형성 조성을 소모시키는 단계와, (d) 중간재료를 회수하는 단계와, (e) 금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물을 포함하고 있으며 분산물을 용해시키지 않는 용융 숙주금속과 상기 중간재료를 혼합하는 단계와, 그리고 (f) 최종 생산물을 회수하는 단계로 구성됨을 특징으로 하는 방법.
  31. 금속기지에 적어도 하나의 세라믹 재료를 분산시키는 방법에 있어서, (a) 반응성 세라믹 형성 조성들을 세라믹 재료보다 더 용해시킬 수 있는 비반응성 용매금속과 상기 반응성 세라믹 형성 조성들과의 혼합물을 제조하는 단계와, (b) 발열반응을 개시하도록 상기 혼합물을 상기 비반응성 용매금속의 융점 근처인 반응개시 온도까지 가열하는 단계와, (c) 상기 발열반응에 의해 상기 비반응성 용매금속의 융점을 초과하는 온도까지 상기 혼합물의 온도를 상승시키고 상기 세라믹 형성조성을 소모시키는 단계와, (d) 중간재료를 회수하는 단계와, (e) 금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물을 포함하고 있는 분산물을 용해시키지 않는 용응 숙주금속과 상기 중간재료를 혼합하는 단계와, 그리고 (f) 최종 생산물을 회수하는 단계로 구성됨을 특징으로 하는 방법.
  32. 금속간 화합물 재료와 세라믹 재료의 분산업자를 금속기지내에 분산시키는 방법에 있어서, (a) 반응성 금속간 화합물 형성조성과 세라믹 형성조성을 금속간 화합물 재료 또는 세라믹 재료보다 각각 더 용해시킬 수 있는 비반응성 용해금속과 상기 세라믹 형성조성 및 상기 반응성 금속간 형성조성과의 혼합물을 제조하는 단계와, (b) 발열반응을 개시하도록 상기 혼합물을 상기 비반응성 용매금속의 응점 근처 온도인 반응개시 온도까지 가열하는 단계와, (c) 상기 발열반응에 의해서 상기 혼합물의 온도를 상기 비반응성 용매금속의 융점 이상의 온도까지 상승시키고 상기 반응성 금속간 화합불 형성조성 및 상기 세라믹 형성조성을 소모시키는 단계와, (d) 중간재료를 회수하는 단계와, (e) 금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물을 포함하고 있는 분산물을 용해시키지 않는 용융 숙주금속과 상기 중간재료를 혼합하는 단계와, 그리고 (f) 최종 생산물을 회수하는 단계로 구성됨을 특징으로 하는 방법.
  33. 금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물에 제2상 재료를 분산시키는 방법에 있어서, 중간 금속재료에서, 주기율표의 제III족 내지 제VI족의 천이금속의 산화물, 질화물, 붕화물, 탄화물, 규화물, 황화물 또는옥시황화물로 구성된 원위치 석출형 제2상 재료를 중간 금속기지에 함유하는 미리 성형된 중간재료를, 분산불을 용해시키지 않는 용융 숙주금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물에 첨가하는 단계와, 그리고 분산된 상기 제2상 재료를 함유하는 최종 생산물을 회수하는 단계로 구성됨을 특징으로 하는 방법.
  34. 제33항에 있어서, 상기 제2상 재료가, 상기 비반응성 용매금속내에서 이루어지는 상기 제2상 형성조성의 발열반응에 의해 형성됨을 특징으로 하는 방법.
  35. 금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물에 제2상 재료를 분산시키는 방법에 있어서, 주기율표 제III족 내지 제VI족의 천이금속의 산화물, 질화물, 붕화물, 탄화불, 규화불, 산화물 또는 옥시황화물로 구성된 원위치 석출형 제2상 재료를 중간 금속기지에 함유하는 미리 성형된 중간재료와, 분산불을 용해시키지 않는 고체 숙주금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물을 혼합시키는 단계와, 상기 숙주금속을 용해시키도록 가열하는 단계와, 혼합하는 단계와, 분산된 상기 제2상 재료를 함유하는 최종 생산물을 회수하는 단계로 구성됨을 특징으로 하는 방법.
  36. 제35항에 있어서, 상기 제2상 재료가 상기 비반응성 용매금속내에 이루어지는 상기 제2상 형성조성의 발열반응에 의해 형성됨을 특징으로 하는 방법.
  37. 금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물에 제2상 재료를 분산시키는 방법에 있어서, 비반응성 금속의 존재하에서 상기 제2상 형성조성을 발열적으로 반응시키는 것에 의해서 불용성의 제2상 분산불을 함유하는 중간재료를 미리 성형하는 단계와, 분산물을 용해시키지 않는 용융 숙주금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물에 상기 중간재료를 첨가시키는 단계와, 혼합하는 단계와, 그리고 분산된 상기 제 2 상 재료를 함유하는최종 생산물을 회수하는 단계로 구성됨을 특징으로 하는 방법.
  38. 제37항에 있어서, 상기 제2상 형성조성과 상기 비반응성 용매금속은 압분체를 형성하도록 압축되고,상기 압분체를 통해서 발열반응이 국부적으로 개시되어 전파되는 것을 특징으로 하는 방법.
  39. 금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물에 제2상 재료를 분산시키는 방법에 있어서, 비반응성 금속의 존재하에서 제2상 형성조성의 발열반응에 의해 제조되며 중간 금속기지에 불용성 제2상 분산물을 함유하는 미리 성형된 중간재료와, 분산물을 용해시키지 않는 고체 숙주금속, 금속 합금, 또는 금속간 화합물을 혼합시키는 단계와, 상기 숙주금속을 용해시키도록 가열하는 단계와, 혼합시키는 단계와, 그리고 분산된 상기 제2상 재료를 함유한 최종 생산물을 회수하는 단계로 구성됨을 특징으로 하는 방법.
  40. 제39항에 있어서, 상기 제2상 형성조성과 상기 비반응성 용매금속은 압분체를 형성하도록 압축하고, 압분체를 통해서 발열반응이 국부적으로 개시되어 전파되는 것을 특징으로 하는 방법.
  41. 금속-제2상 복합체 재료의 제조방법에 있어서, 제2상을 용해시키지 않는 용융 숙주금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물의 욕에 중간 금속기지에 함유된 적어도 하나의 원위치 석출형 제2상 재료를 첨가시키는 단계와, 혼합시키는 단계와, 그리고 최종 생산물을 회수하는 단계로 구성됨을 특징으로 하는 방법.
  42. 금속-제2상 복합체 재료의 제조방법에 있어서, 제2상을 용해시키지 않는 용융 숙주금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물의 욕에, 비반응성 금속의 존재하에서 이루어지는 반응성 제2상 형성조성의 발열반응에 의해 생산된 제2상 입자를 함유하는 중간재료를 첨가시키는 단계와, 혼합시키는 단계와, 그리고 최종생산물을 회수하는 단계로 구성됨을 특징으로 하는 방법.
  43. 금속-제2상 복합체 재료의 제조방법에 있어서, 비반응성 금속의 존재하에서 이루어지는 반응성 제2상 형성조성의 발열반응에 의해 생산되고 중간 금속기지내에 제2상 재료를 함유하는 적어도 하나의 중간재료를, 제2상을 용해시키지 않는 고체 주금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물과 혼합하는 단계와, 용융될때까지 가열하는 단계와, 그리고 혼합하는 단계로 구성됨을 특징으로 하는 방법.
  44. 복합체 생산물에 있어서, 중간 금속기지에 미리 삽입한 원위치 석출형 제2상 재료의 미리 성형된 분산업자들을 갖는 최종 금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물 기지를 포함하는 것을 특징으로 하는 복합체 생산물.
  45. 복합체 생산물에 있어서, 중간 금속기지에 미리 삽입한 미리 성형된 분산형 제2상 업자를 갖는 미제결정업도의 최종 금속, 금속 합금 또는 금속간 화합물 기지를 포함하는 것을 특징으로 하는 복합체 생산물.
  46. 제45항에 있어서, 상기 결정입도가 약 1미크론임을 특징으로 하는 복합체 생산물.
  47. 제45항에 있어서, 금속결정업도에 영향을 끼침이 없이 재용융 및 재주조될 수 있음을 특징으로 하는 복합체 조성물.
KR1019880700789A 1986-11-05 1987-10-19 금속-제 2 상 복합체의 형성방법과 그에 의한 생산물 KR950014105B1 (ko)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US927,032 1986-11-05
US06/927,032 US4751048A (en) 1984-10-19 1986-11-05 Process for forming metal-second phase composites and product thereof
US927032 1986-11-05
PCT/US1987/002682 WO1988003520A1 (en) 1986-11-05 1987-10-19 Process for forming metal-second phase composites and product thereof

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR890700114A KR890700114A (ko) 1989-03-02
KR950014105B1 true KR950014105B1 (ko) 1995-11-21

Family

ID=25454066

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1019880700789A KR950014105B1 (ko) 1986-11-05 1987-10-19 금속-제 2 상 복합체의 형성방법과 그에 의한 생산물

Country Status (9)

Country Link
US (1) US4751048A (ko)
EP (1) EP0330668B1 (ko)
JP (1) JP2691221B2 (ko)
KR (1) KR950014105B1 (ko)
AU (1) AU607446B2 (ko)
CA (1) CA1329023C (ko)
DE (1) DE3783919T2 (ko)
NO (1) NO882966L (ko)
WO (1) WO1988003520A1 (ko)

Families Citing this family (78)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4985202A (en) * 1984-10-19 1991-01-15 Martin Marietta Corporation Process for forming porous metal-second phase composites
US4921531A (en) * 1984-10-19 1990-05-01 Martin Marietta Corporation Process for forming fine ceramic powders
US4915902A (en) * 1984-10-19 1990-04-10 Martin Marietta Corporation Complex ceramic whisker formation in metal-ceramic composites
US4836982A (en) * 1984-10-19 1989-06-06 Martin Marietta Corporation Rapid solidification of metal-second phase composites
US5093148A (en) * 1984-10-19 1992-03-03 Martin Marietta Corporation Arc-melting process for forming metallic-second phase composites
US4800065A (en) * 1986-12-19 1989-01-24 Martin Marietta Corporation Process for making ceramic-ceramic composites and products thereof
US4853182A (en) * 1987-10-02 1989-08-01 Massachusetts Institute Of Technology Method of making metal matrix composites reinforced with ceramic particulates
US5100488A (en) * 1988-03-07 1992-03-31 Kb Alloys, Inc. Third element additions to aluminum-titanium master alloys
US5134039A (en) * 1988-04-11 1992-07-28 Leach & Garner Company Metal articles having a plurality of ultrafine particles dispersed therein
US4906430A (en) * 1988-07-29 1990-03-06 Dynamet Technology Inc. Titanium diboride/titanium alloy metal matrix microcomposite material and process for powder metal cladding
US5071618A (en) * 1988-08-30 1991-12-10 Sutek Corporation Dispersion strengthened materials
US5236032A (en) * 1989-07-10 1993-08-17 Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha Method of manufacture of metal composite material including intermetallic compounds with no micropores
US4992237A (en) * 1990-01-24 1991-02-12 Amax Inc. Ignition of sustained high temperature synthesis reactions
WO1994017012A1 (en) * 1993-01-27 1994-08-04 University Of Cincinnati Porous ceramic and porous ceramic composite structure
US5299724A (en) * 1990-07-13 1994-04-05 Alcan International Limited Apparatus and process for casting metal matrix composite materials
US5188678A (en) * 1990-08-15 1993-02-23 University Of Cincinnati Manufacture of net shaped metal ceramic composite engineering components by self-propagating synthesis
US5284620A (en) * 1990-12-11 1994-02-08 Howmet Corporation Investment casting a titanium aluminide article having net or near-net shape
US5354351A (en) * 1991-06-18 1994-10-11 Howmet Corporation Cr-bearing gamma titanium aluminides and method of making same
GB2259308A (en) * 1991-09-09 1993-03-10 London Scandinavian Metall Metal matrix alloys
JPH05208863A (ja) * 1991-12-06 1993-08-20 Sumitomo Chem Co Ltd 固体電解質用高密度焼結体の製造方法
KR950700223A (ko) * 1992-01-16 1995-01-16 노오먼 엠 폴락 전기 가열 성분, 관련 복합재, 및 조성물, 및 다이가 없이 미소발열 합성을 사용하여 상기 생산물을 생산하는 방법(Electrical heating element related composites, and composition and method for producing such products using dieless micropyretic synthesis)
US5310476A (en) 1992-04-01 1994-05-10 Moltech Invent S.A. Application of refractory protective coatings, particularly on the surface of electrolytic cell components
US6001236A (en) 1992-04-01 1999-12-14 Moltech Invent S.A. Application of refractory borides to protect carbon-containing components of aluminium production cells
US5651874A (en) 1993-05-28 1997-07-29 Moltech Invent S.A. Method for production of aluminum utilizing protected carbon-containing components
JP2743720B2 (ja) * 1992-07-03 1998-04-22 トヨタ自動車株式会社 ＴｉＢ２ 分散ＴｉＡｌ基複合材料の製造方法
US5837632A (en) * 1993-03-08 1998-11-17 Micropyretics Heaters International, Inc. Method for eliminating porosity in micropyretically synthesized products and densified
US5560846A (en) * 1993-03-08 1996-10-01 Micropyretics Heaters International Robust ceramic and metal-ceramic radiant heater designs for thin heating elements and method for production
US5320717A (en) * 1993-03-09 1994-06-14 Moltech Invent S.A. Bonding of bodies of refractory hard materials to carbonaceous supports
CA2155204A1 (en) * 1993-03-09 1994-09-15 Jainagesh Akkaraju Sekhar Treated carbon cathodes for aluminium production
US5449886A (en) * 1993-03-09 1995-09-12 University Of Cincinnati Electric heating element assembly
US5397450A (en) * 1993-03-22 1995-03-14 Moltech Invent S.A. Carbon-based bodies in particular for use in aluminium production cells
US5374342A (en) * 1993-03-22 1994-12-20 Moltech Invent S.A. Production of carbon-based composite materials as components of aluminium production cells
US5486278A (en) * 1993-06-02 1996-01-23 Moltech Invent S.A. Treating prebaked carbon components for aluminum production, the treated components thereof, and the components use in an electrolytic cell
US5407495A (en) * 1993-09-22 1995-04-18 Board Of Regents Of The University Of Wisconsin System On Behalf Of The University Of Wisconsin-Milwaukee Thermal management of fibers and particles in composites
WO1995031416A1 (en) * 1994-05-13 1995-11-23 Micropyretics Heaters International Sinter-homogenized heating products
DE69532052T2 (de) 1994-09-08 2004-08-19 Moltech Invent S.A. Mit versenkten Nuten drainierte horizontale Kathodenoberfläche für die Aluminium Elektrogewinnung
US6702982B1 (en) * 1995-02-28 2004-03-09 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Army Aluminum-lithium alloy
CZ306797A3 (cs) * 1995-03-31 1999-01-13 MERCK Patent Gesellschaft mit beschränkter Haftung Komposity se základní kovovou hmotou slitin hliníku vyztužené keramickými částicemi boridu titanu
US5744254A (en) * 1995-05-24 1998-04-28 Virginia Tech Intellectual Properties, Inc. Composite materials including metallic matrix composite reinforcements
US5753163A (en) 1995-08-28 1998-05-19 Moltech. Invent S.A. Production of bodies of refractory borides
US5753382A (en) * 1996-01-10 1998-05-19 Moltech Invent S.A. Carbon bodies resistant to deterioration by oxidizing gases
EP0856376B1 (en) * 1996-12-03 2000-02-09 Lucent Technologies Inc. Article comprising fine-grained solder compositions with dispersoid particles
US6727578B1 (en) 1999-09-09 2004-04-27 Texas Instruments Incorporated Semiconductor device having power supply voltage routed through substrate
CA2327950A1 (en) * 2000-12-08 2002-06-08 Groupe Minutia Inc. Grain refining agent for cast aluminum or magnesium products
US6818315B2 (en) * 2000-12-20 2004-11-16 Valtion Teknillinen Tutkimuskeskus Method for the manufacture of a metal matrix composite, and a metal matrix composite
US6548013B2 (en) 2001-01-24 2003-04-15 Scimed Life Systems, Inc. Processing of particulate Ni-Ti alloy to achieve desired shape and properties
ITMI20010978A1 (it) * 2001-05-11 2002-11-11 Edison Spa Metodo per la preparazione di corpi massivi superconduttori di mgb2 altamente densificati relativi manufatti solidi e loro uso
US20050161121A1 (en) * 2002-01-18 2005-07-28 Cast Centre Pty Ltd Magnesium-zirconium alloying
DE10315112A1 (de) * 2003-04-02 2004-10-28 Universität Hannover Verfahren zur Kornfeinung von Magnesiumlegierungen
US7175687B2 (en) * 2003-05-20 2007-02-13 Exxonmobil Research And Engineering Company Advanced erosion-corrosion resistant boride cermets
US7074253B2 (en) * 2003-05-20 2006-07-11 Exxonmobil Research And Engineering Company Advanced erosion resistant carbide cermets with superior high temperature corrosion resistance
US7731776B2 (en) * 2005-12-02 2010-06-08 Exxonmobil Research And Engineering Company Bimodal and multimodal dense boride cermets with superior erosion performance
US8034153B2 (en) * 2005-12-22 2011-10-11 Momentive Performances Materials, Inc. Wear resistant low friction coating composition, coated components, and method for coating thereof
WO2009067178A1 (en) * 2007-11-20 2009-05-28 Exxonmobil Research And Engineering Company Bimodal and multimodal dense boride cermets with low melting point binder
JP4397425B1 (ja) * 2008-09-03 2010-01-13 勝義 近藤 Ｔｉ粒子分散マグネシウム基複合材料の製造方法
WO2011050362A2 (en) * 2009-10-23 2011-04-28 The Johns Hopkins University Mechanical processing of reactive laminates
JP2013518178A (ja) * 2010-01-21 2013-05-20 アディトヤ ビルラ サイエンス アンド テクノロジー カンパニー リミテッド 微粒子アルミニウムマトリックスを含むナノ複合物と同複合物を生産するプロセス
DE102010014832B4 (de) * 2010-04-10 2018-04-26 Technische Universität Braunschweig Leicht bearbeitbare Nickelbasis-Legierung
US11872628B2 (en) * 2011-04-12 2024-01-16 Powdermet, Inc. Low thermal stress metal structures
US8858697B2 (en) 2011-10-28 2014-10-14 General Electric Company Mold compositions
US8865301B2 (en) * 2012-01-26 2014-10-21 The United States Of America, As Represented By The Secretary Of The Navy Refractory metal boride ceramics and methods of making thereof
US9011205B2 (en) 2012-02-15 2015-04-21 General Electric Company Titanium aluminide article with improved surface finish
US8932518B2 (en) 2012-02-29 2015-01-13 General Electric Company Mold and facecoat compositions
US8906292B2 (en) 2012-07-27 2014-12-09 General Electric Company Crucible and facecoat compositions
US8708033B2 (en) 2012-08-29 2014-04-29 General Electric Company Calcium titanate containing mold compositions and methods for casting titanium and titanium aluminide alloys
US8992824B2 (en) 2012-12-04 2015-03-31 General Electric Company Crucible and extrinsic facecoat compositions
US9592548B2 (en) 2013-01-29 2017-03-14 General Electric Company Calcium hexaluminate-containing mold and facecoat compositions and methods for casting titanium and titanium aluminide alloys
RU2542044C1 (ru) * 2013-11-05 2015-02-20 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский Томский государственный университет" (ТГУ) Способ получения упрочненных сплавов на основе алюминия
US9511417B2 (en) 2013-11-26 2016-12-06 General Electric Company Silicon carbide-containing mold and facecoat compositions and methods for casting titanium and titanium aluminide alloys
US9192983B2 (en) 2013-11-26 2015-11-24 General Electric Company Silicon carbide-containing mold and facecoat compositions and methods for casting titanium and titanium aluminide alloys
RU2555737C1 (ru) * 2014-01-09 2015-07-10 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Волгоградский государственный технический университет" (ВолгГТУ) Литейный сплав на основе алюминия для получения пропиткой композиционных материалов с углеграфитовым каркасом
US10391547B2 (en) 2014-06-04 2019-08-27 General Electric Company Casting mold of grading with silicon carbide
DE102014013478A1 (de) * 2014-09-11 2016-03-17 Wieland-Werke Ag Verbundwerkstoff
CN105728734B (zh) * 2016-03-24 2017-10-20 西安工业大学 高强超细（TixBy‑TiC）/7075Al复合材料及其制备方法
US11612935B2 (en) * 2016-05-04 2023-03-28 Parker Lodge Holdings Llc Metallic compounds and metallic matrix composites made using compression activated synthesis
US11612986B2 (en) 2019-12-17 2023-03-28 Rolls-Royce Corporation Abrasive coating including metal matrix and ceramic particles
CN115094262B (zh) * 2022-05-16 2023-07-14 南京航空航天大学 一种基于激光增材制造的界面强化原位增强铝基复合材料的制备方法
CN114871624B (zh) * 2022-06-09 2023-04-18 上海工程技术大学 一种铁路货车车轮增材制造用药芯焊丝及其制备方法

Family Cites Families (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2852366A (en) * 1952-10-30 1958-09-16 Gen Electric Co Ltd Method of manufacturing sintered compositions
US3194656A (en) * 1961-08-10 1965-07-13 Crucible Steel Co America Method of making composite articles
US3415697A (en) * 1965-01-08 1968-12-10 Reynolds Metals Co Method and composition for exothermic fluxless brazing of aluminum and aluminum base alloys
US3885959A (en) * 1968-03-25 1975-05-27 Int Nickel Co Composite metal bodies
US3690875A (en) * 1969-02-19 1972-09-12 Wall Colmonoy Corp Method of making a cermet-type alloy
US3547673A (en) * 1969-02-19 1970-12-15 Wall Colmonoy Corp Method of forming cermet-type protective coatings on heat resistant alloys
US3690849A (en) * 1969-02-19 1972-09-12 Wall Colmonoy Corp Cermet-type alloy
US3672849A (en) * 1969-07-07 1972-06-27 Wall Colmonoy Corp Cermet-type alloy coating on metal base
US3666436A (en) * 1969-07-07 1972-05-30 Wall Colmonoy Corp Cermet-type alloy and method of making same
US3726643A (en) * 1970-04-09 1973-04-10 I Khim Fiz Akademii Nauk Method of producing refractory carbides,borides,silicides,sulfides,and nitrides of metals of groups iv,v,and vi of the periodic system
SE349331B (ko) * 1970-04-28 1972-09-25 Svenska Aluminiumkompaniet Ab
US3705791A (en) * 1970-09-18 1972-12-12 Wall Colmonoy Corp Cermet alloy composition
DE2423597C3 (de) * 1973-05-17 1983-11-03 Alcan Research and Development Ltd., Montreal, Quebec Verfahren zur Herstellung dispersionsverfestigter Aluminlegierungsbleche und -folien mit gleichmäßig verteilten feinen intermetallischen Teilchen
SU644728A1 (ru) * 1977-01-21 1979-01-30 Отделение ордена Ленина института химической физики АН СССР Способ получени карбида титана
US4431448A (en) * 1980-02-20 1984-02-14 Merzhanov Alexandr G Tungsten-free hard alloy and process for producing same
US4444603A (en) * 1981-09-01 1984-04-24 Sumitomo Chemical Company, Limited Aluminum alloy reinforced with silica alumina fiber
CA1235001A (en) * 1982-12-30 1988-04-12 Thomas P. Deangelis Reaction sintered cermet
US4514268A (en) * 1982-12-30 1985-04-30 Corning Glass Works Electrolytic Al production with reaction sintered cermet component
ES8504963A1 (es) * 1982-12-30 1985-05-01 Alcan Int Ltd Un metodo de fabricar un material de ceramica y metal
JPS59208046A (ja) * 1983-05-10 1984-11-26 Toyota Motor Corp 粒子分散型複合材料の製造方法
JPS6077945A (ja) * 1983-10-04 1985-05-02 Kawasaki Steel Corp 粒子分散型金属材料の製造方法
US4540546A (en) * 1983-12-06 1985-09-10 Northeastern University Method for rapid solidification processing of multiphase alloys having large liquidus-solidus temperature intervals
JPS60211025A (ja) * 1984-04-04 1985-10-23 Nikkei Kako Kk 繊維強化アルミニウム複合成形体の製造方法
DE3588005T2 (de) * 1984-05-18 1995-08-24 Sumitomo Electric Industries Verfahren zum Sintern von keramischen Körpern mit einer verteilten Metallverstärkung.
JPS60245767A (ja) * 1984-05-18 1985-12-05 Yoshio Miyamoto 金属分散強化セラミックスの製造法
US4610726A (en) * 1984-06-29 1986-09-09 Eltech Systems Corporation Dense cermets containing fine grained ceramics and their manufacture
US4836982A (en) * 1984-10-19 1989-06-06 Martin Marietta Corporation Rapid solidification of metal-second phase composites
WO1986006366A1 (en) * 1985-04-26 1986-11-06 Martin Marietta Corporation Aluminum-ceramic composites

Also Published As

Publication number Publication date
WO1988003520A1 (en) 1988-05-19
US4751048A (en) 1988-06-14
JP2691221B2 (ja) 1997-12-17
JPH02500756A (ja) 1990-03-15
DE3783919T2 (de) 1993-07-01
AU8177587A (en) 1988-06-01
EP0330668B1 (en) 1993-01-27
NO882966D0 (no) 1988-07-01
DE3783919D1 (de) 1993-03-11
CA1329023C (en) 1994-05-03
KR890700114A (ko) 1989-03-02
EP0330668A1 (en) 1989-09-06
AU607446B2 (en) 1991-03-07
NO882966L (no) 1988-08-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR950014105B1 (ko) 금속-제 2 상 복합체의 형성방법과 그에 의한 생산물
US4915908A (en) Metal-second phase composites by direct addition
US4916030A (en) Metal-second phase composites
JP3069354B2 (ja) 金属間物質含有母体から成る複合体
US4772452A (en) Process for forming metal-second phase composites utilizing compound starting materials
US4985202A (en) Process for forming porous metal-second phase composites
CA1269255A (en) Welding using metal-ceramic composites
US5093148A (en) Arc-melting process for forming metallic-second phase composites
US4915905A (en) Process for rapid solidification of intermetallic-second phase composites
US4917964A (en) Porous metal-second phase composites
US5015534A (en) Rapidly solidified intermetallic-second phase composites
WO1986006366A1 (en) Aluminum-ceramic composites
EP0413747A1 (en) Arc-melting process for forming metallic-second phase composites and product thereof
JP2743720B2 (ja) ＴｉＢ２ 分散ＴｉＡｌ基複合材料の製造方法
CN101148721B (zh) 一种铝基复合材料及其制备方法
EP0324799B1 (en) Isothermal process for forming porous metal-second phase composites and porous product thereof
CA1290597C (en) Process for forming metal-ceramic composites
KR930010325B1 (ko) 금속-세라믹 복합체를 형성하는 방법

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
G160 Decision to publish patent application
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20071116

Year of fee payment: 13

LAPS Lapse due to unpaid annual fee