DE3783919T2

DE3783919T2 - Verfahren zur herstellung von verbundwerkstoffen aus metall und einer zweiten phase und nach diesem verfahren hergestellte gegenstaende.

Info

Publication number: DE3783919T2
Application number: DE8787907273T
Authority: DE
Inventors: Michael Brupbacher; Leontios Christodoulou; Charles Nagle
Original assignee: Martin Marietta Corp
Current assignee: Martin Marietta Corp
Priority date: 1986-11-05
Filing date: 1987-10-19
Publication date: 1993-07-01
Anticipated expiration: 2007-10-20
Also published as: NO882966L; WO1988003520A1; DE3783919D1; US4751048A; JP2691221B2; AU607446B2; KR950014105B1; EP0330668B1; JPH02500756A; CA1329023C; KR890700114A; EP0330668A1; NO882966D0; AU8177587A

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Verbundmaterialien aus Metall und einer zweiten Phase sowie die Produkte jenes Verfahrens.
Spezieller liefert die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung von Verbundwerkstoffen aus Metall (oder Metallegierung) und einer zweiten Phase, bei dem man (a) einen Niederschlag wenigstens eines Materials der zweiten Phase in einer intermediären Metall- oder Metallegierungsmatrix erzeugt, indem man reaktive, zweite Phase bildende Vorläufer in Gegenwart eines im wesentlichen nicht reaktiven Lösungsmittelmetalles oder einer im wesentlichen nicht reaktiven Lösungsmittelmetallegierung, worin die die zweite Phase bildenden Vorläufer löslicher als das Material der zweiten Phase sind, bei einer ersten Temperatur behandelt, bei welcher genügend Diffusion der reaktiven, zweite Phase bildenden Vorläufer in das Lösungsmittelmetall oder die Lösungsmittelmetallegierung erfolgt, um die zweite Phase bildende exotherme Reaktion der Vorläufer zu bewirken und dabei Teilchen der zweiten Phase in dem Lösungsmittelmetall oder der Lösungsmittelmetallegierung auszufällen und so ein Zwischenmaterial zu erzeugen, das fein verteilte Teilchen der zweiten Phase in der intermediären Metall- oder Metallegierungsmatrix umfaßt, (b) eine geschmolzene Masse bildet, indem man das Zwischenmaterial in ein geschmolzenes Wirtsmetall oder eine geschmolzene Wirtsmetallegierung, worin die Teilchen der zweiten Phase im wesentlichen unlöslich sind, bei einer zweiten Temperatur einführt, bei welcher die intermediäre Metall- oder Metallegierungsmatrix in dem Wirtsmetall oder der Wirtsmetallegierung aufgelöst wird, (c) die geschmolzene Masse bewegt und dabei eine im wesentlichen gleichmäßige Dispersion der zweiten Phase in einer Endmetall- oder Endmetallegierungsmatrix bildet und (d) den so erzeugten Verbundwerkstoff aus Metall (oder Metallegierung) und zweiter Phase gewinnt.
Bei einer Ausführungsform wird eine zweite Phase, wie ein Keramikmaterial oder ein intermetallisches Material (ein intermetallisches Material ist eine Legierungsform, und der hier verwendete Ausdwck "Legierung" schließt intermetallische Materialien ein), direkt in einer metallischen oder intermetallischen Matrix in einem relativ hohen Volumenanteil gebildet und anschließend zu einem Metall zugesetzt. Die zweite Phase kann ein Keramikmaterial umfassen, wie ein Borid, Carbid, Oxid, Nitrid, Silicid, Sulfid, Oxysulfid oder eine andere Verbindung eines oder mehrerer Metalle gleich dem Matrixmetall oder von diesem verschieden. Von besonderem Interesse sind die intermetallischen Materialien von Aluminium, wie die Titan-, Zirkon-, Eisen-, Kobalt- und Nickelaluminide. Bei der vorliegenden Erfindung wird ein relativ hoher Volumenanteil der zweiten Phase in einer intermediären Metall-, Metallegierungs- oder intermetallischen Matrix hergestellt, wobei sich ein Zwischenmaterial bildet, das typischerweise in der Form eines "porösen Schwammes" vorliegt, der dann in ein geschmolzenes Wirtsmetallbad eingeführt wird oder mit dem festen Wirtsmetall vermischt und auf eine Temperatur oberhalb des Schmelzpunktes des Wirtsmetalles erhitzt wird, um die zweite Phase und die intermediäre Matrix in dem gesamten Wirtsmetall zu dispergieren. Das Endprodukt ist ein Metall, eine Metallegierung oder ein intermetallisches Material mit verbesserten Eigenschaften infolge der gleichmäßigen Dispergierung sehr kleiner, nicht agglomerierter feinteiliger Teilchen der zweiten Phase in der gesamten Endmetallmatrix und infolge der resultierenden feinen Korngröße der Matrix. Die intermediäre Metallmatrix oder das Wirtsmetall oder beide können aus einer Legierung zweier oder mehrerer Metalle bestehen, und die intermediäre Matrix kann gleich wie das Wirtsmetall oder von diesem verschieden sein. Die intemediäre Matrix sollte in dem geschmolzenen Wirtsmetallbad löslich sein oder mit ihm ein intermetallisches Material bilden können.
In den letzten Jahren wurde intensive Forschung der Entwicklung von Verbundwerkstoffen aus Metall und zweiter Phase, wie von mit Fasern, Whiskern oder Teilchen von Kohlenstoff, Bor, Siliciumcarbid, Kieselsäure oder Aluminiumoxid verstärktem Aluminium, gewidmet. Verbundwerkstoffe aus Metall und zweiter Phase mit guten Streckgrenzen bei hoher Temperatur und guter Kriechbeständigkeit wurden durch das Dispergieren sehr feiner (weniger als 0,1 um) Oxid- oder Carbidteilchen in der gesamten Metall- oder Legierungsmatrix gebildeter Verbundwerkstoffe unter Benutzung pulvermetallurgischer Techniken hergestellt. Solche Verbundwerkstofte leiden jedoch an schlechter Duktilität und Bruchzähigkeit aus Gründen, die nachfolgend erklärt werden.
Bekannte Techniken zur Herstellung von Verbundwerkstoffen aus Metall und zweiter Phase können weitgehend als pulvermetallurgischer Weg, Schmelzmetalltechniken und innere Oxidationsverfahren kategorisiert werden. Die pulvermetallurgische Herstellung dispersionsverstärkter Verbundwerkstoffe würde idealerweise durch mechanisches Vermischen von Metallpulvern eines Durchmessers von etwa 5 um oder weniger mit einem Oxid- oder Carbidpulver (vorzugsweise 0,01 um bis 0,1 um) erfolgen. Hochgeschwindigkeitsmischtechniken oder herkömmliche Verfahren, wie im Mahlen mit einer Kugelmühle, können benutzt werden, um die Pulver zu mischen. Pulvermetallurgische Standardtechniken werden dann verwendet, um den fertigen Verbundwerkstoff zu bilden. Herkömmlicherweise ist jedoch die keramische Komponente groß, d. h. größer als 1 um, infolge fehlender Verfügbarkeit und hoher Kosten von Materialien mit sehr kleiner Teilchengröße, da deren Produktion sehr energieintensiv, zeitaufwendig und kapitalintensiv ist. Außerdem führt die Herstellung sehr kleiner Teilchen unvermeidbar zu einer Verunreinigung auf der Teilchenoberfläche, was zu einer Verunreinigung an der Grenzfläche von Teilchen und Metall in dem Verbundwerkstoff führt, was seinerseits zu einem Kompromiß seiner mechanischen Eigenschaften führt. In vielen Fällen, wo die feinteiligen Materialien in der erwünschten Größe verfügbar sind, sind sie auch infolge ihrer pyrophoren Natur extrem gefährlich.
Alternativ wurde eine Infiltration eines kontinuierlichen Gerüstes des Materials der zweiten Phase mit gschmolzenem Metall verwendet, um Verbundwerkstoffe herzustellen. In einigen Fällen wurden ausgeklügelte Teilchenbeschichtungstechniken entwickelt, um Keramikteilchen gegenüber geschmolzenem Metall während der Infiltration von geschmolzenem Metall zu schützen und um eine Bindung zwischen dem Metall und dem Keramikmaterial zu verbessern. Techniken wie diese wurden entwickelt, um Verbundwerkstoffe von Silciumcarbid und Aluminium zu produzieren, die häufig als SiC/Al oder SiC-Aluminium bezeichnet werden. Dieser Weg ist für goße feinteilige Keramikmaterialien (wie beispielsweise größer als 1 um) und Whisker geeignet. Das Keramikmaterial, wie Siliciumcarbid, wird unter Bildung eines Preßlings gepreßt, und flüssiges Metall wird in die gepackte Schicht gezwungen, um die Zwischenräume auszufüllen. Eine solche Technik ist in der US-A-4 444 603 von Yamatsuta et al erläutert. Da diese Technik die Handhabung von geschmolzenem Metall und die Verwendung einer Hochdruckanlage erfordert, war die Infiltration von geschmolzenem Metall kein praktisches Verfahren zur Herstellung von Verbundwerkstoffen aus Metall und zweiter Phase, besonders für die Herstellung von Verbundwerkstoffen mit Keramikteilchen im Untermikronbereich, wo die Preßstärke und der Druckbedarf übermäßig und unrealistisch wären.
Die Anwesenheit von Sauerstoff in Pulvern aus Kugelmühlen, wie sei bei bekannten pulvermetallurgischen Techniken verwendet wurden, oder bei der Infiltration von geschmolzenem Metall kann zu einer schädlichen Schicht, einem schädlichen Überzug oder einer schädlichen Verunreinigung führen, wie zu Oxid an der Grenzfläche zwischen der zweiten Phase und dem Metall. Das Vorhandensein solcher Schichten hemmt die Grenzflächenbindung zwischen der zweiten Phase und der Metallmatrix und beeinträchtigt die Duktilität des Verbundwerkstoffes. Ein solcher geschwächter Grenzflächenkontakt kann auch zu verminderter Festigkeit, Dehnungsverlust und erleichtertem Bruchfortschreiten führen.
Innere Oxidation eines Metalles, das eine reaktivere Komponente enthält, wurde auch verwendet, um dispersionsverstärkte Metalle zu erzeugen, wie Kupfer mit im Inneren oxidiertem Aluminium. Wenn beispielsweise eine etwa 3 % Aluminium enthaltende Kupferlegierung in einer oxidierenden Atmosphäre angeordnet wird, kann Sauerstoff durch die Kupfermatrix diffundieren, um mit dem Aluminium zu reagieren, wobei sich Aluminumoxid abscheidet. Obwohl diese Technik auf relativ wenige Systeme beschränkt ist, da die beiden Metalle einen großen Unterschied der chemischen Reaktivität haben müssen, bot sie eine mögliche Methode für Dispersionshärtung. Die höchstmögliche Konzentration von in dem resultierenden dispersionsverstärkten Metall gebildeten Dispersoiden ist jedoch allgemein unzureichend, um wesentliche Veränderungen der Eigenschaften, wie des Moduls, der Härte und dergleichen, zu bewirken.
In der US-A-2 852 366 von Jenkins wird gelehrt, daß bis zu 10 Gew.-% eines Metallkomplexes in ein Basismetall oder eine Basislegierung eingearbeitet werden können. Die Patentschrift beschreibt ein Vermischen, Pressen und Sintern eines Gemisches eines Basismetalls, einer Verbindung des Basismetalls und eines nichtmetallischen komplexbildenden Elementes sowie einer Legierung des Basismetalls und des komplexbildenden Metalles. So beschreibt die Druckschriftbeispielsweise ein Vermischen von Pulvern von Nickel, einer Nickel-Borlegierung und einer Nickel-Titanlegierung, Pressen und Sintern der gemischten Pulver unter Bildung eines zusammenhängenden Körpers, in welchem ein stabilisierender unausgefällter "Komplex" von Titan und Bor in einer Nickelmatrix dispergiert ist. Eine Ausfällung der komplexen Phase wird speziell vermieden.
In der US-A-3 194 656 lehrt Vordahl die Bildung einer keramischen Phase, wie von TiB&sub2;- Kristalliten, durch Schmelzen eines Gemisches eutektischer oder nahezu eutektischer Legierungen. Es ist wesentlich für das Verfahren von Vordahl, daß wenigstens ein Ausgangsbestandteil einen Schmelzpunkt wesentlich niedriger als jener des Matrixmetalles der erwünschten Endlegierung hat. Es gibt keine Beschreibung der Einleitung einer exothermen, zweite Phase bildenden Reaktion bei oder nahe dem Schmelzpunkt des Matrixmetalles.
Bredzs et al beschreiben in den US-A-3 415 697, US-A-3 547 673, US-A-3 666 436, UKS-A-3 672 849, US-A-3 690 849, US-A-3 690 875 und US-A-3 705 791 die Herstellung von Cermet- Überzügen, überzogenen Substraten und Legierungsbarren, bei der ein exothermer Reaktionsmechanismus eine in einer Metallmatrix dispergierte Ausfällung in situ bildet. Bredzs et al vertrauen auf die Verwendung von Legierungen mit einer erniedrigten Schmelztemperatur, vorzugsweise von eutektischen Legierungen, und leiten somit keine zweite Phase bildende exotherme Reaktion bei oder nahe der Schmelztemperatur des Matrixmetalles ein.
DeAngelis lehrt in der US-A-4 514 268 reaktionsgesinterte Cermets mit sehr feiner Korngröße. Die beschriebene Methode schließt den Doppeleffekt einer Reaktion zwischen vermischten feinteiligen Reaktionspartnern und ein Versintern derselben ein, die geformt und auf Temperaturen erhitzt werden, welche das Auftreten und im wesentlichen Beendigung einer exothermen Reaktion bewirken. Die Reaktionsprodukte werden unter Bildung von Keramik-Keramikbindungen zusammengesintert, indem man die Reaktionsmasse auf den hohen erreichten Temperaturen hält. So betrifft diese Druckschrift ein Produkt mit gesinterten Keramikbindungen, geeignet für die Verwendung in Kontakt mit geschmolzenem Metall.
Backerud beschreibt in der US-A-3 785 807 das Konzept der Herstellung einer Stammlegierung für Aluminium, die Titandiborid enthält. Der Patentinhaber löst Titan und Bor in geschmolzenem Aluminium bei erhöhter Temperatur und setzt sie um, verlangt aber, daß Titanaluminid bei einer niedrigeren Temperatur um das gebildete Titandiborid herum kristallisiert. So lehrt die Patentschrift die Bildung eines komplexen Dispersoids.
In jünstvergangenen Jahren wurden zahlreiche Keramikmaterialien unter Verwendung eines Verfahrens gebildet, das als "selbstfortschreitende Hochtemperatursynthese" (SHS) bezeichnet wird. Es schließt eine exotherme, selbstfortschreitende Reaktion ein, die durch ein Gemisch von komprimierten Pulvern hindurch voranschreitet. Das SHS-Verfahren umfaßt ein Mischen und Verdichten von Pulvern der Bestandteilselemente und das Zünden eines Teils des verdichteten Rohlings mit einer geeigneten Wärmequelle. Die Quelle kann ein elektrischer Impuls, ein Laser, Thermit, ein Funke usw. sein. Bei der Zündung wird genügend Wärme freigesetzt, um eine selbstvoranschreitende Reaktion zu unterstützen, die die Verwendung plötzlicher Einleitung mit geringer Kraft bei hohen Temperaturen statt eines Erhitzens der Masse über längere Zeitdauer auf niedrigere Temperaturen gestattet. Beispiele dieser Techniken sind die Patente von Merzhanov et al, unter anderem die US-A-3 726 643, US-A-4 161 512 und US-A-4 431 448.
In der US-A-3 726 643 wird ein Verfahren zur Herstellung hochschmelzender hitzebeständiger anorganischer Verbindungen durch Vermischen wenigstens eines Metalles aus den Gruppen IV, V und VI des Periodensystems mit einem Nichtmetall, wie Kohlenstoff, Bor, Silicium, Schwefel oder flüssigem Stickstoff, und Erhitzen der Oberfläche des Gemisches unter Bildung einer zur Einleitung eines Verbrennungsverfahrens geeigneten örtlichen Temperatur beschrieben. In der US-A-4 161 512 ist ein Verfahren zur Herstellung von Titancarbid durch Zündung eines Gemisches beschrieben, das aus 80 bis 88 % Titan und 20 bis 12 % Kohlenstoff besteht, was zu einer exothermen Reaktion des Gemisches unter Bedingungen einer Verbrennung Schicht um Schicht führt. Diese Druckschriften behandeln die Herstellung von Keramikmaterialien in Abwesenheit eines Bindemittels.
Wenn das SHS-Verfahren mit einer inerten Metallphase verwendet wird, wird es allgemein mit einem relativ hohen Volumenanteil an Keramikmaterial und einem relativ niedrigen Volumenanteil Metall (typischerweise 10% oder weniger und höchstens unveränderlich unter 30%) durchgeführt. Das Produkt ist ein dichtes, gesintertes Material, bei dem die relativ duktile Metallphase als ein Bindemittel oder eine Konsolidierungshilfe wirkt, das bzw. die infolge des aufgebrachten Druckes Hohlräume usw. füllt und dadurch die Dichte erhöht. Das SHS-Verfahren mit inerter Metallphase verläuft bei höheren Temperaturen als das Ausfällungsverfahren in situ, das in Verbindung mit der vorliegenden Erfindung verwendet wird, und ist nicht isotherm und führt zu gesinterten Keramikteilchen mit stark veränderlicher Größe.
Die US-A-4 431 448 beschreibt die Herstellung einer harten Legierung durch Vermischen von Pulvern von Titan, Bor, Kohlenstoff und eines Bindemittelmetalles oder einer Bindemittellegierung der Gruppe I-B, wie einer Legierung von Kupfer oder Silber, Verdichten des Gemisches, örtliche Zündung desselben zur Einleitung der exothermen Reaktion von Titan mit Bor und Kohlenstoff und Voranschreiten der Zündung, was zu einer Legierung führt, die Titandiborid, Titancarbid und bis zu etwa 30 % Bindemittelmetall umfaßt. Diese Druckschrift ist jedoch auf die Verwendung von Metallen oder Legierungen der Gruppe I-B, wie Kupfer und Silber, als Bindemittel beschränkt. Nach diesem Verfahren hergestellte Produkte haben geringe Dichte und werden anschließender Kompression und Verdichtung unterzogen, um eine Porosität unter 1 % zu erzielen.
Die US-A-4 540 546 von Giessen et al lehrt ein Verfahren zur schnellen Verfestigung einer mehrphasigen Legierung. In diesem Verfahren reagieren zwei Ausgangslegierungen in einer Mischdüse, in welcher eine "Schmelzgemischreaktion" zwischen chemisch umsetzbaren Komponenten in den Ausgangslegierungen unter Bildung von Untermikronteilchen der resultierenden Verbindung in der Endlegierung stattfindet. Das Vermischen und die chemische Umsetzung werden bei einer Temperatur durchgeführt, die bei oder oberhalb der höchsten Liquidustemperatur der Ausgangslegierungen liegt, die aber auch wesentlich unterhalb der Liquidustemperatur der Endlegierung und so nahe wie möglich bei der Solidustemperatur der Endlegierung liegt. Obwohl dispersionsverstärkte Legierungen nach dieser Technik erzeugt werden können, scheint es eine Reihe inhärenter Schwierigkeiten zu geben. Erstens ist die Methode technisch kompliziert und erfordert Mehrfachöfen. Zweitens ist ein effizientes Mischen wichtig, wenn gleichbleibend feine Dispersionen erzeugt werden sollen. Schließlich sind sehr hohe Überhitzungsgrade erforderlich, um die sich rasch verfestigenden Legierungselemente vollständig aufzulösen, um eine hohe Dispersoidbeladung zu bekommen, die notwendigerweise das Teilchenwachstum verstärkt, beispielsweise in Verbundwerkstoffen, die 10 bis 20 % Dispersoid enthalten.
Die vorliegende Erfindung gestattet eine Vereinfachung von Verfahren und Anlagen im Vergleich mit dem Stand der Technik. Beispielsweise vermeidet das vorliegende Verfahren die Notwendigkeit von Mehrfachöfen und Misch- und Steuereinrichtungen, da alle Bestandteile der zweiten Phase in einem einzigen Reaktionsbehälter vorhanden sind. Die vorliegende Erfindung überwindet auch die Notwendigkeit einer Bildung mehrerer Schmelzen von Komponenten bei sehr hohen Schmelztemperaturen. Weiterhin können Verbundwerkstoffe mit hoher Beladung ohne das Erfordernis, hohe Überhitzungswerte in Halteöfen zu erzeugen, hergestellt werden. Die Erfindung der Anmelder liefert auch eine reinere Grenzfläche von Teilchen und Metall im Vergleich zu herkömmlichen Verbundwerkstoffen aus Metall und Keramik, die nach Methoden beispielsweise unter Verwendung getrennter Metall- und Keramikpulver hergestellt wurden, da die Verstärkungsteilchen in situ gebildet werden. Außerdem kann das gebildete Zwischenmaterial verwendet werden, um gleichmäßige Dispersionen im wesentlich unagglomerierter Teilchen in einer Matrix mit gesteuerten Volumenanteilen der Matrialien der zweiten Phase zu machen. Eingedenk dieser Tatsachen folgt nun eine detaillierte Beschreibung der Erfindung, wobei eine breite Definition der Erfindung oben gegeben wurde.
Es ist ein Ziel der vorliegenden Erfindung, eine billige Methode zur Herstellung von Verbundmaterialien aus fein dispergierter zweiter Phase, wie feinteiligem Keramikmaterial, intermetallischem Material oder Gemischen hiervon, in einer Metall-, Metallegierungs- oder intermetallischen Matrix zu bekommen. Zum Zwecke einer Vereinfachung der weiteren Beschreibung sei die Metall-, Metallegierungs- oder intermetallische Matrix des Endverbundwerkstoffes als "Endmetallmatrix" bezeichnet.
Die vorliegende Erfindung erzeugt ein Zwischenmaterial, das eine relativ konzentrierte Dispersion zweiter Phase in einer "intermediären Metallmatrix" umfaßt. Die intermediäre Metallmatrix umfaßt ein "Lösungsmittelmetall", ein Metall, eine Metallegierung oder ein intermetallisches Material, worin die zweite Phase bildenden Bestandteile löslicher als die zweite Phase sind und das gleich wie die erwünschte Endmetallmatrix oder verschieden von dieser sein kann. Dieses konzentrierte Zwischenmaterial, das in der Form eines porösen "Schwammes" vorliegen kann, wird zur Bildung verbesserter Verbundwerkstoffe durch Auflösen der intermediären Metallmatrix in einem "Wirtsmetall" benutzt, welches ein Metall, eine Metallegierung oder ein intermetallisches Material ist, worin die zweite Phase unlöslich ist und welches bei Vereinigung mit der intermediären Metallmatrix die erwünschte Endmetallmatrix ergibt. Dies kann durch Vermischen des konzentrierten Zwischenmaterials mit einem geschmolzenen Bad von Wirtsmetall, Wirtsmetallegierung oder intermetallischem Wirtsmaterial oder mit festem Wirtsmetall, fester Wirtsmetallegierung oder festem intermetallischem Wirtsmaterial gefolgt von Erhitzen auf eine Temperatur oberhalb des Schmelzpunktes des Wirtsmaterials bewerkstelligt werden.
Das Verfahren nach dieser Erfindung kann eine Methode zur Dispersionshärtung von Metallen und Legierungen liefern. Die vorliegende Erfindung schließt die Herstellung eines für die Zugabe zu einem Wirtsmetall geeigneten Zwischenmaterials ein, wobei dieses Zwischenmaterial Teilchen von zweiter Phase in einer intermediären Matrix, wie Titandiborid oder Titancarbid in Aluminium, umfaßt, ohne daß ein Erfordernis für eine Verwendung teurer Ausgangsmaterialien zweiter Phase im Untermikronbereich besteht. Ein solches Zwischenmaterial kann dann den erwünschten Volumenanteil an Feinstoffen im Untermikronbereich liefern, wenn es mit einem geeigneten Volumen an Wirtsmetall vermischt wird.
Die vorliegende Erfindung kann die Ausfällung von bis zu etwa 95 Vol.-% eines Materials der zweiten Phase in situ in einer intermediären Metallmatrix einschließen, wobei die zweite Phase ein Keramikmaterial, wie ein Borid, Carbid, Oxid, Nitrid, Silicid, Oxysulfid oder Sulfid, eines Metalles umfassen kann, welches gleich wie die intermediäre Metallmatrix oder von dieser verschieden sein kann. Es wurde gefunden, daß durch Vermischen der Bestandteile oder Elemente des erwünschten Materials der zweiten Phase mit einem Lösungsmittelmetall und Erhitzen auf eine Temperatur, bei der eine wesentliche Diffusion und/oder Auflösung der reaktiven Elemente in das Lösungsmittelmetall auftreten kann, typischerweise bei oder nahe bei dem Schmelzpunkt des Lösungsmittelmetalles, eine lösungsmittelunterstützte Reaktion, die immer exotherm ist, eingeleitet werden kann. Diese lösungsmittelunterstützte Reaktion führt zu der extrem raschen Bildung und Dispergierung feinverteilter Teilchen des Materials der zweiten Phase in dem Lösungsmittelmetall.
Das Material der zweiten Phase kann beispielsweise ein Oxid, Nitrid, Borid, Carbid, Silicid, Oxynitrid, Sulfid oder Oxysulfid eines Übergangsmetalles der dritten bis sechsten Gruppe des Periodensystems sein.
Allgemein hat das Matrixmetall sehr kleine Korngröße und ist das feinteilige Material von einer Größe wesentlich geringer als 5 um.
Vorzugsweise sind in dem Verbundwerkstoff von Metall und zweiter Phase 1 bis etwa 30 Vol.- % Teilchen der zweiten Phase relativ gleichmäßig in einer Metallmatrix mit einer Korngröße von etwa 1 um dispergiert.
Andere bevorzugte Merkmale finden sich in den Unteransprüchen und in der folgenden Beschreibung.
Die vorliegende Erfindung liefert eine neue Methode zur Erzielung eines Metallmatrixverbundmaterials hoher Qualität, bei dem ein Stammkonzentrat aus poröser brüchiger Matrix und zweiter Phase in ein dichtes Verbundmaterialprodukt umgewandelt wird. Die Methode besteht darin, daß man ein Stammkonzentrat, Schwamm oder Zwischenmaterial vereinzelter Disperoidteilchen jeweils von einem intemediären Matrixmaterial umhüllt und im wesentlichen frei von Bindungen zu anderen Dispersoiden in dem Konzentrat herstellt und anschließend das Konzentrat mit einem zusätzlichen Wirtsmetall vermischt.
In der folgenden Diskussion sollten die Ausdrücke "Wirtsmetall" und "Wirtsmetallbad" so verstanden werden, daß sie gleichermaßen auf die verschiedenen Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung anwendbar sind, wo ein Bad von geschmolzenem Wirtsmetall verwendet wird oder wo festes Wirtsmetall benutzt wird, das anschließend erhitzt wird, um ein geschmolzenes Metall zu erzeugen.
In bestimmten Fällen kann das "Wirtsmetall" anderes Material als herkömmliche Metalle, Metallegierungen oder intermetallische Materialien umfassen. Das Wirtsmetall kann beispielsweise ein disperionsverstärktes Metall sein, wie Metall, das feindispergiertes Erbiumoxid, Thoriumoxid, Aluminiumoxid usw. enthält. In diesen Fällen ist es wichtig, daß die vorher existierende Dispersion in dem geschmolzenen Metall während der Zeit/Temperatur beständig ist, die für die Einführung des Zwischenmaterials erforderlich ist. Ähnlich ist es möglich, einen Verbundwerkstoff aus Metall und zweiter Phase, der nach der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde, als das Wirtmetall zu verwenden. Der Vorteil einer Benutzung eines Materials, das eine Dispersion zweiter Phase enthält, als das Wirtsmaterial besteht darin, daß man eine doppelte Verteilung von Typen, Formen, Mengen usw. der zweiten Phase bekommt. Ein Beispiel wäre die Verwendung einer Alumiiniummatrix, die eine Dispersion im wesentlichen gleichachsiger TiB&sub2;-Teilchen enthält und der ein Zwischenmaterial zugesetzt wird, das nadelförmige TiN-Teilchen enthält. Eine Kombination von Dispersionsverstärkung und Hochtemperaturkriechfestigkeit wird erhalten. Gemäß der vorausgehenden Diskussion ist verständlich, daß Ausdrücke wie "Wirtsmetall" oder "Wirtsmetall, Wirtsmetallegierung oder intermetallisches Wirtsmaterial" die oben diskutierten Materialtypen einschließen, die vorher bestehende Dispersionen zweiter Phase enthalten.
Wie hier benutzt soll der Ausdruck "Lösungsmittelmetall" das Reaktionsmedium bezeichnen, in welchem sich die zweite Phase bildenden Vorläufer vereinigen oder reagieren, während die Ausdrücke "intermediäres Metall" und "intermediäre Metallmatrix" die ausfällungshaltige Matrix bezeichnen sollen. Das Zwischenmaterial oder der poröse Schwamm können somit die Abscheidungen der zweiten Phase in einer Matrix des Lösungsmittelmetalles, einer Legierung des Lösungsmittelmetalles oder eines Gemisches von Metallen einschließlich des Lösungsmittelmetalles umfassen.
Die vorliegende Erfindung schließt zwei Merkmale ein, die direkt konträr zum bekannten Wissen in der Materialkunde und insbesondere auf dem Gebiet der Verbundwerkstoffe von Metall und zweiter Phase stehen. Erstens kann das Verfahren vorgeformte Preßlinge schlechter Unversehrtheit, geringer Festigkeit und Kohäsion, hoher Porosität usw. verwenden, und zweitens benutzt das Verfahren diese Vorformlinge in Kombination mit geschmolzenem Metall, um hochqualifizierte dichte Materialien zu gewinnen, deren Eigenschaften über die vorliegende Erfindung derart zugeschnitten sein können, daß sie den Anforderungen spezieller Verwendungen genügen.
Es sei anfangs bemerkt, daß zur Gewinnung von Preßlingen schlechter Qualität führende Verfahren, wie oben beschrieben, Produkte ergeben, die bisher als unbrauchbar nach dem Stand der Technik angesehen worden wären. Beispielsweise war bei der Herstellung von Keramikkörpern nach dem SHS-Verfahren ein beschränkendes Merkmal in dem Verfahren als Mittel zur Erzeugung brauchbarer Keramikformen oder -teile die inhärent schlechte mechanische Qualität des Körpers, der häufig mit der selbstvoranschreitenden Synthese gebildet wurde. Demnach wurden Versuche unternommen, die Qualität solcher Körper durch Methoden, wie erhöhte Drücke bei einer Temperatur zur Bewirkung von Diffusion, Sintern und Verdichtung zu verbessern. Im Gegensatz dazu erwiesen sich Eigenschaften, wie Brüchigkeit, geringe Festigkeit und Porosität überraschenderweise als vorteilhaft in dem hier beschriebenen Verfahren. Mit Methoden zur Herstellung solcher verdichteten Körper schlechter Qualität wird besondere Aufmerksamkeit auf die Abscheidungstechniken in situ gerichtet. Exotherme zweite Phase bildende Reaktionen in Gegenwart von im wesentlichen nicht reaktivem Metall werden jedoch auch innerhalb des Gedankens der vorliegenden Erfindung betrachtet.
Das zweite überraschende Merkmal des vorliegenden Verfahrens ist jenes, daß geschmolzenes Metall mit Vorteil bei der Herstellung von Verbundwerkstoffen verwendet werden kann, obwohl in der Technik bekannt ist, daß geschmolzenes Metall besonders bei der Herstellung und Benutzung von Metallen, Keramiken und Verbundwerkstoffen vermieden werden sollte. So führt beispielsweise die Infiltration von geschmolzenen Metallen in herkömmliche polykristalline Metalle zu einer Korngrenzendehäsion, erleichterter Bruchausbreitung und somit Brüchigkeit. Als eine Folge hiervon gab es üblicherweise Probleme beispielsweise mit dem Zurückhalten von geschmolzenem Metall in Metallbehältern (mit höherem Schmelzpunkt) wegen der voranschreitenden Festigkeits- und Integritätsverluste (des Phänomens einer Versprödung von flüssigem Metall). Ähnlich war bei der Verwendung von Keramikmaterialien bei Anwendungen in Kontakt mit geschmolzenem Metall die Brauchbarkeitsdauer ein Problem infolge des Angriffes durch geschmolzenes Metall selbst bei den chemisch am stärksten inerten und resistenten Materialien. So war beispielsweise das Halten von geschmolzenem Aluminium durch TiB&sub2; ein lang bestehendes und gewerblich noch ungelöstes Problem infolge der Eindringung des geschmolzenen Metalles entlang der Keramikkorngrenzen, wo eine Reaktion mit Verunreinigungen stattfindet. Voranschreitende Eindringung und Reaktion führen letztlich zu einem Verlust an intergranulärer Kohäsion, zu mechanischer Schwäche und Zerstörung.
Die Gegenwart von geschmolzenem Metall ist gleichermaßen nachteilig bei der Herstellung und Verwendung von Verbundwerkstoffen aus Metall und zweiter Phase, wo es von äußerster Wichtigkeit angesehen wurde, die Einführung von geschmolzenem Metall zu vermeiden. Mehrere Beispiele sind bekannt, die Art von Problemen, die auftreten können, zu erläutern. Bei der Herstellung von Verbundwerkstoffen von SiC in Al müssen, wie bereits ausgeführt wurde, Vorkehrungen getroffen werden, wie geschützte Überzugstechniken, um einen verlängerten direkten Kontakt des geschmolzenen Metalles mit Feinstoffen (oder des keramischen Grundgerüstes im Falle von Infiltration mit geschmolzenem Metall) zu vermeiden. Ohne solche Vorkehrungen reagieren das Metall und das Keramikmaterial miteinander, ein Verfahren, das die Menge an feinteiliger Verstärkung vermindert, aber auch Reaktionsprodukte erzeugt, die den Verbundwerkstoff extrem empfänglich für spätere Korrosion machen können. Analoge Probleme treten auf, wenn Versuche gemacht werden, das SiC/Al zu schweißen, da, wenn die Schmelztemperatur des Matrixmetalles überschritten wird, die gleichen nachteiligen Reaktionen auftreten. Im Falle von in Nickel dispergiertem Thoriumoxid (TD) wird der Verbundwerkstoff über metallurgische Festpulvermethoden im Gegensatz zu der Verwendung von flüssigem Metall (Gußblockmetallurgie) erzeugt, da die Thoriumoxidkeramik zur Abscheidung neigt und infolge von Oberflächenspannungseffekten sogar zur Oberfläche der Schmelze aufsteigt. Wie mit SiC/Al ist das Schweißen wiederum ein Problem wegen der Anwesenheit von flüssigem Metall, und dies führt derzeit zum Auftreten der oben genannten Absonderung.
Es würde somit erwartet werden, daß die Kombination von Vorformlingen aus Metall und zweiter Phase mit schlechter Qualität mit geschmolzenem Metall nicht zur Gewinnung eines brauchbaren Produkes führen würde. Es wurde jedoch überraschenderweise gefunden, daß die Verwendung dieser Merkmale nach den Techniken der vorliegenden Erfindung unerwartete und recht wenig naheliegende Vorteile ergibt, wobei Produkte erhalten werden, die unter Verwendung bekannter Methoden bisher nicht erhältlich waren.
Zusätzlich zu den neuen und günstigen Verfahrensmerkmalen, auf die oben Bezug genommen wurde, wird auch auf die Vorteile hingewiesen, die aus dem Verfahren zur Ablagerung zweiter Phase in situ stammen, wie reine kohärente Grenzflächen zwischen dem Metall und der zweiten Phase. Die vorliegende Erfindung gestattet die Einführung dieser Vorteile, wobei gleichzeitig einige der Nachteile vermieden werden, die dem Abscheidungsverfahren in situ inhärent waren. So muß für die Herstellung feiner Abscheidungen das Verfahren in situ notwendigerweise längeres Erhitzen auf erhöhte Temperaturen vermeiden, weiches zu einem Teilchenwachstum führen würde. Aus diesem Grund sind relativ hohe Konzentrationen von Dispersoidvorläufern bevorzugt, damit die kurze Dauer exothermer Reaktionswärme ausreicht, um das Verfahren in situ vollständig ablaufen zu lassen. Im Falle niedrigerer Dispersoidkonzentrationen sind die Menge und Zeit äußerer Erwärmung, die angewendet werden müssen, um die Reaktion zu vervollständigen, derart, daß das Teilchenwachstum ein Problem sein kann. So wird der Bereich der Beladungen mit zweiter Phase, die in einem Produkt gewonnen werden können, durch diese Kriterien beschränkt. Wenn jedoch die vorliegende Erfindung angewendet wird, verschwindet diese Beschränkung, da das Teilchenbildungsverfahren unter den Umständen durchgeführt werden kann, daß sie am wirksamsten zu der Erzeugung zweiter Phase der erwünschten Morphologie, Größe, Type und anderer Eigenschaften ohne Berücksichtigung der Beladungsmenge beitragen. Diese Vorform wird dann mit geschmolzenem Wirtsmetall nach der vorliegenden Lehre in variablen Mengen vereinigt, um in dem gewonnenen Produkt den vollen Umfang der Dispersoidkonzentration zu bekommen.
Die vorliegende Erfindung kann für die Abscheidung feinteiliger Materialien der zweiten Phase in situ, wie von Keramikmaterialien oder intermetallischen Materialien, für die hitzebeständige harte Metallboride oder -aluminide typisch sind, in Metall-, Metallegierungs- oder intermetallischen Systemen ein neues Verfahren einführen, um einen Verbundwerkstoff aus Metall und zweiter Phase zu erzeugen, der für die Verwendung als Stammkonzentrat, Schwamm oder Zwischenmaterial, wie oben beschrieben, geeignet ist. Das beschriebene Verfahren kann jedoch auch zur Einführung größerer Teilchen eines Materials der zweiten Phase in das geschmolzene Wirtsmetall bis zu dem Punkt, an welchem solche größeren Teilchen zu einer Komponentenversprödung oder einem Verlust an Duktilität usw. führen, verwendet werden. Die verbesserten Eigenschaften der neuen Verbundmaterialien bieten Gewichtseinsparungen bei steifheitsbeschränkten Anwendungen, höhere Betriebstemperaturen und verbundene Verbesserungen der Energieausnutzung und verminderten Verschleiß bei Teilen, die Erosion ausgesetzt sind. Eine spezielle Verwendung eines solchen Materials ist die beim Bau von Turbinentriebwerkteilen, wie Blättern.
In diesem Kontext sei darauf hingewiesen, daß die Produkte von Metall und zweiter Phase nach der vorliegenden Erfindung auch geeignet für die Verwendung als Matrixmaterialien, wie beispielsweise in mit langen Fasern verstärkten Verbundwerkstoffen sind. So kann beispielsweise ein Verbundwerkstoff nach der vorliegenden Erfindung aus mit Feinstoffen verstärktem Aluminium in Verbindung mit langen SiC-Fasern oder Kohlenstoffasern verwendet werden, um speziell gerichtete Eigenschaften zu verbessern. Typische Fabrikationswege für solche Materialien sind beispielsweise Diffusionsbindung dünner aufgelegter Bögen und Verarbeitung von geschmolzenem Metall. Für die Verarbeitung von geschmolzenem Metall kann man sich die verbesserte Metallbenetzung durch den Verbundwerkstoff im Vergleich zu dem unmodifizierten Metall ohne Material der zweiten Phase zunutze machen. Beispielsweise benetzt geschmolzenes Aluminium, das dispergiertes TiB&sub2; enthält, wie nach dem vorliegenden Verfahren hergestellt, Graphit, während unverstärktes Aluminiummetall dies nicht tut. So können Verbundwerkstoffe aus Graphitfasern in einer Aluminiummatrix vorteilhaft unter Verwendung der Verbundwerkstoffe aus Metall und zweiter Phase nach der vorliegenden Erfindung als Matrixmaterial hergestellt werden.
Ein Verfahren wird gelehrt, bei dem die zweite Phase bildenden Elemente dazu veranlaßt werden, in einem Lösungsmittelmetall unter Bildung einer feinverteilten Dispersion des Materials der zweiten Phase in einer intermediären Metallmatrix zu reagieren. Die zweite Phase bildenden Bestandteile binden sich am leichtesten bei oder etwa bei der Schmelztemperatur des Lösungsmittelmetalles, und die exotherme Natur dieser Reaktion verursacht einen sehr raschen Temperaturanstieg bzw. eine sehr rasche Temperaturspitze, was die Wirkung eines Schmelzens von weiterem Metall haben kann, wodurch gleichzeitig die weitere Reaktion der zweite Phase bildenden Bestandteile gefördert wird.
In Systemen, wo die reaktiven Elemente starke Diffusionsfähigkeit in dem festen Lösungsmittelmetall haben, kann die Reaktion bei Temperaturen wesentlich unterhalb des Schmelzpunktes des Lösungsmittelmetalles eingeleitet werden. So ist eine Einleitung in festem Zustand möglich, bei der ein flüssiger Zustand erreicht werden kann oder auch nicht.
Beispiele geeigneter keramischer Abscheidungen zweiter Phase sind die Boride, Carbide, Oxide, Nitride, Silicide, Sulfide und Oxysulfide der Elemente, die unter Bildung von keramischen Materialien reagieren können, einschließlich aber nicht ausschließlich der Übergangselemente der dritten bis sechsten Gruppe des Periodensystems. Besonders brauchbare keramikbildende oder eine intermetallische Verbindung bildende Bestandteile sind etwa Aluminium, Titan, Silicium, Bor, Molybdän, Wolfram, Niob, Vanadin, Zirkon, Chrom, Hafnium, Yttrium, Kobalt, Nickel, Eisen, Magnesium, Tantal, Thorium, Scandium, Lantan und die Elemente der Seltenen Erden. Besonders brauchbare zusätzliche intermetallische Materialien bildende Elemente schließen Kupfer, Silber, Gold, Zink, Zinn, Platin, Mangan, Lithium und Beryllium ein. Bevorzugte Materialien der zweiten Phase schließen Titandiborid, Titancarbid, Zirkondiborid, Zirkondisilicid und Titannitrid ein.
Als das Lösungsmittelmetall kann man ein Metall verwenden, das die Bestandteile der zweiten Phase lösen oder anlösen kann und eine geringere Fähigkeit zum Auflösen der Ausfällung der zweiten Phase hat. So muß die Lösungsmittelmetallkomponente als ein Lösungsmittel für die speziellen Reaktionspartner wirken, darf aber nicht als Lösungsmittel für die erwünschte Abscheidung der zweiten Phase dienen. Es wird auch bemerkt, daß das Lösungsmittelmetall primär als ein Lösungsmittel in dem Verfahren der vorliegenden Erfindung wirkt und daß die Bestandteile der Abscheidung der zweiten Phase eine größere Affinität zueinander als zu dem Lösungsmittelmetall haben, welches nicht wesentlich mit den Dispersoiden der zweiten Phase innerhalb des Zeitrahmens der exothermen Reaktion reagiert. Außerdem ist es wichtig, daß die zweite Phase bildende Reaktion genügend Energie (gegebenenfalls mit zusätzlicher Wärme von außen) freisetzt, damit die Reaktion im wesentlichen vollständig abläuft. Es sei festgestellt, daß, obwohl eine große Zahl von Kombinationen von Matrixmaterialien und Dispersoiden ins Auge gefaßt werden kann, die Auswahl der ausgeschiedenen Phase (keramisch oder intermetallisch) in einem bestimmten Matrixmaterial in situ durch diese Kriterien beschränkt ist.
Geeignete Lösungsmittelmetalle sind beispielsweise Aluminium, Nickel, Titan, Kupfer, Vanadin, Chrom, Mangan, Kobalt, Eisen, Silicium, Molybdän, Beryllium, Silber, Gold, Wolfram, Antimon, Wismut, Platin, Magnesium, Blei, Zink, Zinn, Niob, Tantal, Hafnium, Zirkon und Legierungen solcher Metalle.
Das Wirtsmetall kann irgendein Metall sein, in welchem die Abscheidung der zweiten Phase nicht löslich ist und mit welchem die zweite Phase während der Zeitdauer/des Temperaturbereiches nicht reagiert, die mit der Zwischenmaterialvermischungsstufe, der anschließenden Herstellung und/oder dem erneuen Gießen verbunden sind. Das Wirtsmetall muß in der Lage sein, sich in dem Lösungsmittel- und/oder intermetallischen Metall aufzulösen oder mit ihm zu legieren und muß das Zwischenmaterial benetzen. So kann das Wirtsmetall das Lösungsmittelmetall, eine Legierung des Lösungsmittelmetalles oder ein Metall, in welchem das Lösungsmittelmetall und das intermediäre Metall beide löslich sind, sein. Wenn Legierungen als das Wirtsmetall benutzt werden, wie Aluminium-Lithiumlegierungen mit einem Gehalt von bis zu etwa 5 Gew.-% Lithium, kann man die vorteilhaften Eigenschaften der Legierungen im wesentlichen beibehalten und beispielsweise den Elastizitätsmodul, hohe Temperaturbeständigkeit und Verschleißbeständigkeit erhöhen, obwohl in bestimmten weichen Legierungen etwas Duktilitätsverlust auftreten kann. Beispielsweise zeigt Aluminiumlegierung 7075 mit einem Gehalt von etwa 5 bis etwa 40 Gew.-% Titandiborid den gleichen günstigen Effekt einer Aushärtung wie Legierung 7075 allein, zeigt aber eine wesentliche Steigerung des Elastizitätsmoduls, höhere Temperaturbestandigkeit, größere Hochtemperaturbeständigkeit und extrem hohe Verschleißbeständigkeit. Aluminium-Lithiumlegierungen sind von besonderem Interesse wegen ihres hohen Moduls und ihrer geringen Dichte. Mit jedem Gewichtsprozent Lithiumzugabe zum Aluminium nimmt die Dichte um etwa 6 % ab. Weiterhin vermindert Lithium stark die Oberflächenenergie von geschmolzenem Aluminium, was zur Benetzung und Infiltration von Zwischenmaterialien beitragen dürfte, wenn sie in Berührung mit geschmolzenem Aluminium-Lithium-Wirtsmetall gebracht werden. Außerdem können die Verbundwerkstoffe nach dem vorliegenden Verfahren in im wesentlichen herkömmlicher Weise durch Gießen, Schmieden, Strangpressen, Walzen, maschinelle Behandlung usw. verarbeitet werden. Die Verbundwerkstoffe nach dem vorliegenden Verfahren können auch wiederaufgeschmolzen und wiedergegossen werden, wobei im wesentlichen Gleich mäßigkeit hinsichtlich der Verteilung der Teilchen der zweiten Phase behalten wird und die feine Teilchengröße der zweiten Phase, die feine Korngröße usw. beibehalten werden, so daß man die Verbesserungen der physikalischen Eigenschaften beibehält. Außer den offensichtlichen Vorteilen bei der nachfolgenden Verarbeitung und Herstellung gestattet die Wiederaufschmelzbarkeit und erneute Gießfähigkeit dieser Materialien deren Rückführung und Wiederverwendung anders als bei bekannten Verbundmaterialien aus Metall und Keramikmaterial.
Gemäß der vorliegenden Erfindung ermöglicht die Abscheidung in situ eine Herstellung etwas poröser oder schwammartiger Verbundwerkstoffe, die ein Konzentrat der zweiten Phase enthalten, so daß sie ihrerseits benutzt werden können, um die zweite Phase in gesteuerter Weise in ein geschmolzenes Wirtsmetall einzuführen. So kann ein Verbundwerkstoff in der Form eines Zwischenmaterials beispielsweise mit einem hohen Prozentsatz einer zweiten Phase, wie Titandiborid, in einem intermediären Matrixmaterial, wie Aluminium, hergestellt werden. Dieses Zwischenmaterial wird dann zu einem geschmolzenen Wirtsmetall, einer geschmolzenen Wirtsmetallegierung oder einem intermetallischen Bad zugegeben oder mit festem Wirtsmetall, fester Wirtsmetallegierung oder festem intermetallischem Material vermischt, worauf dann auf eine Temperatur oberhalb des Schmelzpunktes des Wirtsmetalles erhitzt wird, um einen Verbundwerkstoff mit der erwünschten Beladung an zweiter Phase zu erhalten. Das Wirtsmetall kann das gleiche wie das intermediäre Matrixmetall des Zwischenmaterials oder von diesem verschieden sein.
Variierende Mengen des Materials der zweiten Phase können in das Verbundmaterial nach dem Verfahren der vorliegenden Erfindung eingearbeitet werden, je nach der Endverwendung und den erwünschten Eigenschaften in dem Produkt. Beispielsweise kann man zur Erzeugung dispersionsverstärkter Legierungen mit hohem Modul einen Bereich von etwa 0,1 bis etwa 30 Vol.- % und vorzugweise von etwas bis etwa 25 Vol.-% und stärker bevorzugt von etwa 5 bis etwa 15 Vol.-% zweiter Phase benutzen. Für andere Zwecke als Dispersionsverstärkung jedoch kann der Volumenanteil der zweiten Phase beachtlich variiert werden, um einen Verbundwerkstoff mit der erwünschten Eigenschaftskombination zu erzeugen, und zwar im Bereich von etwa 1 Vol.-% bis zu dem Punkt, bei dem Duktilität in unannehmbarem Umfang geopfert wird. Die primären Bestimmungsfaktoren für die Zusammensetzung des Verbundwerkstoffes sind die beabsichtigte Verwendung der Produkte. So sind beispielsweise für Verwendungen, wie als Schneidwerkzeuge, die Eigenschaften die Verschleiß- und Abspanbeständigkeit des erzeugten Verbundmaterials. Es ist möglich, die Zusammensetzung wirksam so zuzuschneiden, daß man einen Bereich erwünschter Eigenschaften erhält, indem man die Mengenverhältnisse der Reaktionspartner- und Lösungsmittelmaterialien steuert.
Außer der Steuerung der Menge der zweiten Phase ist es möglich, wirksam Materialien zu entwickeln, indem man die Typen des Matrixmaterials und der zweiten Phase manipuliert. So kann beispielsweise eine verstärkte Matrix erhalten werden, indem man ein dispersionsverstärktes Metall oder einen Verbundwerkstoff aus Metall und zweiter Phase als Wirtsmaterial verwendet. Eine andere Dispersoidtype könnte dann beispielsweise als Nadeln mit großem Verhältnis von Länge zu Dicke, in einer intermediären Metallmatrix zugegeben werden. Je nach den Endverwendungseigenschaften für das Produkt kann eine große Vielzahl solcher Steuerungsmaßnahmen angewendet werden, um die Type, Menge, Morphologie usw. der Matrix und der zweiten Phase zuzuschneiden.
Der Ausdruck "Schwamm" wird benutzt um den oben beschriebenen Verbundwerkstoff bzw. das oben beschriebene Zwischenmaterial aus in situ abgeschiedener zweiter Phase und intermediärer Metallmatrix zu beschreiben. Der Porositätsgrade des "Schwammes" kann durch Verfahren, wie Vakuumentgasen oder Verdichten, variiert werden, die vor, während oder nach der Einleitung der zweite Phase bildenden Reaktion angewendet werden. Porosität des Zwischenmaterials oder Schwamm es kann durch Vakuumentgasen vor Einleitung der Reaktion gegebenenfalls auf ein Minimum herabgesetzt werden. Der angewendete Vakuumgrad und die Temperatur der Entgasungsstufe wird nur durch die Kinetik der Verdampfung und Diffusion absorbierter Feuchtigkeit oder anderer Gase bestimmt. Hochvakuum und erhöhte Temperaturen unterstützen das Entgasen.
Ohne die Entgasungsstufe kann der gebildete Verbundwerkstoff relativ porös sein und relativ niedrige Dichte im Vergleich mit der theoretischen Dichte haben. Höhere Porosität ist in den meisten Fällen bevorzugt, da sie förderlich für eine schnellere Auflösung der intermediären Matrix in dem Wirtsmetall ist. Es kann in einigen Fällen sogar erwünscht sein, einen Porositätsverbesserer, wie ein Metall mit niedrigem Siedepunkt, z. B. Magnesium oder Zink, in das Gemisch der Anfangsreaktion einzuarbeiten. Der Verbesserer verflüchtigt sich während der Reaktion in situ und erhöht dadurch die Porosität des resultierenden Zwischenmaterials. In einem solchen Zustand kann dieses Material, welches als "Schwamm" bezeichnet werden kann und typischerweise eine hohe Beladung der zweiten Phase hat, zu einem abgemessenen Volumen an Wirtsmetall (entweder das gleiche wie die intermediäre Metallmatrix, in welcher das Dispersoid zunächst gebildet wurde, oder verschieden hiervon) zugegeben werden, um einen speziell erwünschten Volumenanteil der zweiten Phase zu bekommen.
Relativ große Mengen der zweiten Phase in der intermediären Metallmatrix können erzielt werden, während im wesentlichen gleichmäßige Dispersion vereinzelter Teilchen der zweiten Phase in der intemediären Metallmatrix gehalten werden. Die gleichmäßige Dispersion der Teilchen der zweiten Phase in einer Metallmatrix wurde lange gesucht. In den meisten Fällen ist es nicht vorteilhaft oder kann es unmöglich sein, die erwünschte zweite Phase in Gegenwart des geschmolzenen Metalles, welches das Endmatrixmaterial darstellt, abzuscheiden. Selbst wenn die zweite Phase in situ direkt in dem erwünschten Matrixmaterial gebildet werden könnte, macht die Handhabung großer Volumina von geschmolzenem Metall, die Gegenstand des Temperaturanstiegs sind, welcher aus der exothermen, zweite Phase bildenden Reaktion resultiert, die Verwendung einer Bildung in situ für die direkte Erzeugung großer Verbundmaterialvolumina unerwünscht.
Überraschend löste die vorliegende Erfindung solche Probleme durch die Bildung eines Zwischenmaterials mit konzentriertem Gehalt an zweiter Phase. Nach ihrer Bildung leiden die Teilchen der zweiten Phase des Verbundwerkstoffes nicht an Oxidschichten oder anderen schädlichen Überzugsschichten, die sich auf bekannten Keramikpulvern bilden. Die in situ gebildete zweite Phase, wie keramisches Material, nach der vorliegenden Erfindung, die in einer intermediären Metallmatrix gleichmäßig dispergiert ist, kann in ein Bad von geschmolzenem Wirtsmetall eingeführt werden, um die Teilchen der zweiten Phase des Zwischenmaterials in dem gesamten Bad wieder zu dispergieren. Das geschmolzene Wirtsmetall des Bades kann solche Zusammensetzung haben, daß eine Abscheidung der erwünschten zweiten Phase in situ nicht oder nur mit Schwierigkeit in dem Bad auftreten könnte. So können andere Metalle als das intermediäre Matrixmetall mit einer gleichmäßigen Dispersion von Teilchen der zweiten Phase mit Untermikrongröße und größer vorgesehen werden. Das geschmolzene Wirtsmetall kann auch das gleiche wie das intermediäre Matrixmetall des Zwischenmaterials sein, doch im Vergleich mit dem Zwischenmaterial mit so großem Volumen, daß eine Abscheidung der zweiten Phase in situ schwierig zu bewirken oder zu steuern wäre oder eine gleichmäßige Dispersion unmöglich zu erzielen wäre.
Es wird angenommen, daß die bekannten Vorschläge einer Einführung feiner Teilchen der zweiten Phase direkt in ein geschmolzenes Metallbad technisch schwierig sind und Metallprodukte mit weniger erwünschten Eigenschaften bei Verfestigung infolge einer schädlichen Schicht, wie einer Oxidschicht, produzieren, welche sich auf der Oberfläche eines jeden Teilchens der zweiten Phase zum Zeitpunkt der Einführung in das geschmolzene Metallbad oder vorher bildet. Die Teilchen der zweiten Phase nach der vorliegenden Erfindung, die in situ gebildet werden, besitzen nicht diesen schädlichen Überzug bzw. diese schädliche Schicht. So erzeugt die vorliegende Erfindung Metallprodukte mit überraschend überlegenen Eigenschaften.
Drei Grundreaktionstypen zur Herstellung von Schwamm oder Zwischenmaterial über eine Abscheidung in situ wurden gemäß der vorliegenden Erfindung identifiziert. Bei der ersten Type stellen die Ausgangsmaterialien einzelne Pulver sowohl des Lösungsmittelmetalles als auch der einzelnen Bestandteile der zu bildenden zweiten Phase dar. Beispielsweise kann ein Gemisch von Aluminium, Titan und Bor unter Bildung einer Dispersion von Titandiborid in einer intermediären Aluminiummatrix reagieren.
In der zweiten Type der Erfindung können einzelne Legierungen umgesetzt werden, wobei eine solche Legierung eine Legierung des Lösungsmittelmetalles mit einem der Bestandteile der zweiten Phase umfaßt und die andere eine Legierung des gleichen Lösungsmittelmetalles oder eines anderen Metalles, mit welchem sich das Lösungsmittelmetall leicht legiert, mit dem anderen Bestandteil der zweiten Phase umfaßt. Als ein Beispiel einer Verwendung von zwei Legierungen eines gemeinsamen Metalles kann ein Gemisch von Aluminium-Titanlegierung mit Aluminium-Borlegierung unter Bildung einer Dispersion von Titandiborid in Aluminium umgesetzt werden. Dieser Legierungs-Legierungs-Reaktionsweg kann in einigen Fällen relativ langsamer als der mit Elementen arbeitende Weg sein, doch kann er wirtschaftliche Vorteile bieten, da die benutzten Legierungen billiger als die elementaren Pulver sein können.
Die dritte Reaktionstype stellt eine Kombination oder eine Zwischenstufe der beiden oben diskutierten ersten Reaktionstypen dar. So kann man eine vorgemischte Legierung, die ein reaktives Material und ein Metall enthält, welches das Lösungsmittelmetall enthält oder sein kann, mit einem elementaren Pulver des zweiten reaktiven Materials umsetzen, wie durch Vereinigung einer Aluminium-Titanlegierung mit elementarem Borpulver. Diese Reaktionstype kann relativ teurer als die Legierungs-Legierungs-Reaktionstype sein, bietet aber eine raschere Reaktion, die ihrerseits eine Bildung feinerer Teilchenausfällungen gestattet, als sie auf dem Legierungs- Legierungsweg erhältlich sind. Die Legierungs-Elementenpulver-Reaktionstype könnte in den meisten Fällen relativ billiger, obwohl langsamer als die Elementenpulvertype sein.
Darüber hinaus können die drei Reaktionstypen in verschiedenen physikalischen Zuständen auftreten. Jede der ersten beiden Grundtypen der lösungsmittelunterstützten Reaktion kann in drei physikalischen Zuständen auftreten. Die Elementenpulver können unter Bildung der erwünschten zweiten Phase über eine Diffusion des reaktiven Materials durch das flüssige Lösungsmittel reagieren, oder in Fällen, wo die Diffusion sehr rasch ist, ist eine Einleitung in einem festen Zustand möglich. Eine Reaktion kann auch in einem Plasmagerät erreicht werden, beispielsweise durch Auftreffen eines Lichtbogens zwischen Elektroden der beiden Ausgangsbestandteile oder durch Einführung des verdichteten und granulierten Ausgangsgemisches in eine Plasmaflamme. Die dritte Reaktionstype kann auch in allen drei Zuständen arbeiten. Das heißt, die Reaktion einer Legierung mit einem Elementenpulver kann als eine Reaktion in flüssigem Zustand, eine Reaktion in festem Zustand oder in einer Plasmaapparatur durchgeführt werden.
Es ist auch festzustellen, daß komplexe Verbindungen wie auch mehrere zweite Phasen nach diesen drei Reaktionstypen abgeschieden werden können. So sind Kombinationen von intermediärer Metallmatrix mit komplexen Keramikmaterialien, wie Titan-Zirkonborid, möglich herzustellen.
Es ist besonders darauf hinzuweisen, daß der Stand der Technik lehrt, daß die Vereinigung von Metallegierungen oder Elementenpulvern, besonders von einer groben Teilchengröße, intermetallische Verbindungen ergäbe. In der Tat schließen herkömmliche Techniken zur Bildung intermetallischer Materialien, beispielsweise die Umsetzung eines Gemisches von Titan und Aluminium unter Bildung von Titanaluminid und eines Gemisches von Bor und Aluminum unter Bildung von Aluminiumdiborid ein. So würde man erwarten, daß ein Pulver von Titan, Aluminium und Bor umfassendem Gemisch eine Aggregatagglomerierung von Titanaluminid, Aluminiumdiborid und gegebenenfalls Titandiborid ergeben würde. Im Gegensatz dazu ergibt die vorliegende Erfindung die Bildung von im wesentlichen nur einer fein dispergierten Abscheidung aus den beiden reaktiven Komponenten in einer Matrix der dritten Komponente. Es ist wichtig, daß das Abscheidungsmaterial der zweiten Phase nicht in dem Lösungsmittelmetall löslich ist, während die Bestandteile der zweiten Phase einzeln wenigstens etwas in dem Lösungsmittelmetall löslich sind. So hängt der exotherme Reaktionsmechanismus der Dispersion davon ab, daß sich eine bestimmte Menge jedes zweite Phase bildenden Bestandteiles in dem Lösungsmittelmetall auflöst und diffundiert und, obwohl in Lösung (entweder in flüssigem oder in festem Zustand) exotherm unter Bildung der unlöslichen zweiten Phase reagiert, die rasch als ein feinteiliger Stoff ausfällt. Das Lösungsmittelmetall liefert ein Medium, in welchem die reaktiven Elemente diffundieren und sich vereinigen können. Wenn die Anfangsreaktion einmal aufgetreten ist, bewirkt die von der exothermen Reaktion freigesetzte Wärme, daß weiteres Lösungsmittelmetall schmilzt, wodurch eine Diffusion reaktiver Komponenten in dem Lösungsmittelmetall verbessert und die Reaktion vervollständigt wird.
Die auf die Einleitung der Reaktion und den Verbrauch der reaktiven Bestandteile folgende Abkühlperiode dürfte wichtig sein, um sehr kleine Teilchengröße zu erzielen und das Teilchenwachstum zu begrenzen. Es ist bekannt, daß es bei hohen Temperaturen den Teilchen der zweiten Phase möglich ist zu wachsen oder miteinander zu versintern. Dies sollte in den meisten Fällen wegen der negativen Wirkung großer Teilchengrößen auf die Duktilität auch vermieden werden. Das Abkühlen oder Abschrecken der Reaktion ist in einem Sinnen automatisch, da, wenn die zweite Phase bildenden Bestandteile vollständig umgesetzt sind, keine weitere Energie freigesetzt wird, um die erreichten hohen Temperaturen aufrechtzuhalten. Man kann jedoch die Abkühlgeschwindigkeit in bestimmtem Maße durch Kontrolle der Größe und/oder Zusammensetzung der umgesetzten Materialmasse steuern. Das heißt, große thermische Massen absorbieren mehr Energie und kühlen sich langsamer ab und gestatten so ein Wachstum großer Teilchen, wie für größere Verschleißbeständigkeit erwünscht sein kann, wie beispielsweise für die Verwendung in Schneidwerkzeugen.
Teilchengrößenbetrachtungen haben einen direkten Einfluß auf die Korngröße des Verbundmaterialproduktes aus Metall und zweiter Phase, da die Korngröße allgemein durch die Abstände zwischen den Teilchen des Dispersoids gesteuert wird. Der Abstand zwischen den Teilchen variiert mit dem Volumenanteil und der Größe des Dispersoids. So erzeugen relativ große Beladungen von sehr feinen Teilchen der zweiten Phase die feinstkörnigen Produktmaterialien. Typischerweise liegt die Korngröße des Produktes nach der vorliegenden Erfindung in der Nachbarschaft von 1 um bei Volumenanteilen der zweiten Phase zwischen 5 und 15 %. Feine Korngröße ist extrem wichtig, beispielsweise beim Präzisionsgießen und bei Anwendungen, wo Dauerfestigkeit erforderlich ist. Erläuterungshalber sei darauf hingewiesen, daß es bei der Herstellung von Düsenmotor-Kompressorscheiben bekannt ist, daß feine Korngröße und niedrige Porosität erreicht werden muß. Um die Porosität herkömmlicher Materialien am Anfang zu reduzieren, wird das gegossene Pulver heißem isostatischem Pressen unterzogen. Die Härte der Zeit/Temperatur-Behandlung, die angewendet werden kann, ist jedoch durch das Kornwachstum begrenzt, das bei langen Zeiten bei hoher Temperatur auftritt. Demnach bekommt man eine Kompromißqualität zwischen ausreichender Verdichtung und einem Kleinsthalten des Kornwachstums. Die Verbundmaterialprodukte nach der vorliegenden Erfindung können mit Vorteil bei Anwendungen wie dieser eingesetzt werden, da die stabile feindispergierte Anordnung von Ausfällungen Korngrenzen festschreibt und so das Kornwachstum auf einem Minimum hält Demnach sind in dem obigen Beispiel höhere Temperaturen und längere Zeiten in der heißen isostatischen Presse möglich, um die Porosität ohne Kompromiß bezüglich der Korngröße zu reduzieren.
Die Reaktionsanfangstemperatur erwies sich allgemein für die zweite Phase in situ bildende Reaktion als relativ nahe der Schmelztemperatur des Lösungsmittelmetalles, das in Reaktionen in flüssigem Zustand benutzt wird. Beispielsweise bei der Herstellung einer zweiten Phase von keramischem Titandiborid in einer intermediären Aluminiummatrix verläuft die Reaktion bei einer Temperatur um 670 ºC oder sehr nahe dem Schmelzpunkt des Aluminiumlösungsmittels. Es sei bemerkt daß ohne ein Lösungsmittelmetall die Reaktion von Titan und Bor unter Bildung von Titandiborid, wie beobachtet wurde, unter einer Temperatur von etwa 900 ºC aktiviert wird. Obwohl es nicht erforderlich ist, die Schmelztemperatur tatsächlich zu erreichen, um die Reaktion einzuleiten, muß eine Temperatur erreicht werden, wo örtliches Schmelzen eintritt oder wo eine wesentliche Diffusion des reaktiven Materials in dem Lösungsmittelmetall auftreten kann. In einigen Fällen ist es, wenn die Temperatur steigt, möglich, daß die Ausgangsbestandteile in das Lösungsmittelmetall diffundieren und mit diesem eine Legierung mit einer niedrigeren Schmelztemperatur als das Lösungsmittelmetall bilden. So wird die Reaktionseinleitungstemperatur abgesenkt.
Bezüglich Verunreinigungen kann das Lösungsmittelmetall in herkömmlicher Weise legiert werden, während in den reaktiven Bestandteilen große Mengen an Legierungselementen oder Verunreinigungen in bestimmen Fällen Probleme verursachen können. Beispielsweise kann die Gegenwart großer Mengen von Magnesium in Bor die Bildung von Titandiborid in einer intermediären Aluminiummatrix hemmen, indem ein Magnesium-Borkomplex auf der Oberfläche der Borteilchen gebildet wird und so die Diffusion des Bors in die intermediäre Matrix hinein beschränkt. Die Anwesenheit von Magnesium in dem Aluminium hat jedoch nicht diese Wirkung. Das heißt, boridbildende Materialien in dem Bor selbst können die erwünschte Auflösung oder Diffusion des Bors und seine anschließende Reaktion unter Bildung von Titandiborid hemmen. Gleichermaßen können dicke Oxidfilme um die Ausgangsbestandteilpulver herum auch als Barrieren für die Diffusion und Reaktion wirken. Äußere Verunreinigungen, wie absorbierter Wasserdampf, können auch unerwünschte Phasen, wie Oxide oder Hydride, bilden, oder die Pulver können in solchem Umfang oxidiert werden, daß die Reaktionen beeinflußt werden.
Es sei festgestellt, daß unerwünschte Verbindungen, die bei der Reaktion eines Bestandteils und des Lösungsmittelmetalles während der vorliegenden Zwischenmaterialbildung gebildet werden können, in einigen Fällen durch die Zugabe von mehr des anderen Bestandteils im wesentlichen ausgeschaltet werden können. Beispielsweise kann die Titanaluminidbildung in dem Titandiborid-Aluminium-Zwischenmaterial im wesentlichen durch Zugabe von weiterem Bor über den stöchiometrischen Anteil hinaus zu dem Gemisch vor Einleitung der zweite Phase bildenden Reaktion ausgeschaltet werden. Das Bor kann in der Form von elementarem Bor, von Borlegierung oder von Borhalogenid vorliegen. Eine solche Borzugabe ergibt auch den Vorteil, daß freies Titan, welches die Viskosität der Schmelze für das Gießen beeinträchtigen kann, in Titandiborid umgewandelt wird.
Es sei auch bemerkt, daß bei der vorliegenden Zwischenmaterialbildung die komplexe Abscheidung mehrerer Systeme bewirkt werden kann. So ist es möglich, komplexe Phasen, wie Ti(B0,5Co0,5) auszufällen oder stattdessen ein Gemisch von Titandiborid und Zirkondiborid in einer intermediären Aluminiummatrix gemäß der Reaktion
Ti + Zr + 4B + Al T TiB&sub2; + ZrB&sub2; + Al
abzuscheiden. Ersatz von Titan durch Zirkon oder umgekehrt ist auch möglich und ergibt Boride des allgemeinen Typs (Ti, Zr)B&sub2;.
Es ist auch möglich, eine durch ein Lösungsmittel mit niedriger Temperatur unterstützte Reaktion in einem Metall zu erzielen, welches eine hohe Schmelztemperatur hat, indem man das hochschmelzende Metall mit einem niedriger schmelzenden Lösungsmittelmetall legiert oder vermischt. Beispielsweise wurde Titandiborid bei sehr niedrigen Temperaturen, wie 620 ºC, in einer Kobalt-, Chrom- und Nickelmatrix ausgefällt, indem bis zu 20 Gew.-% Aluminum zugegeben wurden. Ohne das legierende Aluminium erfordert die Reaktion Temperaturen von etwa 900 ºC oder mehr.
Weiterhin kann diese Erfindung benutzt werden, um Verbundwerkstoffe aus Metall und zweiter Phase zu erhalten, worin das Matrixmaterial giftig oder gefährlich zu verarbeiten ist. Beispielsweise ist heißes Beryllium hochgiftig, und die Verwendung einer stark exothermen Reaktion zur Ausfällung einer zweiten Phas in situ in Beryllium könnte außerst gefährlich sein. Demnach kann eine intermediäre Metallmatrix von Kupfer benutzt werden, um ein Zwischenmaterial zu liefern, welches in Beryllium aufgelöst werden kann und mit Kupfer legiert eine Berylliummatrix ergibt, wobei diese Matrix gleichmäßig darin dispergiert Dispersoide im Untermikronbereich hat. Auf diesem Weg erzeugte Verbundwerkstoffe von Beryllium und zweiter Phase haben feine Korngröße und zeigen verbesserte Duktilität bei niedriger Temperatur.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wurde gefunden, daß die Pulver vor dem Brennen nicht verdichtet werden müssen, daß aber ein solches Verdichten eine leichtere Diffusion und damit Initiierung bei niedrigeren Temperaturen gestattet. Beispielsweise reagieren lockere Pulvergemische von Aluminium, Titan und Bor erst bei etwa 670 ºC, während hochverdichtete Pulver bei etwa 620 ºC reagieren. Dies beruht auf örtlichem Schmelzen und verstärkter Diffusion, die möglich sind, wenn die Pulver in enger Nachbarschaft vorliegen.
Die Ausgangspulver müssen gegen intensive Oxidation durch die Atmosphäre geschützt werden, da diese die Diffusion der Komponenten in das Lösungsmittelmetall beschränkt, und die Reaktion sollte vorzugsweise unter einem Inertgas durchgeführt werden, um eine Oxidation bei hohen Temperaturen zu vermeiden.
Es wird auch ein Verfahren gelehrt, bei dem Teilchenwachstum der zweiten Phase gesteuert werden kann. Wie in der Technik bekannt ist, bleiben die beispielsweise durch die exotherme Spitze erzeugten Temperaturen höher und senken sich langsamer bei einer großen Materialmasse als bei einer kleinen Masse. Diese Bedingungen hoher Temperatur während langer Zeitdauer begünstigen ein Teilchenwachstum von Keramikmaterialien. So erleichtert die Bildung von Konzentraten oder "Schwämmen" von in situ gebildeter zweiter Phase mit relativ kleiner Abmessung schnelleres Kühlen und beschränkt das Teilchenwachstum oder das Versintern der zweiten Phase, wie nachfolgend diskutiert werden wird.
Die Teilchengröße der in der Elementenpulvertype benutzten Vorläuferpulver kann nicht sehr kritisch sein. Die Teilchengröße des Reaktionsproduktes der zweiten Phase hängt jedoch von der Aufheizgeschwindigkeit, der Reaktionstemperatur, der Abkühlgeschwindigkeit, der Kristallinität und der Zusammensetzung der Ausgangsmaterialien ab. Geeignete Ausgangspulvergrößen können im Bereich von weniger als 5 um bis mehr als 200 um liegen. Aus Wirtschaftlichkeitsgründen kann man normalerweise Pulver mit größerer Teilchengröße verwenden. Es wurde gefunden, daß die Teilchengröße der ausgefällten zweiten Phase in der intermediären Metallmatrix von weniger als etwa 0,01 um bis etwa 5 um oder größer variieren kann, je nach Faktoren, wie sie oben diskutiert wurden.
Einige spezielle Reaktionspartnereigenschaften haben einen größeren Einfluß als die Pulverteilchengröße auf die Teilchengröße der erzeugten zweiten Phase. Beispielsweise kann die Verwendung von amorphem Bor zur Ausfällung von Titandiborid feinerer Teilchengröße als die Verwendung von kristalinem Bor in einem anderen vergleichbaren Gemisch führen. Die Ausfällung von zweiter Phase mit spezieller Teilchengröße kann selektiv durch geeignete Kontrolle der Ausgangszusammensetzung, der Reaktionstemperatur und der Abkühlgeschwindigkeit gesteuert werden.
Die Herstellung relativ poröser Verbundwerkstoffe, die hohe Beladungen der zweiten Phase enthalten, ergibt eine Technik für die Produktion von Dispersoiden der zweiten Phase mit hoher Reinheit und erwünschter Teilchengröße. Diese Dispersoide können in der erforderlichen Konzentration in ein anderes Metallvolumen eingearbeitet werden. Dies kann durch selektlves Auflösen des intermediären Matrixmetalles erreicht werden, was zu einer Suspension der Teilchen der zweiten Phase in dem Auflösungsmedium führt. Wenn das Auflösungsmedium ein anderes Metall ist, kann eine Dispersion einer zweiten Phase in einer Matrix, in welcher sie nicht direkt ausgefällt werden kann, erhalten werden. Es ist bevorzugt, daß der Schmelzpunkt des Wirtsmetalles über dem Schmelzpunkt des intermediären Matrixmetalles liegt und daß es eine ausreichende Mischbarkeit der beiden flüssigen Metalle gibt, um ein Legieren/Vereinigen zu gewährleisten. Beispielsweise kann Titan durch Ausfällung von Titandiborid in Aluminium und anschließedes Einführen des Verbundstoffes von Titandiborid und Aluminium in geschmolzenes Titan, um die intermediäre Matrix zu lösen und eine Titan-Aluminiummatrix mit darin dispergiertem Titandiborid zu bilden, verstärkt werden.
Es ist möglich, ein intermediäres Matrixmetall mit einem höheren Schmelzpunkt in einem Wirtsmetall niedrigeren Schmelzpunktes bei einer Temperatur oberhalb des Schmelzpunktes des intermediären Matrixmetalles aufzulösen, vorausgesetzt daß eine ausreichende Mischbarkeit der beiden flüssigen Metall vorliegt, um ein Legieren/Vereinigen zu gewährleisten, oder es kann unterhalb des Schmelzpunktes des intermediären Matrixmetalles gelöst werden, vorausgesetzt daß eine ausreichende Flüssigkeitslöslichkeit für das feste intermediäre Matrixmetall in dem Wirtsmetall vorliegt, beispielsweise durch Zerstoßen des Zwischenmaterials zur Vergrößerung der freiliegenden Metalloberfläche für ein Auflösen vor der Zugabe zu dem Wirtsmetall.
Bei der Auswahl der Bestandteile und des Lösungsmittelmetalles für die nach dem oben beschriebenen Ausfällungsverfahren hergestellten Verbundwerkstoffe ist es wichtig, daß das gebildete Material der zweiten Phase eine geringe Löslichkeit in der geschmolzenen Masse hat, wie beispielsweise eine maximale Löslichkeit von 5 Gew.-% und vorzugsweise 1 % oder weniger, bei der Temperatur der geschmolzenen Masse. Sonst kann über längere Zeitdauer ein wesentliches Teilchenwachstum des Materials der zweiten Phase festgestellt werden. Für die meisten Verwendungen der Verbundmaterialien sollte die Größe der Teilchen der zweiten Phase so klein wie möglich sein, und somit ist ein Teilchenwachstum unerwünscht. Wenn die Löslichkeit des gebildeten Materials der zweiten Phase in der geschmolzenen Wirtsmetallmasse gering ist, kann die geschmolzene Masse mit dispergierten Teilchen der zweiten Phase darin in dem geschmolzenen Zustand während einer langen Zeitdauer ohne Wachstum der Teilchen der zweiten Phase gehalten werden. Beispielsweise kann eine geschmolzene Aluminiummasse, die dispergierte Teilchen von Titandiborid enthält, in dem geschmolzenen Zustand während 3 bis 4 h ohne merkliches Teilchenwachstum gehalten werden.
Wie bereits erwähnt wurde, betrifft die vorliegende Erfindung anfangs eine Herstellung von Zwischenmaterialkonzentraten der betreffenden Verbundmaterialien. Allgemein besteht der Zwischenmaterialzumischungsweg darin, daß man anfangs ein Reaktionspartnergemisch wenigstens eines Metalles und Keramikmaterials oder anderer zweite Phase bildender Bestandteile herstellt und dann erhitzt, um die hier beschriebene Reaktion in situ zu bewerkstelligen und so feine Teilchen von Keramikmaterial oder anderem Material der zweiten Phase, in einer intermediären Metallmatrix dispergiert, zu bilden. Die Konzentration oder Beladung des nach dem ersteren Verfahren erzeugten Materials der zweiten Phase ist allgemein ziemlich hoch, wie beispielsweise wenigstens etwa 10 Gew.-%, vorzugsweise 15 %, bis zu 80 oder 90 Gew.-% oder mehr an Material der zweiten Phase in dem resultierenden Verbundwerkstoff. Allgemein sind Konzentrationen unterhalb etwa 10 Gew.-% für weitere Verdünnung nicht wirtschaftlich, und Konzentrationen über etwa 90 % sind nicht empfehlenswert, da Agglomerierung, Teilchenwachstum und Sinterung eine gleichmäßige Teilchenverteilung je nach dem speziellen System von Metall und zweiter Phase hemmen kann. Nach der Verfestigung kann das Zwischenmaterial auf eine bequeme Größe zerkleinert werden. Stattdessen kann die Reaktionsschmelze direkt in geschmolzenes Metall ohne Verfestigung eingeführt werden. Die Schmelze kann auch nach Methoden, wie Sprühatomisierung und dergleichen, direkt zu Pulver zerkleinert werden.
Alternative Mittel gibt es zur Herstellung zweite Phase enthaltender Materialien, die auf dem vorliegenden Zwischenmaterialzumischungsweg benutzt werden können. Beispiele von Verfahren sind unter anderem Modifikationen oder Veränderungen der oben diskutierten, von Bredzs, Merzhanov, Vordahl und Giessen beschriebenen Verfahren. Ein alternatives Mittel zur Erzeugung von Zwischenmaterial, das für die Zugabe zu Wirtsmetall nach der vorliegenden Erfindung geeignet ist, besteht darin, daß man Pulver von zweite Phase bildendem Bestandteil und Lösungsmittelmetall vermischt und verdichtet, dann den Preßling örtlich zündet, um eine zweite Phase bildende Reaktion einzuleiten, die durch den Preßling fortschreitet, wobei sich eine Dispersion der Teilchen der zweiten Phase in dem im wesentlichen nichtreaktiven Lösungsmittelmetall bildet. Die zweite Phase bildenden Bestandteile und Lösungsmittelmetall können als einzelne Pulver vorgesehen werden, oder wenigstens ein zweite Phase bildender Bestandteil kann als eine Legierung des Lösungsmittelmetalles verwendet werden.
Um in dem vorliegenden Zumischungsverfahren wirkam verwendet zu werden, ist es wichtig, daß solche Materialien aus Metall und zweiter Phase bestimmten Kriterien genügen. Beispielsweise sollte sich das Matrixmaterial leicht mit der Wirtsmetallmatrix legieren/vereinigen, während die Dispersoide der zweiten Phase während der Zeit und bei der Temperatur, die in dem Zumischungsverfahren herrschen, weder mit der Wirtsmetallmatrix reagieren, noch sich in ihr lösen. Geeignete Verfahren zur Bildung zweite Phase enthaltender Materialien sind typischerweise exotherme, zweite Phase bildende Reaktionen in Gegenwart einer inerten Metallphase. Nur jene Verfahren, die im wesentlichen ungesinterte Teilchen von zweiter Phase ergeben, sind in der vorliegenden Erfindung brauchbar. Außerdem sollte das zweite Phase enthaltende Material von dem geschmolzenen Wirtsmetall benetzt werden, um eine Dispersion von zweiter Phase in dem gesamten geschmolzenen Wirtsmetall zu fördern.
Die nächste Stufe auf dem Zwischenmaterialzumischungsweg ist die Zugabe des Zwischenmaterials zu Wirtsmetall, welches das gleiche Metall wie oder ein anderes Metall als das in der Ausfällungsreaktion der Zwischenmaterialbildung in situ verwendete Lösungsmittelmetall sein kann. Allgemein kann diese Zugabe erfolgen, indem man eine Schmelze des geschmolzenen Wirtsmetalles herstellt und das Zwischenmaterial zu der Schmelze zusetzt oder alternativ sowohl das Zwischenmaterial als auch das weitere Wirtsmetall in fester Form in einen Behälter gibt und dann auf eine derartige Temperatur erhitzt, daß das Wirtsmetall schmilzt. Eine andere Alternativmethode zur Einführung von Zwischenmaterial in das geschmolzene Metall ist die durch Einspritzen von fein zerstoßenem Zwischenmaterial über einen inerten, z. B. Argon-, oder reaktiven, z. B. Chlor-Gasstrom unter Verwendung einer geeigneten Lanze. Die Verwendung von reaktiven Gasen kann auch zur Enfernung von Sauerstoff und Wasserstoff aus der Schmelze erwünscht sein. Eine Dispersion des Materials der zweiten Phase in der Schmelze wird durch Bewegen der Schmelze erleichtert, was durch mechanisches Rühren, Gaseinperlen, Induktionsrühren, Ultraschallenergie und dergleichen erfolgen kann. Eine bevorzugte Methode bei der Zugabe des etwa 60 Gew.-% Titandiborid in einer intermediären Aluminummatrix zu Wirtsaluminium ist beispielsweise die, das Wirtsmetall auf 57 ºC zu erhitzen, das Zwischenmaterial zu zerstoßen und langsam zu der Schmelze unter mechanischem Rühren zuzusetzen, das Rühren der Schmelze 5 min fortzusetzen, die Schmelze 10 min bei 750 ºC stehen zu lassen, die Schmelze weitere 5 min zu rühren und die Schmelze bei 750 ºC zu gießen. Noch in geschmolzenem Zustand können verschiedene Reinigungstechniken, wie die Verwendung von Flußmitteln, Spülmitteln und dergleichen, verwendet werden, um Verunreinigungen, wie Oxide, aus der Schmelze zu entfernen. Beispielsweise in auf Titan basierenden Materialien können kleine Zugaben von Seltenen Erdelementen, wie Erbium, als Spülmittel für in den Zwischenräumen befindlichen Sauerstoff wirken. Wenn erst die Disperion des Materials der zweiten Phase vollständig ist, kann die Schmelze nach herkömmlichen Methoden, wie Abschreckgießen, verfestigt werden, um Verbundwerkstoffe mit sehr geringer Porosität zu ergeben. Fitrieren vor der Verfestigung kann auch in einigen Fällen erwünscht sein. In der obigen Beschreibung schließen die Ausdrücke "geschmolzenes Metall" und "Matrixmetall" auch Metallegierungen und intermetallische Stoffe ein.
Die Verwendung von Zwischenmaterial, besonders jenem mit einer hohen Beladung von Material der zweiten Phase, ist vorteilhaft, da man einfach einen einzigen Ansatz von Zwischenmaterial machen kann, mit welchem man eine große Vielzahl von Verbundwerkstoffen mit unterschiedlichen Beladungen zweiter Phase herstellen kann. Ein anderer Vorteil besteht darin, daß das zur Bildung der Schmelze verwendete Wirtsmetall nicht in Pulverform vorliegen muß, so daß man wesentlich Rohmaterialherstellungskosten einspart. Mit dem Zwischenmaterialzumischungsverfahren ist es außerdem möglich, das Material der zweiten Phase in einem Lösungsmittelmetall zu bilden, welches der Bildung von Teilchen einer erwünschten Type, Größe und Morphologie dienlich ist, und danach die Teilchen in ein geschmolzenes Wirtsmetall einzuarbeiten, in welchem solche Teilchen beispielsweise infolge der relativen Unterschiede im Schmelzpunkt nicht durch Ausfällungsreaktion in situ erzeugt werden können.
Ein weiterer Vorteil der Verwendung des Zwischenmaterialzumischungskonzeptes ist die Tatsache, daß bei der Ausfällung von Material der zweiten Phase in situ in einem Lösungsmittelmetall die Teichengröße des Materials der zweiten Phase von der Beladung mit Material der zweiten Phase abhängt. Beispielsweise in Verbundwerkstoffen aus Titandiborid und Aluminium nimmt die Teichengröße mit höherer Konzentration bis zu etwa 40 bis 60 % Material der zweiten Phase ab, und dann nimmt die Teilchengröße zu, wenn sich die Konzentration 100 % nähert. Auch das Auftreten von Teilchenversinterung untereinander kann in einigen Systemen zunehmen, wenn der Volumenanteil der zweiten Phase über etwa 70 % gesteigert wird. Wenn somit beispielsweise die kleinstmögliche Teilchengröße in einem fertigen Verbundwerkstoff mit einer geringen Konzentration der zweiten Phase erwünscht ist, könnte man ein zweite Phase enthaltendes Zwischenmaterial in dem Konzentrationsbereich von 40 bis 60 % Titandiborid herstellen, um die kleinstmögliche Teilchengröße zu bekommen, und danach das Zwischenmaterial zu der erwünschten Konzentration der zweiten Phase zumischen.
Es ist festzustellen, daß in dem vorliegenden Zwischenmaterialzumischungsverfahren ein Teil von unumgesetztem Bestandteil in dem Zwischenmaterial, welcher unerwünschte Wirkungen hervorrufen kann, wie die Bildung von intermetallischen Stoffen mit großer Teilchengröße, wenn das Zwischenmaterial zu dem geschmolzenen Wirtsmetall zugesetzt wird, in einigen Fällen durch Zugabe von mehr des anderen Bestandteiles zu dem geschmolzenen Wirtsmetall im wesentlichen beseitigt werden kann. Beispielsweise könnte unumgesetztes Titan in einem Zwischenmaterial aus Aluminium und Titandiborid bei Zusatz zu einem Bad von geschmolzenem Wirtsaluminium an das Aluminium gebunden werden und die Viskosität der Schmelze nachteilig beeinflussen. Durch Zugabe von Bor zu dem geschmolzenen Wirtsaluminium jedoch wird im wesentlichen das gesamte freie Titan an das Bor gebunden (und bildet so Titandiborid), wodurch diese Probleme ausgeschaltet werden.
Die Beispiele 1 und 2 erläutern die Ausfällung feiner Teilchen von Titandiborid in Aluminium durch Pulver-Pulvertypreaktionen im flüssigen Zustand und im festen Zustand. Wenn nichts anderes angegeben ist, sind Prozentsätze in den Beispielen Gewichtsprozentsätze.

Beispiel 1

Ein Gemisch von 34 Gew.-% Titanpulver, 16 Gew.-% Bor und 50 Gew.-% Aluminium wird isostatisch mit 38 000 Pound je Quadratinch verdichtet. Der verdichtete Gegenstand wird dann in einem auf eine Temperatur von 800 ºC eingestellten Ofen erhitzt. Beim Erreichen von etwa 670 ºC wird ein schneller Anstieg der Temperatur auf etwa 1250 ºC festgestellt. Die Geschwindigkeit der Temperatursteigerung ist sehr rasch (größer als 900 ºC/min), gefolgt von einer schnellen Abkühlgeschwindigkeit von etwa 400 ºC/min. Bei der anschließenden Prüfung zeigte sich, daß die Probe eine feine Dispersion (0,1 bis 3 um) von Titandiboridteilchen in einer Aluminiummatrix enthielt.

Beispiel 2

Ein Gemisch von 20,5 Gew.-% Titan, 9,5 Gew.-% Bor und 70 Gew.-% Kobalt wird isostatisch mit 40 000 Pound je Quadratinch gepreßt und in einem Ofen erhitzt. Bei 800 ºC trat eine stark exotherme Reaktion mit einem Temperaturanstieg auf etwa 1600 ºC ein. Anschließende Röntgenstrahlenanalyse identifizierte die Anwesenheit von Titandiborid in einer Kobaltmatrix. Es wird hier gezeigt daß, wenn genügend Diffusion des reaktlven Materials eintreten kann, die Anfangstemperatur unter dem Schmelzpunkt des Lösungsmittelmetalles liegen kann, der in diesem Fall 1495 ºC ist, und die Reaktion in festem Zustand gestartet werden kann.
Die Legierungs-Legierungsreaktion im flüssigen Zustand ist durch die nachfolgend beschriebenen Beispiele 3 und 4 beispielhalber wiedergegeben.

Beispiel 3

Zwei getrennte Aluminiumlegierungen, eine mit einem Gehalt von 10 Gew.-% Titan und die andere mit 4 Gew.-% Bor, werden in einem Aluminiumoxidschmelztiegel zusammengegeben und 1 h unter einer Argonatmosphäre auf 1400 ºC erhitzt. Mischen der geschmolzenen Legierungen erfolgte durch Diffusion und thermische Wirkungen. Das Experiment wird bei 1400 ºC durchgeführt, um zu gewährleisten, daß das gesamte Titan und Bor aufgelöst werden, wodurch man das Titandiborid vollständig ausfallen läßt welches wesentlich weniger löslich als die einzelnen Elemente ist. Anschließende SEM/EDS-Analyse des erzeugten Verbundwerkstoffes identifizierte eine TiB&sub2;-Dispersion mit Untermikrongrößen in der Aluminiummatrix. Obwohl dieses Experiment dazu bestimmt ist, das Titanaluminid und Aluminiumborid vollständig zu lösen, so daß das gesamte Titan und Bor in dem Aluminium in Lösung gehalten werden, wird festgestellt, daß wegen seiner begrenzten Löslichkeit Titandiborid bei irgendeiner Temperatur oberhalb des Schmelzpunktes des Lösungsmittelmetalles ausfällt, selbst wenn alle der Legierungen nicht gelöst sind.

Beispiel 4

Um die Annahme zu stützen, daß es nicht erforderlich ist, das Titan und Bor in den Legierungen vollständig aufzulösen, werden drei zu Beispiel 3 äquivalente Experimente durchgeführt, jedoch mit der Ausnahme, daß die erreichten Maximaltemperaturen auf 1200 ºC, 1000 ºC bzw. 800 ºC beschränkt werden. Wie in Beispiel 3 werden in allen Fällen feindispergierte TiB&sub2;-Teilchen in der Aluminiummatrix beobachtet.
Das folgende Beispiel 5 beschreibt die Herstellung Verbundwerkstoffen aus Aluminium und Titandiborid durch Legierungs-Legierungsreaktion im Plasmalichtbogen.

Beispiel 5

In diesem Beispiel wird die Reaktion durch Erzeugung eines Lichtbogens zwischen zwei Elektroden in einem geschlossenen Behälter erreicht, wobei jede das Lösungsmittelmetall und eine den reaktiven Stoff enthält. Die relative Stellung der Elektroden wird so eingestellt, daß man einen Durchgang des Lichtbogens bekommt. Die Elektroden können auch gedreht werden, um ein gleichmäßiges Schmelzen zu erreichen. Atomisieren des homogenisierten geschmolzenen Metalles zu Pulver kann in Luft erfolgen, wird aber vorzugsweise in einer nichtreaktiven Atmosphäre, wie einem Inertgas oder einem Vakuum, durchgeführt. Alternativ kann das geschmolzene Metall in einem erhitzten Behälter gesammelt werden, der unter dem Lichtbogen angeordnet ist, um einen Barren zu erhalten.
Die Reaktion zwischen den keramischen Bestandteilen in dem Lichtbogen ergibt eine keramische Verbindung, die mit dem intermediären Matrixmetall vermischt wird. Infolge der sehr raschen Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeiten, die mit diesem Verfahren verbunden sind, wird eine Verteilung von sehr feinen keramischen Teilchen in der intermediären Metallmatrix erzielt. Erzeugung eines Lichtbogens in der obigen Weise zwischen zwei Elektroden, von denen eine Aluminium und Titan und die andere Aluminium und Bor enthält, führt zur Bildung einer feinen Dispersion von Titandiborid in einem geschmolzenen Aluminiumtröpfchen, welches sich verfestigt, wenn es durch das Inertgas tropft. Das so erzeugte Pulver kann anschließend nach herkömmlichen pulvermetallurgischen Methoden unter Bildung eines Preßlings verarbeitet werden. Bei einer anderen Variante dieses Verfahrens werden die geschmolzenen Metalltröpfchen in einem erhitzten Schmelztiegel gesammelt, um einen Barren zu erzeugen, der für ein Vermischen mit einem geschmolzenen Wirtsmetall geeignet ist.
Das folgende Beispiel lehrt den Einfluß von amorphem Bor auf die Teilchengröße von in einer Aluminiummatrix ausgefälltem Titandiborid.

Beispiel 6

Ein identisches Gemisch (aber für die Verwendung von amorphem Bor statt von kristallinem Bor) wie jenes, das in Beispiel 1 beschrieben ist, wird hergestellt (d. h. etwa 34 Gew.-% Titan, 16 Gew.-% Bor und 50 Gew.-% Aluminium), verdichtet und in einem Ofen erhitzt. Bei einer Temperatur von etwa 620 ºC wird eine rasche exotherme Reaktion beobachtet. Anschließende Prüfung ergab eine Verteilung von sehr feinen (0,01 bis 1,0 um) Titanboridteilchen in einer Aluminiummatrix.
Der im Beispiel 1 oder im Beispiel 6 hergestellte Verbundwerkstoff mit hoher Konzentration ist für die Verwendung als ein Zwischenmaterial für die Dispersionshärtung von Metall/Legierungs-Systemen geeignet.
Die folgenden Beispiele lehren die Verwendung eines Lösungsmittelmetalles, um eine Ausfällung in einem zweiten Lösungsmittelmetall mit höherem Schmelzpunkt einzuleiten.

Beispiel 7

Ein Gemisch von 16 Gew.-% Aluminium, 56 Gew.-% Chrom, 20,6 Gew.-% Titan und 9,4 Gew.- % Bor wird verdichtet und anschließend in einem Ofen erhitzt. Bei Erreichen einer Temperatur von etwa 620 ºC trat eine rasche Reaktion ein, die zu einer Temperatursteigerung über 800 ºC und zu einem Schmelzen des Chroms führte. Die Temperatur-Zeitkurve zeigte eine Doppelspitze, die eine exotherme Reaktion in Aluminium (die typischerweise zwischen 600 und 680 ºC auftritt) und eine anschließende Reaktion in dem Chrom anzeigen. Das niedriger schmelzende Lösungsmittelmetall wirkt daher als ein "Niedertemperaturinitiator" für die Reaktion, die Wärme freisetzt und weitere Reaktion in der höherschmelzenden Verbindung induziert. Der erzeugte Verbundwerkstoff wird als Titandiborid in einer Matrix von Chrom-Alumniumlegierung identifiziert.

Beispiel 8

Ein Gemisch von 20,6 Gew.-% Titan, 9,4 Gew.-% Bor und 70 Gew.-% Chrom wird mit 40 000 Pound/Quadratinch verdichtet und dann in einem Ofen erhitzt. Eine rasche exotherme Reaktion wird bei etwa 880 ºC festgestellt. Diese Temperatur ist etwa 260 ºC über jener, bei der die gleichen Anteile an Titan und Bor reagieren, wenn 20% des Gemisches aus Aluminium bestehen. Wie im Falle des Beispiels 7 wird Titandiborid durch Röntgenstrahlenanalyse identifiziert.
Die folgenden Beispiele erläutern verschiedene Merkmale und Aspekte der Erfindung, wie oben diskutiert.

Beispiel 9

Ein Experiment wird durchgeführt, bei dem Zirkondiborid in einer Kupfermatrix ausgefällt wird. Ein Gemisch von etwa 24 Gew.-% Zirkon-, 11 Gew.-% Bor- und 65 Gew.-% Aluminiumpulver wird verdichtet und dann in einem Ofen erhitzt. Bei Erreichen einer Temperatur von 830 ºC erfolgt eine rasche Reaktion bis zu einem Temperaturmaximum von etwa 970 ºC. Anschließende Röntgenstrahlen- und SEM-Analyse zeigt die Anwesenheit von Zirkondiborid in einer intermediären Kupfermatrix.

Beispiel 10

Ein Experiment wird durchgeführt, bei dem Molybdändisilicid in einer Aluminiummatrix ausgefällt wird. Ein Gemisch von etwa 7,5 Gew.-% Silicium-, 12,5 Gew.-% Molybdän- und 80 Gew.-% Aluminiumpulver wird verdichtet und anschließend in einem Ofen erhitzt. Bei Erreichen einer Temperatur von etwa 640 ºC wird eine plötzliche exotherme Reaktion beobachtet. Anschließende Röntgenstrahlen- und SEM-Analyse bestätigt das Vorhandensein von Molybdändisilicid in einer intermediären Aluminiummatrix.

Beispiel 11

Ein Gemisch von 20,4 Gew.-% Titan, 9,6 Gew.-% Bor und 70 Gew.-% Blei wird mit 40 000 Pound/Quadratinch verdichtet und dann auf 450 ºC erhitzt. Es wird keine exotherme Reaktion beobachtet, und anschließende Röntgenstrahlenanalyse identifiziert nur die unumgesetzten Elementenpulver. Dieses Verhalten erläutert, wie andere schon gezeigt haben, daß es keine Löslichkeit von Bor in Blei gibt und somit keine Diffusion von Bor in Blei auftreten kann, um mit dem Titan zu reagieren. Im Gegensatz zu einem solchen Verhalten erzeugt ein Gemisch von Silicium, Titan und Blei Titandisilicid in Blei, da sowohl Silicium als auch Titan eine begrenzte Löslichkeit in Blei haben, was das Auftreten einer Diffusion und Reaktion ermöglicht.

Beispiel 12

Ein Gemisch von Nickel, Aluminium, Titan und Bor in den stöchiometrischen Verhältnissen zur Bildung von Nickelaluminid (Ni&sub3;Al) und Titandiborid (TiB&sub2;), d. h. 10 Gew.-% Aluminium, 62 Gew.-% Nickel, 19 Gew.-% Titan und 9 Gew.-% Bor, werden mit 40 000 Pound/Quadratinch verdichtet und dann in einem Ofen erhitzt. Bei Erreichen von 620 ºC wird eine rasche exotherme Reaktion beobachtet, die durch anschließende Analyse durch Röntgenstrahlenbeugung und Rasterelektronenmikroskopie als Ergebnis der Bildung von Titandiboridteilchen in einer intermediären Nickel- Aluminiummatrix identifiziert wird. Es ist aus diesem Experiment ersichtlich, daß eine keramische Phase, wie beispielsweise Titandiborid, in einer intermetallischen Phase, wie beispielsweise Nickelaluminid, ausgefällt werden könnte, vorausgesetzt daß die Affinität der keramikbildenden Stoffe zueinander größer als jede zu den beiden Elementen ist, die die intermetallische Matrix bilden.
Das folgende Beispiel lehrt die Abscheidung einer zweiten Phase in der Form eines Zwischenmaterials und dessen anschließende Zugabe zu einem Wirtsmetall.

Beispiel 13

Titan-, amorphes Bor- und Aluminiummetallpulver werden in den geeigneten Mengenverhältnissen vereinigt um zwei Verbundwerkstoffe aus Titandiborid und Aluminium mit Titandiboridkonzentrationen von etwa 23 Gew.-% bzw. 60 Gew.-% zu erzeugen. Nach Durchführung der lösungsmittelunterstützten Ausfällung zeigen SEM-Analysen der resultierenden Verbundwerkstoffe einen Größenbereich für die Titandiboridteilchen von etwa 0,01 bis 0,1 um. Da die Anfangspulver vor der Ausfällung nicht entgast werden, sind die Porositäten der resultierenden Verbundwerkstoffe relativ hoch, d. h. im Bereich von 10 bis 30 %. Das Zwischenmaterial mit 23 % Titandiborid wird mit einem gleichen Gewicht an festem Wirtsaluminium vermischt und dann auf etwa 750 ºC erhitzt um das Wirtsaluminium zu schmelzen. Dieses Gemisch von Zwischenmaterial und Wirtsaluminium ergibt einen Verbundwerkstoff mit einem Gehalt von etwa 12 Gew.-% Titandiborid als keramische Phase.
Eine Schmelze von Wirtsaluminiumlegierung 7075 wird dann hergestellt, und das 60 Gew.-% Titandiborid enthaltende Zwischenmaterial wird darin in einem Mengenverhältnis von 3 Teilen Wirtslegierung zu 1 Teil Zwischenmaterial eingetaucht. Der Verbundwerkstoff wird benetzt und schmilzt durch die geschmolzene Wirtsmetallegierung. Der resultierende Verbundwerkstoff mit einem Gehaltvon etwa 15 % Titandiborid in der Aluminiumlegierungsendmatrix 7075 wird dann in herkömmlicher Weise gegossen. Anschließende SEM-Analyse bestätigt eine gleichmäßige Verteilung von Titandiboridteilchen in der gesamten Matrix mit etwa der gleichen Größe wie jene, die in dem Zwischenmaterial beobachtet wird, d. h. es gibt kein Anzeichen von Teilchenwachstum während des Gießens. Außerdem gibt es kein Anzeichen von Agglomerierung der Titandiboridteilchen, und die Restporosität des Verbundwerkstoffes in gegossenem Zustand ist geringer als 1-%.

Beispiel 14

Dieses Beispiel erläutert die Möglichkeit des vorliegenden Verfahrens, eine zweite Phase in eine andere Endmatrix einzuarbeiten als die, in welcher sie gebildet wurde. Elementenpulver von Titan, Bor und Aluminium werden in dem geeigneten Verhältnis miteinander vermischt, um 60 Vol.-% Titandiborid in einer intermediären Aluminiummatrix zu bekommen, isostatisch mit 42 ksi verdichtet und in einem Induktionsofen bis etwa 660 ºC erhitzt, um eine zweite Phase bildende exotherme Reaktion einzuleiten. Durch Röntgenstrahlen- und STEM-Analyse wird gefunden, daß das gewonnene Zwischenmaterial Titandiboridteilchen mit einer mittleren Größe von 1,4 um, in einer intermediären Aluminiummatrix dispergiert, umfaßt.
Dieses Zwischenmaterial wird dann auf minus 100 Maschen zerstoßen, mit geeigneten Mengen an Titan und Aluminium vermischt, um 10 Vol.-% Teilchen in einer einphasigen Titanaluminidmatrix, TiAl (Legierung 54 mit einem Gehalt von 54 Atom-% Aluminium), oder in einer zweiphasigen Titanaluminidmatrix, Ti&sub3;Al plus TiAl (Legierung 45 mit einem Gehalt von 45 Atom-% Aluminium), zu bilden. Dieses Material wird dann unter einer strömenden Argonatmosphäre erhitzt, um den Schmelzpunkt des Titans zu überschreiten. Röntgenstrahlenbeugungs-, STEM- und SEM-Analyse zeigt daß das gewonnene Produkt aus einer Titanaluminidendmatrix mit einer gleichmäßigen Dispersion von Titandiboridteilchen mit einer mittleren Größe von 1,5 um besteht.

Beispiel 15

14,7 kg Aluminium, 226 g Siliciumstammlegierung (50 % Si in Al) und 756 g Magnesiumstammlegierung (25 % Mg in Al) werden auf 800 ºC erhitzt, um ein geschmolzenes Wirtsmetallbad zu bilden. Elementare Pulver von Titan, Bor und Aluminium werden 30 min in einer Kugelmühle vermischt, isostatisch bei 40 000 psi verdichtet und in einem Induktionsofen auf etwa 660 ºC erhitzt, um eine zweite Phase bildende exotherme Reaktion einzuleiten und so ein Zwischenmaterial zu erzeugen, das 60 Gew.-% Titandiborid als zweite Phase in einer intermediären Aluminiummatrix enthält. 7878 g des Zwischenmaterials werden dem geschmolzenen Wirtsmetall unter mechanischem Rühren zugesetzt. Die Schmelze wird 5 min gerührt, dann läßt man 10 min stehen und rührt dann weitere 5 min. Der resultierende Verbundwerkstoff wird dann in herkömmlicher Weise gegossen. Anschließende chemische Analyse zeigt einen Endverbundwerkstoff mit 20 Gew.-% Diborid in einer Endmetallmatrix aus Aluminiumlegierung 6061.
Das folgende Beispiel erläutert wird Fähigkeit von zusätzlichem Bor bei Zugabe zu dem Wirtsaluminium, sich an unumgesetztes Titan zu binden, welches in dem Zwischenmaterial vorhanden sein kann, und dabei die Bildung von Titanalumininid im wesentlichen auszuschalten und die Viskosität zu verbessern.

Beispiel 16

1300 g Zwischenmaterial, hergestellt wie im Beispiel 15, mit einem Gehalt von 60 Gew.-% Titandiborid in einer intermediären Aluminiummatrix werden zerstoßen und dann mit 52 g pulverisiertem Bor vermischt und anschließend zu 2196 g geschmolzenem Wirtsaluminium zugegegen. Die Schmelze wird gerührt, um das Zumischen des Borpulvers zu unterstützen. Wenn das Bor zugemischt wird, nimmt die Viskosität der Schmelze ab. Der resultierende Verbundwerkstoff wird dann in herkömmlicher Weise gegossen. Optische Mikroskopie des fertigen Verbundwerkstoffes zeigt 15 Vol.-% Titandiborid als zweite Phase in einer im wesentlichen reinen Endmatrix aus Aluminium mit im wesentlichen keinem vorhandenen Titanaluminid.
Der Zweck des folgenden Beispiels ist der, zu demonstrieren, daß Borstarnmlegierung zum gleichen Zweck, wie oben für elementares Bor beschrieben, verwendet werden kann.

Beispiel 17

1000 g Borstammlegierung (3,7 % B in Al) werden zu 730 g geschmolzenem Aluminium zugegeben. 650g Zwischenmaterial, hergestellt wie in Beispiel 15, mit einem Gehaltvon 60 Gew.- % Titandiborid in einer intermediären Aluminiummatrix werden zu dem geschmolzenen Bad zugesetzt. Weitere 410 g Borstammlegierung werden zu dem geschmolzenen Bad zugegeben, wonach die Zugabe von weiteren 650 g Zwischenmaterial folgt. Der resultierende Verbundwerkstoff wird dann in herkömmlicher Weise gegossen. Optische Mikroskopie zeigt einen Endverbundwerkstoff mit 15 Vol.-% Titandiborid in einer Aluminiumendmatrix mit im wesentlichen keinem vorhandenen Titanaluminid.
Der Zweck des folgenden Beispiels ist der, zu demonstrieren, daß Borstammlegierung gleich gut in kupferhaltigen Schmelzen arbeitet.

Beispiel 18

1203 g Kupferstammlegierung (20 % Cu in Al) und 960 g Borstammlegierung (3,7 % B in Al) werden zu 1096 g geschmolzenem Aluminium zugesetzt. Die Temperatur der Schmelze wird auf 750 ºC gesteigert, und 1322 g zerstoßenes Zwischenmaterial, hergestellt wie im Beispiel 15, mit einem Gehalt von 60 Gew.-% Titandiborid als zweite Phase in einer intermediären Aluminiummatrix werden unter Rühren zugegegen. Der resultierende Verbundwerkstoff wird in herkömmlicher Weise gegossen. Optische Mikroskopie des fertigen Verbundwerkstoffes zeigt 10 Vol.-% Titandiborid als zweite Phase in einer Endmetallmatrix aus Aluminium-Kupferlegierung mit nur einer sehr kleinen Menge an vorhandenem Titanaluminid.
Das folgende Beispiel demonstriert die Fähigkeit von amorphem Bor, die Schmelzviskosität stärker als kristallines Bor zu senken.

Beispiel 19

Zwei identische Wirtsmetalibäder werden durch Schmelzen von 1096 g Aluminium, Zugabe von 1200 g Kupferstammlegierung (20 % Cu in Al) und 960 g Borstammlegierung (3,7 % B in Al) und Erhitzen auf 750 ºC hergestellt. 1322g Zwischenmaterial, hergestellt wie im Beispiel 15, mit einem Gehalt von 60 Gew.-% Titandiborid in einer intermediären Aluminiummatrix werden mit 26 g amorphem Bor vermischt und zu einem der Wirtsmetallbäder zugesetzt. Weitere 1322 g Zwischenmaterial, hergestellt wie im Beispiel 15, mit identischer Zusammensetzung werden mit 26 g kristallinem Bor vermischt und zu dem anderen Wirtsmetallbad zugegeben. Die Viskosität der mit amorphem Bor hergestellten Schmelze ist merklich geringer als jene der mit kristallinem Bor hergestellten Schmelze. Die Schmelzen werden dann durch Keramiktuch filtriert, wobei etwa 2800 g der mit amorphem Bor hergestellten Schmelze und 1800 g der mit kristallinem Bor hergestellten Schmelze durchgingen.
Das folgende Beispiel demonstriert die Möglichkeit, die Bildung von Titanaluminid während der Herstellung eines Verbundwerkstoffes von Titandiborid und Aluminium durch Zugabe von überschüssigem Bor im wesentlichen auszuschalten.

Beispiel 20

Fünf Pulvergemische werden mit einem Gehalt eines stöchiometrischen Überschusses an Bor von 2, 7, 12, 15 und 22 Gew.-% gegenüber den geeigneten Mengenverhältnissen hergestellt, die erforderlich sind, um ein Zwischenmaterial mit 60 Gew.-% Titandiborid in Aluminium zu erzeugen. Die Gemische werden mit 45 000 psi isostatisch gepreßt und dann in einem Quarzrohr unter strömendem Argon unter Verwendung einer Induktionswicklung erhitzt, um eine exotherme Reaktion einzuleiten. Die resultierenden Zwischenmaterialien werden hinsichtlich des Vorhandenseins von Titanaluminid unter Verwendung von Röntgenstrahlenbeugung analysiert. Das Gemisch mit 2 gew.-%igem Überschuß an Bor ergab ein Zwischenmaterial mit einem Gehalt von 5,5 Vol.-% Titanaluminid, das Gemisch mit 7 gew.-%igem Überschuß an Bor ergab 2 Vol.-% Titanaluminid, das Gemisch mit 12 gew.-%igem Überschuß an Bor erzeugte eine unbedeutende Menge an Titanaluminid, die Gemische mit 15 gew.-%igem und 22 gew.-%igem Überschuß an Bor führten zu Zwischenmaterialien ohne eine Spur von Titanaluminid.
Das folgende Beispiel erläutert die Möglichkeit, Teilchen von Titancarbid als zweite Phase in einer Aluminiummatrix zu dispergieren und überschüssigen Kohlenstoff zu verwenden, um die Bildung von Titanaluminid im wesentlichen auszuschalten.

Beispiel 21

Eine Probe wird durch Vermischen von Titan-, Kohlenstoff- und Aluminiumpulver in den geeigneten stöchiometrischen Mengenverhältnissen hergestellt, um 60 Gew.-% Titancarbid in einer intermediären Aluminiummatrix zu bekommen. Eine zweite Probe wird wie oben unter Zugabe von 1 Gew.-% überschüssigem Kohlenstoff hergestellt, um die Bildung von Titanaluminid zu vermeiden. Die Proben werden mit 45 000 psi isostatisch gepreßt und dann in einem Quarzrohr unter strömendem Argon unter Verwendung einer Induktionswicklung und eines Suszeptors erhitzt, um eine exotherme Reaktion einzuleiten. Die Zusammensetzungen der resultierenden Zwischenmaterialien werden unter Verwendung von Röntgenstrahlenbeugung analysiert. Beide Zwischenmaterialien enthielten Titancarbid und Aluminium in großen Mengen, wobei die stöchiometrische Kohlenstoffprobe eine kleine Menge an Titanaluminid und die Probe mit 1 Gew.-% überschüssigem Kohlenstoff keine Spur von Titanaluminid enthielt. Jede der Proben wird dann geschmolzenem Aluminium in dem geeigneten Mengenverhältnis zugesetzt, um etwa 10 Vol.-% Titancarbid als zweite Phase in einer Aluminiumendmatrix zu ergeben. Die resultierenden Verbundwerkstoffe werden dann in herkömmlicher Weise gegossen. Optische Mikroskopie zeigt gute Dispersion von Titancarbidteilchen in Aluminium für beide Endverbundwerkstoffe, wobei der unter Verwendung von stöchiometrischem Kohlenstoff hergestellte Verbundwerkstoff eine kleine Menge an Titanaluminid enthielt und der unter Verwendung von 1 Gew.-% überschüssigem Kohlenstoff hergestellte Verbundwerkstoff keine Spur an Titanaluminid enthielt.

Beispiel 22

Titan und Borcarbid als zweite Phase bildende Bestandteile werden in Gegenwart von Aluminium-Lösungsmittelmetall in den geeigneten Mengenverhältnissen zur Bildung eines ersten Zwischenmaterials mit einem Gehalt von 80 Gew.-% zweiter Phase in einer intermediären Aluminiummatrix umgesetzt. Titan und Bor als zweite Phase bildende Bestandteile werden in Gegenwart von Aluminiumlösungsmittelmetall in den geeigneten Mengenverhältnissen zur Bildung eines zweiten Zwischenmaterials mit einem Gehalt von 80 Gew.-% zweiter Phase in einer intermediären Aluminiummatrix umgesetzt. 215 g jedes Zwischenmaterials werden zu 2268 g geschmolzenem Wirtsaluminium bei 850 ºC zugesetzt und gerührt. Das resultierende Verbundmaterial wird dann in herkömmlicher Weise gegossen. Analyse des Endverbundmaterials zeigt die Anwesenheit von Titandiborid und Titancarbid in Aluminium in einer Menge von insgesamt 13 Vol.-%.
Das folgende Beispiel erläutert die Fähigkeit, eine Zirkonborid als zweite Phase in einer Beryllium-Kupferlegierung zu dispergieren.

Beispiel 23

Ein Gemisch von etwa 40 Gew.-% Zirkon-, 20 Gew.-% Bor- und 40 Gew.-% Kupferpulver wird verdichtet und dann in einem Ofen erhitzt, bis eine rasche exotherme Reaktion auftritt. Röntgenstrahlen- und SEM-Analyse des resultierenden Zwischenmaterials zeigt die Anwesenheit von Zirkondiborid in einer intermediären Kupfermatrix. Etwa 80 g dieses Zwischenmaterials werden anschließend zu 1000 g geschmolzenem Beryllium zugesetzt. Eine Analyse des resultierenden Verbundwerkstoffes zeigt Zirkonboridteilchen als zweite Phase, dispergiert in einer Endmatrix aus Beryllium-Kupferlegierung.

Beispiel 24

150 g Titanpulver, 75 g Bornitridpulver und 150 g Kupferpulver werden vermischt, verdichtet und dann über den Schmelzpunkt von Kupfer erhitzt, um eine exotherme Reaktion einzuleiten und ein Zwischenmaterial zu bilden. Analyse der Zwischenmaterialzusammensetzung zeigt die Anwesenheit von Titandiborid und Titannitrid als zweite Phasen in einer intermediären Kupfermatrix. Das Zwischenmaterial wird dann zu geschmolzenem Wirtsberyllium in einem Mengenverhältnis von 1 Teil Zwischenmaterial zu 10 Teilen Beryllium zugesetzt. Der resultierende Verbundwerkstoff wird dann in herkömmlicher Weise gegossen. Anschließende Analyse zeigt Titannitrld als zweite Phase, dispergiert in einer Endmatrix aus Beryllium-Kupferlegierung.
Das folgende Beispiel demonstriert die verbesserte Fähigkeit von Aluminium-Lithium- Wirtsmetall gegenüber reinem Aluminiumwirtsmetall, ein Zwischenmaterial aus Titandiborid und Aluminium zu benetzen.

Beispiel 25

1500 g Zwischenmaterial, hergestellt wie in Beispiel 15, mit einem Gehalt von 60 Gew.-% Titandiborid in einer intermediären Aluminiummatrix mit 15 Gew.-% überschüssigem zugesetztem Bor werden auf den Boden eines Schmelztiegels gegeben. 500 g Lithiumstammlegierung mit einem Gehalt von 10 Gew.-% Lithium in Aluminium werden dann dem Schmelztiegel zugesetzt, worauf 4000 g reines Aluminium folgen. Die Probe wird dann in einem Induktionsofen unter einer Argonatmosphäre bei einem verminderten Druck von 5 Inch Quecksilber erhitzt. Es wird beobachtet, daß die Lithiumstammlegierung zuerst schmilzt, gefolgt von dem Aluminium. Wenn das Aluminium zum Boden des Schmelztiegels hin schmilzt, sieht man, daß es das Zwischenmaterial ziemlich gut benetzt. Nach vollständigem Schmelzen wird die Charge gerührt und das Zwischenmaterial so gut wie möglich mit einem Löffel gebrochen. Das resultierende Verbundmaterial wird dann in üblicher Weise gegossen und unter Argon gekühlt. Ein anderes Verbundmaterial wird genau wie oben hergestellt, jedoch mit der Ausnahme, daß 500 g Lithiumstammlegierung durch 500 g reines Aluminium ersetzt werden. SEM-Analyse der beiden Gießlinge zeigt eine höhere Beladung an Titandiboridteilchen als zweite Phase in der lithiumhaltigen Endmetallmatrix als in der Endmatrix aus reinem Aluminium.
Das folgende Beispiel erläutert die Verwendung von Ultraschallrühren zur Erleichterung der Disperion der Titandiboridteilchen als zweite Phase in der gesamten Aluminium-Endmetallmatrix.

Beispiel 26

Zwei Wirtsmetallbädervon geschmolzenem Alumium werden in kleinen Schmelztiegeln (2 Inch Durchmesser mal 4 Inch Höhe) hergestellt. Zwischenmaterial, hergestellt wie im Beispiel 15, mit einem Gehalt von 60 Gew.-% Titandiborid in einer intermediären Aluminiummatrix wird zerstoßen und dann in jedem Schmelztiegel in den geeigneten Mengenverhältnissen zur Bildung eines Endverbundmaterials mit 10 Gew.-% Titandiborid in einer Aluminiumendmatrix gerührt. Eine der Schmelzen wird dann mit Ultraschall gerührt, wenn die andere ungerührt bleibt. SEM-Analyse der resultierenden Verbundwerkstoffe zeigt eine gleichmäßigere Dispergierung mit weniger Agglomerierungen der Titandiboridteilchen in dem mit Ultraschall gerührten Material im Vergleich mit dem nicht mit Ultraschall gerührten Material.

Beispiel 29

Handelsübliches Titandiboridpulver (minus 325 Tyler-Maschen) wird mit Aluminiumpulver vermischt und auf einer Kugelmühle vermahlen, um ein Gemisch von 60 Gew.-% Titandiborid in Aluminium zu bilden. 700 g dieses Gemisches werden in eine Röhre gepackt und isostatisch komprimiert. Stücke des resultierenden verdichteten Stabes werden dann zu 300 g geschmolzenem Aluminium zugesetzt. Die Schmelze wird gerührt, auf 900 ºG überhitzt und wiederum gerührt. Die Stabstücke brechen jedoch nicht auf. Wenn die Schmelze gegossen wird, fließt das Aluminium aus und hinterläßt die Stücke des Stabes ohne Dispergierung des Titandiborids in dem Aluminium.
Weitere Experimente werden unter Erzeugung unterschiedlicher Zwichenmaterialien durchgeführt, wie nachfolgend in der Tabelle aufgeführt ist. Tabelle Keramische Phase (Gew.-%) Matrix Reaktionspartner (Gew.-%) Einleitungstemp., ºC Maximal-Temp., ºC Teilchengröße (um) keine Reaktion bis 1200 ºC Thermoelement versagte keine Reaktion (heiß gepreßt) (heiß gepreßt) Thermoelement versagte rostfrei &spplus; Thermoelement versagte * Keramische Phase nicht gebildet ** es bildeten sich auch Whisker *** Nickel-Superalloy (Martien Marietta-Warenzeichen) + rostfreier Stahl (AISI-Bezeichnung) ++ nicht vollständig umgesetzt
Ein sehr weiter Bereich von Verbundwerkstoffen aus Metall und zweiter Phase mit stark variierenden Feinstoffkonzentrationen kann durch Zugabe von Zwischenmaterialien zu Wirtsmetallen erhalten werden. Allgemein sind mit der Herstellung aus Zwischenmateriallen mit zweiter Phase, wie in der Tabelle aufgeführt, keine Schwierigkeiten verbunden, wobei die Verbundwerkstoffe aus Metall und zweiter Phase sehr niedrige Konzentrationen (beispielsweise 1 % oder weniger) an Teilchen der zweiten Phase haben, typischerweise mit einem Durchmesser geringer als 1 um
Es ist festzustellen, daß die vorliegende Erfindung eine Reihe von Vorteilen gegenüber nach dem Stand der Technik gelehrten Methoden hat. Beispielsweise umgeht diese Erfindung die Notwendigkeit von unagglomerierten hitzebeständigen Metallboridausgangsmaterialien mit Untermikrongrößen, die nicht im Handel erhältlich und oftmals pyrophor sind. Diese Erfindung beseitigt auch die technischen Probleme eines gleichmäßigen Dispergierens einer zweiten Phase in einem geschmolzenen Metall und vermeidet das Problem von Oxid- oder anderen schädlichen Schichtbildungen an der Grenzfläche zwischen zweiter Phase und Metall während der Verarbeitung. Weiterhin führt die vorliegende Erfindung zu einem Verbundwerkstoff aus Metall und zweiter Phase mit besserer Härte und besseren Moduleigenschaften gegenüber derzeit verwendeten Verbundwerkstoffen, wie SiC/Aluminium. Der Verbundwerkstoff aus Metall und zweiter Phase nach der vorliegenden Erfindung hat auch verbesserte Hochtemperaturbeständigkeit, da die zweite Phase nicht reaktiv mit der Endmetallmatrix ist. Weiterhin kann im Gegensatz zu derzeit verfügbaren Verbundwerkstoffen der Verbundwerkstoff aus Metall und zweiter Phase nach der vorliegenden Erfindung wieder aufgeschmolzen und wieder gegossen werden, während er seine feine Korngröße seine feine Teilchengröße und die resultierenden überlegenen physikalischen Eigenschaften des Materials behält.
Weiterhin kann der Verbundwerkstoff aus Metall und zweiter Phase ohne Abbau von Materialeigenschaften geschweißt werden und besitzt nach dem Schweißen überlegene Korrosionsbeständigkeit im Vergleich mit derzeit erhätlichen Metallmatrixverbundwerkstoffen.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung von Verbundwerkstoffen aus Metall (oder Metallegierung) einer zweiten Phase, bei dem man (a) eine Abscheidung wenigstens eines Materials der zweiten Phase in einer intermediären Metall- oder Metallegierungsmatrix erzeugt, indem man reaktive, zweite Phase bildende Vorläufer in Gegenwart eines im wesentlichen nicht reaktiven Lösungsmittelmetalles oder einer im wesentlichen nicht reaktiven Lösungsmittelmetallegierung, in welcher die zweite Phase bildenden Vorläufer löslicher als das Material der zweiten Phase sind, bei einer ersten Temperatur, bei welcher ausreichend Diffusion der reaktiven, zweite Phase bildenden Vorläufer in das Lösungsmittelmetall oder die Lösungsmittelmetallegierung auftritt, um die zweite Phase bildende exotherme Reaktion dieser Vorläufer zu bewirken und dabei ein Zwischenmaterial erzeugt, das fein verteilte Teilchen der zweiten Phase in der intermediären Metall- oder Metallegierungsmatrix umfaßt, behandelt, (b) eine geschmolzene Masse bildet, indem man das Zwischenmaterial in ein geschmolzenes Wirtsmetall oder eine geschmolzene Wirtsmetallegierung, worin die Teilchen der zweiten Phase im wesentlichen unlöslich sind, bei einer zweiten Temperatur, bei der die intermediäre Metall- oder Metallegierungsmatrix in dem Wirtmetall oder Wirtsmetallegierung gelöst wird, einführt, (c) die geschmolzene Masse bewegt und dabei eine im wesentlichen gleichmäßige Dispersion der zweiten Phase in einer Endmetallmatrix oder Endmetallegierungsmatrix bildet und (d) das so erzeugte Verbundmaterial aus Metall (oder Metallegierung) und der zweiten Phase gewinnt.

2. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem man das Zwischenmaterial vor weiterer Verarbeitung zu einem Feststoff kühlt, wobei dieser Feststoff durch das geschmolzene Wirtsmetall oder die geschmolzene Wirtsmetallegierung benetzbar ist.

3. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem man das Zwischenmaterial mit festem Wirtsmetall oder fester Wirtsmetallegierung vermischt, bevor es auf die zweite Temperatur erhitzt wird.

4. Verfahren nach einem der vorausgehenden Ansprüche, bei dem die zweite Phase Titandiborid, Titancarbid, Zirkondiborid, Zirkondisilicid oder Titannitrid ist.

5. Verfahren nach einem der vorausgehenden Ansprüche, bei dem man zusätzliches Legierungsmaterial vor dem Vermischen des Zwischenmaterials mit dem Wirtsmetall oder der Wirtsmetallegierung zu dem Zwischenmaterial zugibt.

6. Verfahren nach einem der vorausgehenden Ansprüche, bei dem das geschmolzene Wirtsmetall Aluminium, Nickel, Titan, Kupfer, Vanadin, Chrom, Mangan, Kobalt, Eisen, Silicium, Molybdän, Beryllium, Platin, Niob, Tantal, Hafnium, Zirkonium, Magnesium, Blei, Zink, Zinn, Wolfram, Antimon, Wismut oder eine Legierung derselben ist.

7. Verfahren nach einem der vorausgehenden Ansprüche, bei dem man in der Stufe (a):

(i) ein Gemisch der reaktiven, zweite Phase bildenden Vorläufer und des im wesentlichen nicht reaktiven Lösungsmittelmetalles oder der im wesentlichen nicht reaktiven Lösungsmittelmetallegierung herstellt,

(ii) das Gemisch auf eine Reaktionseinleitungstemperatur in der Nähe des Schmelzpunktes des Lösungsmittelmetalles oder der Lösungsmittelmetallegierung erhitzt, um die exotherme Reaktion einzuleiten, und

(iii) die exotherme Reaktion das Gemisch weiter erwärmen läßt wobei die zweite Phase bildenden Vorläufer unter Bildung einer Verteilung von Teilchen der zweiten Phase in der intermediären Metallmatrix verbraucht werden.

8. Verfahren nach einem der vorausgehenden Ansprüche, bei dem wenigstens einer der zweite Phase bildenden Vorläufer Aluminium, Titan, Silicium, Bor, Kohlenstoff, Schwefel, Tantal, Thorium, Yttrium, Kobalt, Nickel, Molybdän, Wolfram, Vanadin, Zirkonium, Niob, Hafnium, Magnesium, Scandium, Lanthan, Chrom, Sauerstoff, Stickstoff, Lithium, Beryllium, Eisen, Mangan, Zink, Zinn, Kupfer, Silber, Gold, Platin oder ein Element der Seltenen Erden ist.

9. Verfahren nach einem der vorausgehenden Ansprüche, bei dem das Lösungsmittelmetall oder die Lösungsmittelmetallegierung Aluminium, Nickel, Titan, Kupfer, Vanadin, Chrom, Mangan, Kobalt, Eisen, Silicium, Molybdän, Beryllium, Silber, Gold, Platin, Niob, Tantal, Hafnium, Zirkonium, Magnesium, Blei, Zink, Zinn, Wolfram, Antimon, Wismut oder eine Legierung dieser Metalle ist.

10. Verfahren nach einem der vorausgehenden Ansprüche, bei dem eine zusätzliche Menge eines der zweite Phase bildenden Vorläufer zu dem Wirtsmetall oder der Wirtsmetallegierung zugesetzt wird.

11. Verfahren nach einem der vorausgehenden Ansprüche, bei dem die zweite Phase bildenden Vorläufer und das Lösungsmittelmetall oder die Lösungsmittelmetallegierung unter Bildung eines Preßlings verdichtet werden, wonach örtliche Einleitung und anschließendes Voranschreiten der exothermen Reaktion in dem gesamten Preßling erfolgt.

12. Verfahren nach einem der vorausgehenden Ansprüche, bei dem die Temperatur der Reaktion zwischen den zweite Phase bildenden Vorläufern die Schmelztemperatur des Lösungsmittelmetalles oder der Lösungsmittelmetallegierung überschreitet.

13. Verfahren nach einem der vorausgehenden Ansprüche, bei dem die Teilchen der zweiten Phase intermetallische Teilchen sind.

14. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 12, bei dem die Teilchen der zweiten Phase keramische Teilchen sind.

15. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 12, bei dem die Teilchen der zweiten Phase intermetallische Teilchen und keramische Teilchen umfassen.