铝-硼碳化物金属陶瓷与活性金属-硼碳化物金属陶瓷的制作方法

专利名称:铝-硼碳化物金属陶瓷与活性金属-硼碳化物金属陶瓷的制作方法
本发明总的说来涉及铝-硼碳化物和其它一些金属-硼碳化物组成的物质，更具体地说，涉及到铝-硼碳化物金属陶瓷和其它一些活性金属-硼碳化物金属陶瓷。
Lowe的美国专利2746133、Bergmann的美国专利3178807、Lipp的美国专利3364152与Weaver的美国专利4104062都同铝-硼碳化物的复合材料及其制法有关。然而，这些专利并没有揭示具体的金属陶瓷组成或生产可以直接应用的固结的金属陶瓷体的方法。
单块式的陶瓷材料历史上局限于用作结构材料。这是由于它们内在的破坏机理使其极易产生裂纹与空隙一类微结构缺陷。
作为材料抵抗这类破坏形式的一种测度是断裂韧度。传统的陶瓷材料的断裂韧度是很低的。
提高断裂韧度的一种方法是通过添加另一种陶瓷相，例如Al2O3-B4C的复合料;或添加一种金属相，例如B4C-金属的金属陶瓷。金属陶瓷定义为这样一种陶瓷-金属的复合材料，它的最终微结构中有多于50%(体积)的陶瓷相。
图1说明某些传统的单片式陶瓷材料和一种传统的金属陶瓷(T∶C-Ni-Mo)，为了提高它们的破裂韧度而以加大其比重为代价所作的折衷选择。图1还表明了，通过采用选择的陶瓷-陶瓷复合料(即Al2O3-B4C)，如何能避开在提高破裂韧度同时就加大比重的趋势，以及根据本发明，通过采用选择的陶瓷-金属复合料，特别是B4C-Al或其它B4C-金属的金属陶瓷，而更远地摆脱上述趋势。
为此，本发明的一个目的在于提供铝-硼碳化物和其它的活性金属硼碳化物的金属陶瓷组成。
本发明还有一个目的在于提供，铝-硼碳化物和其他活性金属-硼碳化物金属陶瓷复合材料的形成方法。
本发明的另一目的在于提供，具有可特定微结构的铝-硼碳化物和其它活性金属-硼碳化物的金属陶瓷复合材料，以及形成它们的方法。
本发明的又一目的在于提供，完全致密的铝-硼碳化物和其它的活性金属-硼碳化物的金属陶瓷，以及形成它们的方法。
本发明尚有一个目的在于提供，由完全致密的铝-硼碳化物和其它活性金属-硼碳化物的金属陶瓷复合料加工成的制品。
本发明同时还有一个目的在于提供铝-硼碳化物和其它活性金属-硼碳化物复合材料的制备方法，以及用较低的成本来生产它们的制品。
本发明给出了整系列特定组成的铝-硼碳化物和其它活性金属-硼碳化物的金属陶瓷，以及应用基础性热力学与动力学原理来获得这些铝-硼碳化物和其它活性金属-硼碳化物金属陶瓷的方法。本发明概括了一批具备完全致密微结构的多相金属陶瓷组成，以及有选择性地生产这些所希望的复合材料的方法。
根据本发明，形成上述复合材料有三个主要步骤。
第一步，必须实现通过金属来润湿硼碳化物相以保证快速固结的毛细作用的热力学准则。除此之外，润湿通常指示出硼碳化物相与金属相之间的界面反应情况。并非是所有金属都能同硼碳化物起反应(即能润湿硼碳化物)，因而本发明仅仅适用于作硼碳化物的合适反应剂的金属。这类金属包括Al、As、Ba、Be、Ca、Co、Cr、Fe、Hf、Ir、La、Li、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Ni、Os、Pd、Pt、Pu、Re、Rh、Ru、Sc、Si、Sr、Ta、Tc、Th、Ti、U、V、W、Y与Zr以及它们的各种合金，或在处理过程中能还原为金属形式的它们的化合物。这方面最理想的金属是铝。
第二步，将反应热力学准则应用于金属-硼碳化物组成，以获得具有所希望有的微结构的反应产物。通过这一步就能取得第一步中已润湿的金属-硼碳化物复合材料，并使之反应成具有特定微结构的最终产物。还能使所有的这种金属或合金相与任何在这些反应过程中形成的亚稳相完全反应，而获得一种全无任何金属相或任何代表最初原始组分的相的一种复合材料。这就是说，能够从任何陶瓷-金属原始组成出发，而最终获得一种金属陶瓷或陶瓷-陶瓷复合材料。
第三步，应用如何使这些活性金属-硼碳化物复合料在上述过程中固结的动力学，以选择适当的制造方法。固结过程涉及到对那些将烧结的复合材料体加温。还涉及到在加温时加压，以保证获得完全致密的最终产物。然而，特别理想的是采用构成本发明一部分的胶态固结技术，这可以不用加压而使最终产品在降低了处理费用条件下具有可忽略的孔隙度或无空隙度。
图1中的曲线表明了现有技术制成的陶瓷材料与本发明的金属陶瓷复合材料，它们二者的断裂韧度与比重的关系;
图2A与2B示意了本发明的润湿步骤;
图3示明了铝金属在硼的碳化物基片上的接触角数据;
图4是铝-硼碳化物的反应序列图，示意性地表确了依据本发明所生产的某些复合材料;
图5表明了硼的碳化物的均匀性范围。
铝由于能与硼的碳化物起反应，是发展B4C-Al金属陶瓷用的一种可相容的金属相。铝是地球上一种稳定的金属相，比重很低。它又是可延展的、无毒的，价格较廉而易于获得，并能在抗侵蚀的形式下使用。
铝-硼碳化物的金属陶瓷及其合金能以轻质的结构而兼具高硬度与高韧度。由于硼的碳化物是一种优越的中子吸收体，因而这类金属陶瓷也会是极出色的中子吸收体。
铝-硼碳化物的复合材料及其合金将陶瓷与金属材料的有用性质综合到一个体系中。特别是此类复合材料能通过各种处理方式来控制其性质，由此获得高模量、高硬度、低密度和高的断裂韧度。
铝-硼碳化物的复合材料及其合金的可能应用包括但不限于轻质结构、切割工具、废核燃料的贮存设备、抗辐射结构、涡轮机的冷、热部件、耐冲击结构、耐磨损与蚀损的材料、半导性器件，以及要求提高抗热震稳定性和有高度化学稳定性的构件。由于具有连续性的金属相，因而这种复合材料能提供满足延展性、导热和/或导电性要求的母体材料。
本发明主要是相对于铝来进行描述的，但可以按相同的方法应用于与硼的碳化物起反应的其它一些金属上，形成相似的复合材料或金属陶瓷。这些金属包括As、Ba、Be、Ca、Co、Cr、Fe、Hf、Ir、La、Li、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Ni、Os、Pd、Pt、Pu、Re、Rh、Ru、Sc、Si、Sr、Ta、Tc、Th、Ti、U、V、W、Y与Zr。此外，上述金属的合金以及在处理过程中能还原为金属形式的上述金属的化合物，都能用于这种目的。
使硼的碳化物与铝或其它活性金属形成复合材料的方法以及所形成的复合材料，现描述于下。这种方法包括三个主要步骤1)固结或配置原始材料，2)产生正确的毛细作用的热力学条件或润湿原始材料，3)使原始材料起反应生产出所需要的复合材料。尽管固结步骤是在另两步骤之前进行，但由于它们会提出固结步骤中必然会遇到的某些要求，因而先对湿润与反应这两个步骤进行叙述。
毛细作用热力学活性金属-硼碳化物中的固结机理(微结构重排动力学)在极大程度上取决于反应液相的烧结。为了使这种现象发生，就必须实现液态金属相在固态硼碳化物陶瓷相上低接触角的毛细作用热力学准则。这一条件常视作为湿润，在图2A与2B中作了示意性的说明。
湿润定义为可使固-液界面得以形成的任何过程。湿润的推动力来自体系中自由能的减少，这里的体系是指固相、液相与汽相共存的体系。
早期热力学把湿润解释为共存的固相、液相与汽相处于化学平衡。然而在高温下，活性金属-硼碳化物的混合物则具有不处在化学平衡下的固相、液相与汽相的界面;因而活性金属一词用来指这些组成。在化学不平衡的条件下，化学反应(反应热力学)对界面能的影响必须考虑，因为这些固相、液相与汽相会通过该界面相互反应而达到化学平衡态。在那些非平衡的动力学状态中，界面能与接触角是连续变化的。这种状况一直保持到该体系达到化学平衡态。
经过陶瓷-金属界面上的质量传递导致体系的自由能的净减。质量的传递通常起始于并保持在烧结过程中，直至达到化学平衡。如果体系的自由能不减少，则反应就不会进行。在活性金属-硼碳化物的复合料中，自由能总是趋于减少，结果就会形成某些反应产物。
接触角的测量结果可以作为上述湿润现象的定量描述。通过对硼碳化物-陶瓷相抛光基片上面的金属或合金相加热，就容易做到这一点。然后在原位或在加热和记录后测量接触角。
作为例子，图3中给出了铝在硼碳化物基片上的接触角数据，这里把接触角视作为真空或氩气氛中相对于各种温度下的时间的函数。
在从事接触角测量时，重要的是要考虑到温度、时间和气氛等参数。没有这三个关联的变数，就不能准确地重现为获得所需湿润状态所必须的条件。铝的处理温度在约1050℃至约1250℃的范围内;处理的典型时间约2-10分钟。
由于活性金属-硼碳化物的复合料在其陶瓷-金属界面上经历着质量传递，因而时间参数就特别重要。例如在真空条件下经900℃历两分钟的热处理所获得的微结构，由于未能允许界面反应发生，将会是很弱的。这类界面反应对于本发明中第一个步骤，在确保陶瓷-金属界面上具有最大键合力方面至关重要。与之相似，在真空中于1300℃下压100分钟热处理所导致的微结构，由于让界面反应发生得过头，仍然是一种很弱的结构。这就是说，在此种陶瓷-金属界面处的反应动力学被过大的加速了，因而没有留下为这种复合材料提供任何结构完整性的金属相。
气氛的参数也是重要的，因为湿润行为的温度-时间曲线能够发生位移。这一点能够产生显著影响，特别是此种活性金属相在某些处理温度的等温线上具有低的蒸汽压时。
本发明第一个步骤中的关键在于，必须根据接触角数据来选择居中的温度-时间处理窗口，以确保一开始就可实现良好的界面键合，同时避免通过蒸发或加速的反应动力学而使金属或合金相完全耗尽。
反应热力学如果发生有活性液相的烧结现象，则金属-硼碳化物的混合物必须满足反应热力学的准则，即固态的硼碳化物-陶瓷相以及任何亚稳的AlxByCz、AlxBy、AlxCy等化合物或固态溶液将部分地溶解于所存在的液态金属或合金相中。
要想全面地了解一种特定的活性金属-硼碳化物复合料，将如何在不同的处理等温线上反应，首先就应考虑这种特定组成的反应序列。仅仅考察相平衡数据(即B-C-金属、B-金属与C-金属相图)常常是不够的。这是因为这些活性金属成分常常构成亚稳相，而后者是不能据相平衡数据看出的。在绝大多数情形下，甚至热力学平衡数据也是无法利用的。因此，必须采用X射线衍射、能量色散光谱学、光学与电子显微镜/显微探针等仪器，以进行精细的研究。这些研究必须在此类复合料处理历程的一步步过程中进行，以正确地测定包括每种特定微结构在内的亚稳态与平衡态反应产物。这样的精细研究结果能获得一个可作为调整此种微结构用的反应序列图。此外，这样的反应序列图还可具体规定出对于任一给定的热处理所能获得的物质的组成。
根据上述反应序列图来处理活性金属-硼碳化物原始组成料，则是本发明的第二个步骤。该步骤中，通过调整构成最终微结构的反应产物，能够引入选定的材料性质。
这些反应产物可以取为平衡相或能够凝固于此种微结构中的亚稳态条件。
铝-硼碳化物的原始组成的反应序列图示于图4。这种硼碳化物和铝的初始混合物表明在该图的上端。尽管硼碳化物按化学当量计算表示为B4C，但同样可以采用其它化学计量或这些化学计量的组合来表示硼碳化物。硼碳化物的化学计量范围是无限制的，图5中示明了硼碳化物的均一性范围。特别示明了从9至20碳原子百分数的硼和碳的固溶性范围。
一旦满足了必要步骤1的毛细作用热力学条件，各相之间出现的紧密接触就能允许利用上述的反应序列图来调整热处理。反应温度的范围从约800℃至约1400℃。反应时间可以相当地短，例如约10分钟，或非常之长，例如若干个小时或更长，根据所需的产物而定。
图4中示明的亚稳的和平衡反应的产物，是铝-硼碳化物复合材料在800℃、900℃、1000℃、1200℃、1300℃与1400℃下处理的结果。从图中可以看到，没有一种复合材料是由单一的相或单一的化合物构成，倒是在此种微结构的任何三个相邻相之间有了局部的平衡。
例如，900℃热处理的结果得到了由七种相组成的一种微结构，它们之间的相对数量以B-C-Al三元相图中点的大小来标明。另一个是在1300℃时热处理的例子，在这种微结构中只有六个相，然而，此种复合料的化学性质业已显著改变。自然，铝和硼碳化物的实际数量要取决于这些组分开始时的混合物比。一般地说，在大于约1200℃的较高温度下，必须要有大于50%(体积)的铝的高原始组成。要是在低于约1200℃的较低温度下作热处理时，就可以采用少得多的铝量。为了产生出完全致密的结构，要求有足够量的铝来充填微结构中所有的空隙或空洞。
根据上述步骤对原始材料作热处理的结果，使得在这些复合材料中形成了一种未鉴别的相(Z相)。这种新相的精确结构及其机械性质迄今还是不清楚的。此种相的存在已被证实，作为鉴别它的标志的X射线衍射图示明于表Ⅰ。初步的研究结果指出，这种相或许可能是一种新型结构。
本发明步骤2中由铝-硼碳化物复合料的反应序列而获得的复合材料汇总于表Ⅱ。
图4中还表明了经过延长时间热处理的材料的两种组成。例如，在800℃作延长时间的热处理会得到相同的反应产物，仅仅是它们的相对数量有了变化而已。X相为一种富铝相，当所有的铝反应之后，这种相及最后的AlB2和AlB12C2将分解成一些平衡产物，如图中硼碳化物，α-AlB12与Al4C3的可相容三角形(虚线)所示明的。
另一方面，在1400℃过长时间的热处理将不仅改变既有相之间的相对数量，还将改变此种复合材料的化学性质。这样，一旦从此微结构X中耗尽了铝，Al4C3与固溶液Al4B1-3C4的固溶液就分解成硼碳化物、AlB24C4与碳的可相容三角形。
本发明步骤2中的关键在于，至少在某种程度上能够调整此类活性金属-硼碳化物的微结构。上述事实的实用性示明于表Ⅲ中，其中给出了铝-硼碳化物金属陶瓷反应产物的硬度值。由于硬度能够同许多其它的机械性质相关连，显然，这类活性金属-硼碳化物的复合材料通过选择热处理参数，具有了所需机械性质的结构。
烧成前的固结第三个步骤是固结，要求产生出完全致密的结构，即孔隙度达到可以忽略的程度。尽管在实际作业中，本发明的步骤3显然是在步骤1与步骤2之前，然而非常重要的是，要考虑这两个步骤去确定活性金属-硼碳化物体系能否提供这样一种微结构，使之具有人们拟作某种特殊应用时所需要的性质。
活性金属-硼碳化物金属陶瓷能够热压或高强度压制成完全致密体，只要在此微结构中首先能达到步骤一中的毛细作用热力学准则。没有后一步，所压成的微结构有可能大大地弱于在满足这一条件下所得到的微结构。
在上述这些加压技术中常常需要很高的设备投资，成为制造此类复合材料在经济上的一个缺点。能避免这种耗费的一种方法是仅仅通过反应液相的烧结，来使这类复合材料达到其最大限度的密度。为此，必须合适地制备好这种合成材料预烧成的生坯。
上述的合适的制备方法包括三步选择适当的初始粒度、使硼碳化物与活性金属二者的粉末共同分散，同时以一种极其均匀一致的方式使这种共同分散的粉末固结。
选择正确的粒度是很重要的，因为这直接影响到致密化与反应热力的动力学。这就是说，较大的硼碳化物初始粉末(例如粒度为5～50微米)，比起亚微米级的硼碳化物初始粉末来，所能利用的表面积要小的多。
较大的粉末由于它们的表面积较小，在反应液相的烧结过程中将运动得较慢，从而在烧成之际含有较多的时间作微结构重排。时间的增多，对于在烧成体中实现较高的密度(即较低的孔隙度)是一个优点。
不过，并非总是要求较大粒度的初始组分，因为这会造成较大粒度的复合材料微结构，而一般情况下，它们的强度就不如具有较小粒度微结构的相似组成的强度。然而更为重要的是，此种较大粒度的初始组分的预烧固结体常给未烧成件或生坯中带来很大的不均匀和不一致性。这就是为什么常规的干混、湿混与球磨技术不能象单独采用反应液相烧结那样，使生坯能够实现最大密度的原因。从而也就需要加压。
通过采用较小粒度的初始粉末，例如粒度小到5微米以下直至亚微米级的，就能获得组分均匀一致分布的生坯。但尤其重要的是，这样能获得缺陷(即孔隙)均匀分布的生坯微结构，这样的缺陷小到能仅仅靠反应液相的烧结作用而密实化，从而不再需要加压就能获得完全致密的最终复合材料体。
为了取得均匀和一致的固结生坯，需要对初始组分粉末分级，即分级在很窄的粒度分布内。可用空气分级器或连续式离心机来完成这种分级。这是控制预烧成生坯填充形态的第一步。例如，可以设想硼碳化物与铝的初始粉末是一些大小相等的理想球体。假设于生坯的固结过程中，在一定容积的空间中每一个点上都充填有一个球体，则最大的生坯密度可达74%的理论值。然而为了实现最高限的密度值，仍要求在烧结中很好地重排。为了进一步提高这一生坯密度值，能够采用粒度更要小的理想球体初始组分，这种组分要适合填入原先假设已严密充填的微结构的间隙。根据这种双模式的填充形态，孔隙度的分布将会十分均匀而且要比单一粒度生坯中的小得多。理想的双模式生坯密度，可以有大于90%理论值的预烧成密度，因而在为了实现最高限度密度值的反应液相烧结中，只须作远少得多的重排。
控制填充形态的第二步是使初始组分共同分散，以确保粉末在悬浮液中紧密混合。作为理想的情形可考虑这样一种情形，其中的每一悬浮硼碳化物颗粒仅仅同悬浮的一些铝颗粒邻接，而每一悬浮的铝颗粒则又仅仅是与悬浮的一些硼碳化物颗粒相邻。虽然这种理想状况是不可能得到的，然而通过选择适当的分散介质是能够接近这一条件的。
为了使硼碳化物与活性金属二者的粉末共同分散，要求在同类与不同类的粉末之间的排斥力达到最大。这样就能保证，在生坯的预烧成固结中获得最大的均匀而致密的填充形态。为了使组成的均匀性与一致性达到最大，重要的是应搅拌这些共同分散的初始粉末，最好是用超声的方法，例如用超声探头或超声浴。
分散的方法可以分为静电式的或空间式的，或这两者的综合。静电分散的基础在于控制与每一颗粒及其周围液体相关的电荷，而以双层扩散理论为根据。空间分散则涉及到采用溶剂或溶剂与表面活性剂。溶剂可分为极性的与非极性的。表面活性剂则可分为阴离子的、阳离子的、非离子的或两性的。这类表面活性剂的性质及其典型结构示明在表Ⅳ中，该表说明了可用于本发明中的典型表面活化剂。
采用可部分溶解于某种特殊溶剂的表面活性剂，就能在全体颗粒之间取得最大的斥力。这是由于每一颗粒表面上的聚合物(表面活性剂)吸收层象伸出的指状物那样凸起，从颗粒的表面指向外方。在固结中，这些指状物伸向相邻颗粒的其它指状物，这样就形成了一种均匀与一致的生坯。
使硼碳化物与铝这两者的初始粉末共同分散的方法，包括但并不限于采用甲醇(一种极性溶剂)或采用苯、甲苯或四氯化碳(非极性溶剂类)连同一种约有七十个碳原子附到琥珀酸基上的聚丁烯表面活性剂，后者同二亚乙基三胺起反应。
控制填充形态的最后一步涉及到，将这些固体组分实际固结成预烧成坯。为此必须采用一种能除去此种分散流体的方法。可以采用的两种固结方法是滑移浇注或离心浇注。
滑移浇注是以上两种方法中最简单的一种，它涉及把共同分散的固态-液态混合物注入不溶于那种分散介质的多孔性模具中。使此种模具的内腔形状适合于部件所需的几何尺寸。流体基本上从粉末的周围被吸足，而使这些粉末留下成为一种极其一致和均匀的结构态，使整个生坯上最小尺寸的缺陷分布得非常均一。
离心浇注涉及到采用一个位于离心机之上的模具。向心加速度使得质量较大的固体固结于该模具的底部，而质量较小的分散液流体则被驱使到模具的上部。稍后把这种流体作为多余的上层清液滗涂掉。
要是模制成形中的生坯具有复杂的几何结构而要求有较大的便于处理的强度时，则亦可在其中采用低温粘合剂。
一旦获得了实现最优填充形态的条件，即本发明的步骤3后，然后就应利用本发明的步骤1和2，去获取具有适合应用目的之微结构的高密度(即低孔隙度)的烧成体。
应用热力学的基本准则作为热处理的原理并通过采用胶体固结技术，能够制成硬质的而且潜存有韧性的轻质铝-硼碳化物金属陶瓷。这些方法同样适用于其它的活性金属-硼碳化物复合材料。
在这类复合料的烧成步骤中，烧结是通过形成一种活性液态金属相而发生的，而硼碳化物陶瓷相则可部分地溶解于那种液态金属相中。烧成过程中，由于在硼碳化物-金属界面上的化学反应而发生不平衡的湿润条件。这些反应在加热中共存的固、液与汽相的表面能中形成一种动态，结果是降低了体系的自由能，造成了活性液态金属的分布。
在将复合料热处理成具有所需微结构的组成之前，只要求实现最优的毛细作用热力学条件。这一最优条件使得在陶瓷-金属界面上的界面结合力达到最大。此外，这种最优条件还能在初始组分间实现紧密接触，而且在通过胶体技术而制得生坯时，使这样的紧密接触达到最大限度。正是这种界面结合力和紧密的相接触最大化，才使得通过热力学反应生成的各相作为一个整体影响到复合材料的性质。
现在已制成了铝-硼碳化物这样的微结构，使破裂模数(MOR)超过110千磅/平方英寸，断裂韧度(KIC)高于12千磅/平方英寸。图1表明了上述这些性质，同各种可获得的据现有工艺制得的各种材料的性质相比较的情况。
例Ⅰ从5微米平均直径，80%(体积)的B4C与20%(体积)的Al开始。用超声探头于乙醇中混合。在熟石膏模中进行滑移浇注。从模具中取出粉末体并在10000磅/平方英寸的压力下冷压。取出压片，置于炉中加热至1050℃保持10分钟。降温至800℃并于此保持24小时。结果使复合材料中包括34%(体积) 32%(体积) 23%(体积) 5%(体积)Z相 B4C AlB2Al3%(体积) 2%(体积) 1%(体积)α-AlB12-Al4C3AlB12C2
例Ⅱ从50微米平均直径，30%(体积)的B4C-70%(体积)的Al开始。用超声探头于甲醇中混合。于熟石膏模中进行滑移浇注。取出粉末体，冷压至10000磅/平方英寸。取出压片，置于炉中加热至1220℃保持5分钟。升温至1400℃并于此保持6小时。结果是42%(体积) 15%(体积) 13%(体积) 11%(体积)Al Al4C3AlB24C4B4C9%(体积) 7%(体积) 3%(体积)Al4B1-3C4X相其它(AlB12C2，α-AlB12，C)在不偏离本发明的适用范围的前提下，可以对上面具体描述的实施例作出变动和改进，而这种适用范围则仅仅受所附权利要求
书申请保护的范围的限制。
表Ⅰ富铝相，Ⅹd观察值(埃) d计算值(埃) Ⅰ/Ⅰ0h k l遮掩 3.8822 遮掩 0 0 32.964 2.950 100 1 0 12.714 2.702 50 1 0 22.1071 2.109 45 1 0 41.9411 1.9467 20 0 0 61.8547 1.8542 30 1 0 51.7585 1.7600 70 1 1 01.2991 1.2978 25 0 0 9中间结构在六方晶系与三方角晶系之间a＝3.52埃 c＝11.68埃表Ⅱ铝-硼碳化物金属陶瓷的物质组成热处理温度物质组成＊800℃ Ⅹ，AlB2，α-AlB12，AlB12C2，Al4C3900℃ Ⅹ，AlB2，α-AlB12，AlB12C2，Al4C31000℃ Ⅹ，AlB2，α-AlB12，AlB12C2，Al4C31100℃ Ⅹ，AlB2，α-AlB12，AlB12C2，Al4C31200℃ Ⅹ，α-AlB12，AlB12C2，Al4C31300℃ Ⅹ，α-AlB12，AlB12C2，Al4C3，AlB24C4，1400℃ Ⅹ，α-AlB12，AlB12C2，Al4C3，AlB24C4，Al4B1-3C4＊还有硼碳化物与铝或它们的各种合金或游离碳附注还可能存在痕量的B-C-Al的其它相表Ⅱ显微硬度 密度相 (公斤/平方毫米) (克/立方厘米)B4C 2750-4950 2.52AlB2900 3.16α-AlB122600 2.56AlB24C4(AlB10) 2530-2650 2.54AlB12C2- 2.63Al4C3- 2.93Al 19 2.70
勘误表 CPCH86623权利要求
1.包括具有可调微结构的一种铝-硼碳化物复合材料在内的物质组成，它至少具有以下各种相中的任意四种(a)AlB2，(b)α-AlB12，(c)Al-B12C2，(d)Al4C3，(e)AlB24C4，(f)Al4B1-3C4，(g)含碳、硼和铝的一种相，其X射线衍射图如表Ⅰ所示，(h)B4C，以及(g)一种铝相，均匀地分布于此种复合料中。
2.按照权利要求
1中的组成，其中，复合材料陶瓷-金属界面上的粘结力实质上已最大化。
3.按照权利要求
1中的组成，包括一种含硼、碳和铝的相，并显示出表I所示的X射线衍射图。
4.按照权利要求
1中的组成，至少包括以下四个相AlB2、α-AlB12、AlB12C2与Al4C3。
5.按照权利要求
1中的物质组成，其中的复合料基本上是完全致密的。
6.按照权利要求
2中的物质组成，其中的复合料基本上是完全致密的。
7.按照权利要求
3中的物质组成，其中的复合料基本上是完全致密的。
8.按照权利要求
4中的物质组成，其中的复合料基本上是完全致密的。
9.含硼、碳与铝的一种物质组成，显示出表I给出的X射线衍射图。
10.包括硼碳化物和一种与硼碳化物反应的金属在内的物质组成，它同时具有一批均匀分布于金属相中的陶瓷相，所说的金属从选自下面这一组中Al、As、Ba、Be、Ca、Co、Cr、Fe、Hf、Ir、La、Li、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Ni、Os、Pd、Pt、Pu、Re、Rh、Ru、Sc、Si、Sr、Ta、Tc、Th、Ti、U、V、W、Y与Zr以及它们的合金，还有在热处理过程中可还原为金属形式的以上金属的化合物。
11.按照权利要求
10中的组成，其中在它的复合料中陶瓷-金属界面上的结合力基本上已达最大限度。
12.按照权利要求
10中的组成，其中的复合料基本上是完全致密的。
13.包括按照权利要求
1的组成而形成的构件在内的一种制品。
14.包括按照权利要求
4的组成而形成的构件在内的一种制品。
15.包括按照权利要求
3的组成而形成的构件在内的一种制品。
16.包括按照权利要求
12的组成而形成的构件在内的一种制品。
17.生产一种活性金属-硼碳化物复合材料的方法，包括以一种与硼碳化物起反应的金属、或这些金属的合金、或可以在热处理还原为这类金属的化合物来润湿硼碳化物;使此种硼碳化物与金属反应生成一种多相结构，其中的陶瓷相均匀分布于金属相中，而在此种复合料的陶瓷-金属界面上的结合力基本上达到最大。
18.按照权利要求
17的方法，其中的金属选自下列的组中Al、As、Ba、Be、Ca、Co、Cr、Fe、Hf、Ir、La、Li、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Ni、Os、Pd、Pt、Pu、Re、Rh、Ru、Sc、Si、Sr、Ta、Tc、Th、Ti、U、V、W、Y与Zr。
19.按照权利要求
18中的方法，其中的金属是铝。
20.按照权利要求
19中的方法，其中的湿润步骤是在加温到约1050℃-1250℃下进行。
21.按照权利要求
20中的方法，包括加热的时间为约2-10分钟。
22.按照权利要求
19中的方法，其中的反应步骤是在加热到-温度范围约800℃-1400℃下进行。
23.按照权利要求
22中的方法，包括加热的时间至少为约10分钟。
24.按照权利要求
17中的方法还包括在湿润与反应之前，使硼碳化物与活性金属大致均匀地固结。
25.按照权利要求
24中的方法，其中的固结步骤按以下方式进行将硼碳化物与金属形成预定大小的颗粒;使这些颗粒共同分散;固结这些共同分散的颗粒。
26.按照权利要求
25中的方法，其中所形成的颗粒大小范围为约50微米至1微米以下。
27.按照权利要求
26中的方法，包括将此种颗粒至少形成两类大不相同的尺寸。
28.按照权利要求
25中的方法，其中的共同分散步骤是把这些颗粒置于一种溶剂中进行的。
29.按照权利要求
28中的方法，还包括将一种表面活性剂添加入该溶剂中。
30.按照权利要求
28中的方法，对铝而言，上述这种溶剂是甲醇、苯、甲苯或四氯化碳。
31.按照权利要求
25中的方法，其中使共同分散的颗粒固结的步骤是由滑移浇注法进行的。
32.按照权利要求
25中的方法，其中使共同分散的颗粒固结的步骤是由离心浇注法进行的。
专利摘要
本发明是关于多项的硬质韧性轻质活性金属-硼碳化物，特别是铝-硼碳化物复合材料。提供的方法包括湿润初始料并使之反应，借此可控制地选择所得复合材料的微结构。控制热处理与最终材料组成的参数是原始组成，反应的温度、时间与气氛。陶瓷相均布于金属相中，二者界面上的结合力最大。采用了初始固结步骤使复合料具最大密度。生产出的铝-硼碳化物金属陶瓷微结构的断裂模量超过110千磅/吋
文档编号C22C29/14GK86103862SQ86103862
公开日1987年1月21日 申请日期1986年5月5日
发明者丹尼·C·霍尔沃森, 亚历克桑德·J·皮齐克, 伊尔汉·A·阿克塞 申请人:加州大学评议会导出引文BiBTeX, EndNote, RefMan