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HINTERGRUND
DER ERFINDUNG
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Die Erfindung betrifft ein Verbundmaterial
mit Verstärkung,
vorzugsweise Partikel aus feuerfester Keramik oder Diamant, welche
in einer amorphem Metallmatrix gebunden sind.
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Harte Materialien, wie Diamant und
bestimmte Carbide, Boride und Nitride, werden weit verbreitet genutzt,
um andere, weichere Materialien, wie Metalle, zu schneiden. Große einzelne
Stücke
dieser harten Materialien sind für
viele Schneidwerkzeug-Anwendungen zu brüchig und zu teuer.
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Eine Verbundwerkzeug-Technologie
zum Einsatz kleinerer Stücke
solcher Materialien in Schneidwerkzeugen hat sich über die
Jahre entwickelt. In diesem Ansatz werden kleine Partikel des harten
Materials bei hohen Temperaturen in einer Matrix aus einem Metall,
wie Nickel- oder Kobaltlegierung, durch Flüssigphasensintern gebunden. Nach
Abkühlen
sind in dem sich ergebenden Verbundmaterial die Partikel des harten
Materials über die
Metallmatrix verteilt. Die Metallmatrix verbindet die Partikel miteinander,
verleiht Bruchhärte
und vermittelt dem Gegenstand Wärmeleitfähigkeit.
Als ein Beispiel für
diesen Materialtyp werden Schneidwerkzeuge aus Wolframcarbid/Kobalt-Legierung kommerziell
weit verbreitet genutzt.
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Der ausgedehnte Kontakt zwischen
dem abrasiven Material und dem geschmolzenen Metall bei sehr hohen
Temperaturen kann zu chemischen Wechselwirkungen zwischen den Partikeln
und dem geschmolzenen Metall führen,
insbesondere in Gegenwart von reaktiven Legierungszusätzen zum
Matrixmaterial. Die chemischen Reaktionen können zur Bildung von brüchigen,
intermetallischen Reaktionsprodukten an der Partikel/Matrix-Grenzfläche oder
innerhalb der Matrix führen.
Nach Abkühlen
können
die Reaktionsprodukte die Eigenschaften des Verbundmaterials nachteilig
beeinträchtigen.
Eine Lösung
für das
Problem ist, die Partikel mit einer reaktionshemmenden Beschichtung
zu überziehen,
jedoch sind solche Beschichtungen typisch teuer in der Anwendung
und haben oft eine begrenzte Wirksamkeit. Dementsprechend sind die
Wahlmöglichkeiten
für das
Matrixmaterial manchmal stark eingeschränkt, wenn das Vorliegen von
reaktiven Bestandteilen vermieden werden soll. Die Matrix kann demzufolge
relativ weich, schwach und empfindlich auf Korrosionsschäden sein.
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Demzufolge gibt es einen Bedarf für ein verbessertes
Verbundmaterial von Verstärkungspartikeln,
insbesondere Diamant- oder feuerfeste Keramikpartikel, welche in
einer Matrix verteilt sind. Eine solches verbessertes Material würde eine
sofortige Verwendung in Schneidwerkzeugen und auch in anderen Anwendungen,
wie harten Deckschichten und Strukturen mit einem hohen Festigkeit-zu-Gewicht-Verhältnis, finden.
Die vorliegende Erfindung befriedigt diesen Bedarf und bietet diesbezügliche Vorteile.
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ZUSAMMENFASSUNG
DER ERFINDUNG
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Die Erfindung zeigt ein Metallmatrix-Verbundmaterial
mit miteinander durch eine amorphe Metallmatrix verbundenen Verstärkungsmaterialien, und
ein Verfahren zum Herstellen des Verbundmaterials. Ein weiter Bereich
von Typen von Verstärkungsmaterialien
kann verwendet werden. In einem bevorzugten Ansatz wird ein als
Grundstoff sich verfestigendes amorphes Material verwendet, welches
vielmehr die Herstellung großer
Stücke
aus Verbundmaterial in Werkzeuggröße anstelle von dünnen Bändern ermöglicht.
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Erfindungsgemäß umfasst ein Verfahren zum
Herstellen eines, eine Verstärkung
enthaltenden Metallmatrix-Verbundmaterials die Schritte des Bereitstellens
eines Metalls mit der Fähigkeit
den amorphen Zustand beizubehalten, wenn es von seiner Schmelze
mit einer kritischen Kühlrate
von nicht mehr als 500°C
pro Sekunde gekühlt
wird, und des Bereitstellens wenigstens eines Stücks Verstärkungsmaterial, welches anfangs
von dem Metall getrennt ist. Das Verfahren umfasst ferner das Schmelzen
des Metalls und das Dispergieren des wenigstens eines Stücks Verstärkungsmaterial
in der Schmelze, um eine Mischung herzustellen, und das Verfestigen
der Mischung mit einer Kühlrate
von nicht weniger als der kritischen Kühlrate.
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Stärker bevorzugt umfasst das
Verfahren die Verwendung einer Vielzahl von Stücken des Verstärkungsmaterials.
Die Verstärkungsstücke, auch
Partikel genannt, können
im allgemeinen in der Art von Fasern gleichgerichtet oder gelängt werden.
Der Schritt des Dispergierens wird in wünschenswerter Weise entweder
durch Herstellen einer Masse aus geschmolzenem Metall in einem Schmelztiegel
und Mischen der Stücke
des Verstärkungsmaterials
in die Masse aus geschmolzenem Metall oder durch Herstellen einer
Masse von Stücken
des Verstärkungsmaterials,
Schmelzen des Metalls und Infiltrieren des geschmolzenen Metalls
in die Masse von Stücken des
Verstärkungsmaterials
erreicht.
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Die Verstärkungen sind am stärksten bevorzugt
Diamant oder feuerfeste Keramik mit Schmelzpunkten von wenigstens
600°C oberhalb
dem Schmelzpunkt der amorphen Metallmatrix und weisen ebenso eine
ausgezeichnete Stabilität,
Festigkeit und Härte
auf. Das Metallmatrixmaterial ist ein als Grundstoff sich verfestigendes
amorphes Material, in welchem der amorphe Zustand durch Kühlen von
der Schmelze bei einer Rate von nicht mehr als 500°C pro Sekunde
beibehalten werden kann. Das Metallmatrixmaterial sollte einen Schmelzpunkt
von wenigstens 600°C,
vorzugsweise mehr, unterhalb des Schmelzpunkts des feuerfesten Materials
aufweisen.
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Aufgrund der hohen Oberflächenenergie
und dem geringen Schmelzpunkt der amorphen Grundstofflegierung,
werden die verschiedenen Typen von Verstärkungen von der geschmolzenen
amorphen Legierung gut benetzt. Der Verbund wird somit bei einer
relativ geringen Temperatur ohne einen nennenswerten Abbau der Verstärkung und
in überraschender
Weise ohne wesentliche Kristallisierung der Matrixlegierung gebildet.
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In dem Verbundmaterial der Erfindung
verbindet die amorphe Metallmatrix die Verstärkungspartikel miteinander.
Die Partikel werden während
der Herstellung aufgrund des geringen Schmelzpunkts und der Zusammensetzung
des Matrixmaterials nicht abgebaut und können deshalb ihr volles Potenzial
in einem Schneidwerkzeug erreichen. Überdies ist die amorphe Matrix
selbst hart und fest, so dass sie sich im Gebrauch nicht abbaut
oder schnell verschleißt, ist
jedoch ausreichend duktil und bruchbeständig. Das Verbundmaterial ist
deshalb als ein Schneidwerkzeug, das hart und dennoch verschleißbeständig ist,
einsetzbar. Das amorphe Material ist auch in hohem Maße korrosionsbeständig, weil
es keine inneren Korngrenzen aufweist, die als bevorzugte Stellen
für die
Korrosionseinleitung dienen. Eine Korrosionsbeständigkeit ist wünschenswert,
weil erwartet wird, dass die Verbundmaterialien der Erfindung während des
Gebrauchs einer korrosiven Umgebung ausgesetzt sind. Beispielsweise
werden Schneidwerkzeuge oft mit Kühlmitteln und Schmiermitteln verwendet,
die eine Korrosion verursachen können.
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Weitere Merkmale und Vorteile der
vorliegenden Erfindung ergeben sich aus der folgenden genaueren
Beschreibung der bevorzugten Ausführung in Verbindung mit den
beigefügten
Zeichnungen, welche beispielhaft die Prinzipien der Erfindung zeigen.
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KURZE BESCHREIBUNG
DER ZEICHNUNGEN
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1 ist
eine Zeichnung der Mikrostruktur des Materials der Erfindung;
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2 ist
eine Draufsicht eines ersten Typs Schneidwerkzeug, welches unter
Verwendung des Materials der Erfindung hergestellt ist;
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3 ist
eine Draufsicht eines zweiten Typs Schneidwerkzeug, welches unter
Verwendung des Materials der Erfindung hergestellt ist;
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4 ist
ein Flussdiagramm für
einen bevorzugten Ansatz zum Herstellen des Materials von 1; und
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5 zeigt
den Verlauf des Wärmeausdehnungskoeffizienten
als eine Funktion der Temperatur für Metalle, Keramik und die
bevorzugte, als Grundstoff sich verfestigende Matrixlegierung.
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GENAUE BESCHREIBUNG
DER ERFINDUNG
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1 veranschaulicht
eine idealisierte Mikrostruktur eines Verbundmaterials 20,
welches in dem vorliegenden Ansatz hergestellt wird. Das Verbundmaterial 20 ist
eine Mischung aus zwei Phasen, einer Verstärkungsphase 22 und
einer Metallmatrixphase 24, welche die Verstärkungsphase 22 umgibt und
bindet.
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In einer Ausführung der Erfindung, bei welcher
eine im wesentlichen einheitliche Anordnung der Verstärkungspartikelphase
innerhalb der Metallmatrixphase erreicht wird, nimmt die Verstärkungsphase 22 in
wünschenswerter
Weise von 50 bis 90 Volumenprozent der Summe aus der Verstärkungsphase
und der Metallmatrixphase ein, obgleich prozentuale Phasenanteile
außerhalb
dieses Bereichs verwendbar sind. Wenn die Verstärkungsphase in einem kleineren
prozentualen Volumenanteil vorliegt, wird es bei einer Verminderung
der Menge der Verstärkungsphase
zunehmend schwieriger eine einheitliche Dispersion der Verstärkungsphase
innerhalb der Metallmatrixphase unter Einsatz der bevorzugten Schmelzherstellungstechnik
herzustellen. Der Verbund weist dann auch eine unzureichende Härte für Schneidwerkzeuganwendungen
auf. Wenn die Verstärkungsphase
in einem höheren
prozentualen Volumenanteil vorliegt, ist es schwierig eine homogene
Mischung mit einer die Verstärkungspartikel umgebenden
und benetzenden Matrixphase herzustellen. Zudem weist das Verbundmaterial
dann eine nicht annehmbar niedrige Bruchbeständigkeit auf. In einer am stärksten bevorzugten
Form dieser Ausführung
nimmt die Verstärkungsphase
von 70 bis 85 Volumenprozent des Gesamtmaterials ein. Diese Ausführung wird
in wünschenswerter
Weise für
Schneidwerkzeuge und dergleichen verwendet.
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In einer weiteren Ausführung liegt
ein kleinerer prozentualer Volumenanteil der Verstärkung in
einem Verbundmaterial vor, in welchem die Verstärkungsphase an der Oberfläche des
Materials konzentriert ist. Es ist beobachtet worden, dass für niedrige
prozentuale Volumenanteile der in dem Verbundmaterial vorliegenden
Verstärkung,
wenn die Matrixphase gekühlt
wird und zunehmend viskös
wird, sich die Verstärkungspartikel
vorzugsweise zur Oberfläche
des Verbundmaterials hin abscheiden. Diese Form der Erfindung kann
viel kleinere prozentuale Volumenanteile der Verstärkung in
dem Verbundmaterial verwenden, und ist besonders wertvoll, wenn das
Endmaterial für
Anwendungen wie Oberflächenendbearbeitung
oder Polieren verwendet werden soll.
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Die 2 und 3 zeigen Schneidwerkzeuge, welche
aus dem Material der Erfindung, wie in 1 gezeigt, hergestellt sind. Diese Schneidwerkzeuge sind
zur Veranschaulichung gezeigt und andere Geometrien können hergestellt
werden, wie zum Beispiel Bohrer, Fräser, Schneidklingen und Schneidräder. Das
Schneidwerkzeug 26 von 2 ist
vollständig
aus dem Verbundmaterial 20 gefertigt. Alternativ weist
das Schneidwerkzeug 28 von 3 nur
einen aus dem Verbundmaterial 20 hergestellten Schneideinsatz 30 auf.
Der Schneideinsatz 30 ist mit einem aus Stahl oder einem
anderen preiswerten Material gefertigten Werkzeugträger 32 verbunden oder
daran befestigt.
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4 zeigt
ein Verfahren zum Herstellen von Stücken des Verbundmaterials 20 und/oder
Gegenständen,
welche aus dem Verbundmaterial 20 hergestellt sind. Zunächst werden
Verstärkungspartikel
bereitgestellt, Bezugszahl 40. Die Verstärkungspartikel haben
vorzugsweise eine Größe von 840
bis 88 μm zur
Verwendung beim Schneiden, Bohren, Mahlen und vergleichbaren Anwendungen.
Die Verstärkungspartikel
sind zur Verwendung in Polieranwendungen vorzugsweise kleiner als
dieser Bereich. Für Schneid-
und Polieranwendungen haben die Verstärkungspartikel typisch keine
perfekte regelmäßige Gestalt,
sind jedoch im allgemeinen gleichgerichtet und unregelmäßig geformt,
wie in 1 gezeigt ist. Die
angegebene Abmessung ist eine ungefähre maximale Abmessung der
Partikel. Am stärksten
bevorzugt haben die Verstärkungspartikel
eine Größe von 840
bis 177 μm
für Schneidanwendungen.
Die Verstärkungsphase
kann auch in einer Dimension als eine Faser oder in zwei Dimensionen
als Plättchen gelängt werden.
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Wo Diamantpartikel verwendet werden,
sind blockförmige
Diamanten für
Schneidanwendungen mit Stoßkräften am
stärksten
bevorzugt. Jedoch sind andere Formen von Diamantpartikeln akzeptabel. Jede
Diamanttyp ist zur Verwendung in der Erfindung akzeptabel. Diamanten
reichen in der Qualität
von den geschliffenen Edelsteinen bis zur industriellen Qualität und zur
sehr minderwertigen Qualität,
welche für
viele industrielle Anwendungen, wie Schneidwerkzeuge, nicht geeignet
ist. Diamanten können entweder
natürlich
oder künstlich
sein. Die relevanten Angaben für
die Qualität
in Bezug auf die vorliegende Erfindung sind chemische Zusammensetzung,
Einschlussgehalt und Kristallperfektion, nicht physikalische Erscheinung
(obgleich die physikalische Erscheinung einen Bezug zu diesen Faktoren haben
kann). Alle Diamanten werden primär aus Kohlenstoff, welcher
in der diamant-kubischen Kristallstruktur angeordnet ist, hergestellt.
Jedoch weisen künstliche
und natürliche
Diamanten typisch verschiedene Typen und Mengen von vorliegenden
Verunreinigungen auf. Sowohl natürliche
als auch künstliche
Diamanten zeigen oft eine Form, welche Korngrenzen und andere Fehlstellen,
primär
Einschlüsse von
Verunreinigungen, aufweisen.
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Diese Faktoren beeinflussen die Einsetzbarkeit
von Diamanten in herkömmlichen
Verbundschneidwerkzeugmaterialien. Minderwertige Diamanten, die
große
Mengen an Verunreinigungen und wesentliche Dichten an Fehlstellen
aufweisen, sind zur Verwendung in herkömmlichen Verbundschneidwerkzeugen
nicht geeignet, da sie sich bei der beim Verbinden erforderlichen
hohen Temperatur chemisch und/oder physikalisch abbauen. Wie hier
verwendet, ist "minderwertiger
Diamant" als ein
Diamant definiert, welcher eine Schaden erleidet, beispielsweise
in Form eines Verlusts an Härte
und Verschleißbeständigkeit,
wenn er 10 Minuten oder länger
einer Temperatur von 800°C
oder mehr ausgesetzt ist.
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Die Verwendung von minderwertigen
Diamanten ist in dem vorliegenden Ansatz bevorzugt. Minderwertige
Diamanten zeigen Eigenschaften, die ein wenig schlechter als bei
hochwertigen Diamanten sein können,
jedoch ist ihr Preis wegen ihrer geringeren Nachfrage zur Anwendung
als geschliffener Edelstein oder in der Industrie wesentlich niedriger.
Ein wesentlicher Gesichtspunkt der vorliegenden Erfindung ist die
Möglichkeit
solche minderwertigen Diamanten in einem zur Verwendung in Schneidwerkzeugen
geeigneten Verbundmaterial einzusetzen.
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Die Verstärkung kann auch eine feuerfeste Keramik
sein, vorzugsweise mit der gleichen Partikelgröße und Form, wie in Bezug auf
die Diamantpartikel diskutiert wurde.
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Beispiele für geeignete Verstärkungen
umfassen stabile Oxide, wie Aluminiumoxid, Zirkoniumoxid, Berylliumoxid
und Silikat stabile Carbide, wie Carbide von Tantal, Titan, Niob,
Zirkon, Wolfram, Chrom und Silikon; und stabile Nitride, wie kubisches Bornitrid
und die Nitride von Silikon, Aluminium, Zirkon und Titan. Diese
Aufzählung
ist nicht erschöpfend
und ist als Beispiel angegeben.
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Die feuerfeste Keramikverstärkung sollte
einen Schmelzpunkt (welcher Ausdruck, dort wo er anwendbar ist "Erweichungspunkt" umfasst) von wenigstens
600°C oberhalb
des Schmelzpunkts der Matrixlegierung aufweisen. Wenn der Schmelzpunkt
der Verstärkung
weniger als 600°C
oberhalb des Schmelzpunkts der Matrixlegierung ist, gibt es eine größere Wahrscheinlichkeit
für chemische
Reaktionen zwischen der Verstärkung
und der Matrixlegierung, und auch dafür, dass die Matrixlegierung
nach Kühlung
des Verbundmaterials kristallisiert.
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Das Matrixmaterial wird bereitgestellt,
Bezugszahl 42. Das Matrixmaterial ist eine Metalllegierung,
hier ein "als Grundstoff
sich verfestigendes amorphes Metall" genannt, welche von der Schmelze mit
relativ geringen Kühlraten
in der Größenordnung von
500°C pro
Sekunde oder weniger gekühlt
werden kann, um die amorphe Form im festen Zustand beizubehalten.
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Diese Fähigkeit sogar mit einer relativ
geringen Kühlrate
eine amorphe Struktur beizubehalten, ist anderen Typen amorpher
Metalle gegenüberzustellen,
die Kühlraten
von der Schmelze von wenigstens 104–106°C
pro Sekunde erfordern, um die amorphe Struktur nach Kühlen beizubehalten.
Solche Metalle können
nur in amorpher Form als dünne
Bänder oder
Partikel hergestellt werden. Die Herstellung dünner Streifen aus solchen vorbekannten
amorphen Metallen mit Verstärkungen,
die in der oberen Oberfläche
des Streifens eingebettet sind, ist bereits vorgeschlagen worden,
siehe US-Patent 4,268,564. Eine solche Form verfügt über eine begrenzte Nützlichkeit
in der Herstellung von Schneidwerkzeugen und dergleichen, sowohl
wegen Schwierigkeiten bei der Herstellung, als auch weil die Verstärkungen nicht über das
Volumen des Gegenstands dispergiert sind.
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Ein bevorzugter Typ einer als Grundstoff
sich verfestigenden amorphen Legierung hat eine Zusammensetzung
von ungefähr
jener einer untereutektischen Zusammensetzung. Eine solche untereutektische
Zusammensetzung weist eine relativ niedrigen Schmelzpunkt und einen
steilen Liquidus auf. Die Zusammensetzung der als Grundstoff sich
verfestigenden amorphen Legierung wird deshalb vorzugsweise so gewählt, dass
die Liquidustemperatur der amorphen Legierung nicht mehr als 50°C höher als
die eutektische Temperatur ist, um so nicht die Vorteile des niedrigen
eutektischen Schmelzpunkts zu verlieren. Wegen dieses niedrigen
Schmelzpunkts kann die Schmelzherstellung der Erfindung bei einer
ausreichend niedrigen Temperatur erfolgen, so dass ein Abbau der
Verstärkungspartikel
minimiert wird.
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Ein bevorzugter Typ einer als Grundstoff
sich verfestigenden amorphen Legierung hat eine Zusammensetzung
nahe einer eutektischen Zusammensetzung, wie eine untereutektische
Zusammensetzung mit einer eutektischen Temperatur in der Größenordnung
von 660°C.
Dieses Material hat eine Zusammensetzung, in Atomprozent, von insgesamt
45 bis 67 Prozent Zirkon und Titan, von 10 bis 35 Prozent Beryllium
und von insgesamt 10 bis 38 Prozent Kupfer und Nickel. Überraschenderweise
reagiert dieser hohe Zirkon- und Titangehalt mit typischen Verstärkungsmaterialien
sehr langsam, vermutlich wegen der niedrigen Temperaturen, die im
Herstellverfahren verwendet werden, und es erfolgt im wesentlichen keine
Kristallisierung der Matrixlegierung, wenn sie abkühlt. Eine
wesentliche Menge von Hafnium kann einen Teil des Zirkons und Titans
substituieren, Aluminium kann das Beryllium in einer Menge bis zu
ca. der Hälfte
des vorliegenden Berylliums substituieren, und bis zu ein paar Prozent
von Eisen, Chrom, Molybdän
oder Kobalt können
einen Teil des Kupfers und Nickels substituieren. Eine solche am
stärksten bevorzugte
Metallmatrix hat eine Zusammensetzung, in Atomprozent, von 41,2
Prozent Zirkon, 13,8 Prozent Titan, 10 Prozent Nickel, 12,5 Prozent
Kupfer und 22,5 Prozent Beryllium, und einen Schmelzpunkt von 670°C. Diese
als Grundstoff sich verfestigende Legierung ist bekannt und im US-Patent 5,288,344 beschrieben.
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Ein weiterer wichtiger Vorteil des
Einsatzes einer als Grundstoff sich verfestigenden Legierung als
Matrix des Verbundmaterials ist in 5 für den Fall
des bevorzugten amorphen Matrixmaterials gezeigt. Es ist wünschenswert
ein Metall mit einem niedrigen Schmelzpunkt als Matrix des Verbundmaterials
zu verwenden, so dass die Schmelzherstellung bei einer relativ geringen
Temperatur erfolgen kann, um eine übermäßige chemische Reaktion mit dem
Verstärkungsmaterial
zu vermeiden. Herkömmliche
kristallin-feste Metalle, welche einen niedrigen Schmelzpunkt haben,
neigen zu einem hohen Wärmeausdehnungskoeffizienten,
wie in der Kurve von 5 gezeigt
ist. Interessante keramische Verstärkungsmaterialien neigen andererseits
dazu einen niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten
zu haben. Der große
Unterschied in der thermischen Ausdehnung zwischen herkömmlichen
kristallinen Metallen und Keramik führt zu großen und unerwünschten inneren
Belastungen und Spannungen, wenn der Verbund von dem Schmelzpunkt
gekühlt
wird.
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Die Erfinder haben erkannt, dass
die als Grundstoff sich verfestigenden amorphen Metalle einen viel
niedrigeren Wärmeausdehnungskoeffizienten
für ihre
Schmelzpunkte haben als die kristallin-festen Metalle. Die Wärmeausdehnungskoeffizienten
der als Grundstoff sich verfestigenden amorphen Metalle sind viel
näher jenen
der Keramik als die Wärmeausdehnungskoeffizienten
der kristallinen Metalle, was zu viel geringeren thermisch induzierten Belastungen
und Spannungen in einem Verbundmaterial nach Kühlen auf Raumtemperatur führt. Diese als
Grundstoff sich verfestigenden amorphen Legierungen werden deshalb
wünschenswert
als Matrix in Verbundmaterialien verwendet.
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Zusätzlich hängen die insgesamt angesammelten
thermischen Belastungen und Spannungen von der Temperaturänderung
von der Initiierung von Belastungen und Spannungsaufbau ab, zusätzlich zum
Unterschied im Wärmeausdehnungskoeffizienten
der Komponenten. Für
den Fall einer herkömmlichen
kristallin-festen
Matrix beginnen sich thermische Belastungen und Spannungen gerade
unterhalb des Schmelzpunkts des Metalls zu bilden, wenn der Verbund
gekühlt
wird. Für
den Fall der als Grundstoff sich verfestigenden amorphen Metallmatrix
beginnen sich thermische Belastungen und Spannungen an der Glasübergangstemperatur
zu bilden, wenn der Verbund gekühlt
wird, weil das Metall einen glasartigen Fluss bei höheren Temperaturen
zeigt, um thermische Belastungen und Spannungen zunichte zu machen.
In dem Fall des bevorzugten Matrixmaterials beträgt der Schmelzpunkt 670°C, jedoch
beträgt
die Glasübergangstemperatur
350°C, über 300°C weniger.
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Somit sind die thermischen Belastungen
und Spannungen, welche in dem Matrixmaterial mit einer Matrix aus
einem als Grundstoff sich verfestigenden amorphen Material induziert werden,
aus mehreren Gründen
viel niedriger als jene eines Verbundmaterials mit einer herkömmlichen
kristallinen Metallmatrix. Einer ist, dass der Unterschied im Wärmeausdehnungskoeffizienten
der als Grundstoff sich verfestigenden amorphen Legierung nahe jenem
der keramischen Verstärkung
ist. Eine zweiter ist, dass die thermischen Belastungen und Spannungen
nicht anfangen sich zu bilden, bis der Verbund unter die Glasübergangstemperatur
der Matrixlegierung gekühlt
ist. Ein dritter ist, dass die amorphen Metalle keinen scharfen
Phasenwechsel am Schmelzpunkt zeigen.
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Die als Grundstoff sich verfestigende
Legierung wird geschmolzen, und die Verstärkungspartikel werden in der
Schmelze dispergiert, Bezugszahl 44. In diesem Zusammenhang
kann "dispergiert" entweder meinen,
dass die Verstärkungspartikel
in ein Volumen des geschmolzenen Metalls gemischt werden, oder dass
die Schmelze in eine Menge der Verstärkungspartikel infiltriert
wird. In jedem Fall weist der Endverbund über das Volumen des Matrixmaterials verteilte
Verstärkungspartikel
auf.
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Wenn der prozentuale Volumenanteil
der Verstärkungspartikel,
in Vergleich zu dem prozentualen Volumenanteil des Metalls, relativ
kleiner ist, können
die Verstärkungen
in die Schmelze gerührt
werden. Wenn der prozentuale Volumenanteil der Verstärkungspartikel,
in Vergleich zu dem prozentualen Volumenanteil des Metalls, relativ
größer ist
oder die Verstärkungspartikel
fibrös
mit einem hohen Längenverhältnis oder
miteinander verwoben sind, wird es der Schmelze ermöglicht in
die Masse der Verstärkungspartikel
durch Infiltration zu fließen,
oder diese wird hineingezwungen. Das Mischen von Partikeln in eine
Schmelze und die Infiltration einer Schmelze in eine gepackte Masse
von Partikeln sind bekannte Herstelltechniken zur Verwendung in
anderen Zusammenhängen.
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Die oben diskutierte, am stärksten bevorzugte,
als Grundstoff sich verfestigende Legierung hat einen Schmelzpunkt
von 670°C.
In dem ersten der Herstellverfahren wird eine Menge dieser Matrixlegierung
in einem Schmelztiegel etwas über
jene Temperatur erhitzt, vorzugsweise auf eine Temperatur von 700°C bis 850°C, am stärksten bevorzugt
auf eine Temperatur von 750°C
in einer Atmosphäre
aus reinem Argon. Die Verstärkungspartikel
werden hinzugefügt
und innerhalb der Schmelze durch Rühren dispergiert. Die Mischung
aus geschmolzenem Metall und Verstärkungspartikel, die nicht geschmolzen sind,
werden für
eine kurze Zeit von ca. 1 Minute auf der Schmelztemperatur gehalten.
Die Schmelze darf dann abkühlen,
was bewirkt, dass sich das geschmolzene Metall verfestigt, Bezugszahl 46.
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In dem Infiltrationsansatz wird eine
Menge der Verstärkungspartikel
in einen Behälter,
wie ein Metall- oder Keramikrohr, gegeben. Das Rohr und die Partikel
werden auf die Infiltrationstemperatur erhitzt, in dem bevorzugten
Fall vorzugsweise auf eine Temperatur von 700°C bis 850°C, am stärksten bevorzugt auf eine Temperatur
von 750°C,
in einer Atmosphäre aus
reinem Argon. Das Matrixmaterial wird auf diese gleiche Temperatur
erhitzt und darf in die Menge aus Verstärkungspartikel fließen, oder
alternativ, wird in die Menge der Verstärkungspartikel unter Druck
gezwungen. Die Partikel und das Metall dürfen dann abkühlen, was
bewirkt, dass sich das geschmolzene Metall verfestigt, Bezugszahl 46.
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Die Mischung wird bei einer ausreichend
hohen Verfestigungsrate gekühlt,
um zu bewirken, dass das geschmolzene Metall im amorphen Zustand bleibt,
jedoch nicht größer als
500°C pro
Sekunde, um ein Verbundmaterial herzustellen. Wenn höhere Kühlraten
benötigt
und eingesetzt werden, ist es schwierig für die meisten Anwendungen ausreichend dicke
Stücke
zu erhalten. Wenn das Verfahren richtig eingesetzt wird, ist die
sich ergebende Struktur eine solche, wie in 1 gezeigt ist, mit Verstärkungspartikel 22,
die über
eine im wesentlichen vollständig amorphe
Metallmatrixphase 24 dispergiert sind. Ein kleinerer Kristallisierungsanteil
wird manchmal um die Verstärkungspartikel
herum wahrgenommen, von denen angenommen wird, dass sie eine solche
Kristallisierung induzieren. Ein solcher kleinerer Kristallisierungsgrad
ist im Rahmen der Beschränkung
einer im wesentlichen vollständig
amorphen Metallmatrixphase akzeptabel.
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Die Verfahrensschritte 40, 42, 44 und 46 reichen
aus, um eine Ausführungsform
des Verfahrens der Erfindung durchzuführen. In einer weiteren Ausführungsform
kann die Mischung bei irgendeiner Kühlrate in Schritt 46 gekühlt werden,
ohne Rücksicht darauf,
ob die Struktur des festen Metalls amorph ist. Die verfestigte Mischung
wird hiernach erhitzt, um die Mischung wieder zu schmelzen, Bezugszahl 48.
Die Mischung wird verfestigt, Bezugszahl 50, indem sie bei
einer Kühlrate,
die ausreichend hoch ist, dass der amorphe Zustand der Metalllegierung
beibehalten wird, gekühlt
wird, jedoch in keinem Fall bei einer Rate, die größer ist
als 500°C
pro Sekunde. Diese letztere Ausführung,
welche die Schritte 40, 42, 44, 46, 48 und 50 einsetzt,
kann beispielsweise in Umschmelzvorgängen verwendet werden, bei
welchen ein Block des Verbundmaterials in einem zentralen Ort hergestellt
und an Nutzer verteilt wird, welche das Verbundmaterial umschmelzen
und in die gewünschten
Formen umgießen.
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Die folgenden Beispiele veranschaulichen Aspekte
der Erfindung, sollen die Erfindung jedoch in keiner Hinsicht einschränken.
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Beispiel 1
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Eine Menge Titancarbid (TiC) mit
einer Größe von 149–125 μm wurde mit
geschmolzenem Metall der oben diskutierten bevorzugten Zusammensetzung
infiltriert. Die Infiltration wurde in einer Atmosphäre aus sauberem,
gegettertem Argon bei einer Temperatur von 750°C erzielt. Das Metall benetzte
die TiC-Partikel gut, und die sich ergebende Menge wurde auf Raumtemperatur
bei einer Rate von 10°C
bis 120°C
pro Sekunde gekühlt.
Die Kontaktzeit zwischen dem TiC und dem geschmolzenen Metall bei
der Infiltrationstemperatur betrug weniger als 1 Minute. Die Mischung
von Titancarbid und Metalllegierung wurde wieder auf eine Temperatur
von 900°C für ca. zwei
Minuten erhitzt und mit einer Rate von 10°C bis 120°C pro Sekunde auf Umgebungstemperatur
gekühlt.
Eine mikroskopische Untersuchung zeigte, dass das TiC gut benetzt
war, und dass die Matrix amorph war, wobei im wesentlichen keine Kristallisierung
vorlag.
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Beispiel 2
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Beispiel 1 wurde bei Verwendung von
Silikoncarbid mit einer Größe von 177–125 μm wiederholt.
Die Ergebnisse waren im wesentlichen die gleichen.
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Beispiel 3
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Beispiel 1 wurde bei Verwendung von
Wolframcarbid mit einer Größe von 177–125 μm wiederholt.
Die Ergebnisse waren im wesentlichen die gleichen.
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Beispiel 4
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Beispiel 1 wurde bei Verwendung von
Aluminiumoxidpartikel mit einer Größe von 125–44 μm wiederholt. Die Ergebnisse
waren im wesentlichen die gleichen.
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Beispiel 5
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Beispiel 1 wurde bei Verwendung von
kubischem Bornitrid mit einer Größe von 149–125 μm wiederholt.
Die Ergebnisse waren im wesentlichen die gleichen.
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Beispiel 6
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Die Größen von Stempeleindrücken von
Proben des in den Beispielen 1–5
hergestellten Verbundmaterials und der Matrixlegierung wurden bei
Verwendung eines konischen Diamantstempels mit einer 60 Kilogramm
Last in einer Härteprüfmaschine vom
Rockwell-Typ gemessen. Die Ergebnisse sind wie folgt, mit der in
Mikrometer angegebenen Eindrückgröße: Beispiel
1, 380; Beispie 2, 340; Beispiel 3, 290; Beispiel 4, 330; Beispiel
5, 350; Matrixlegierung allein, 720. Diese Härtemessungen zeigen, dass das
Vorliegen von Partikeln die Stärke
des Verbundmaterials oberhalb jener der Matrixlegierung allein erhöht, insoweit
als die Stärke
im allgemeinen umgekehrt mit dem Quadrat des Durchmessers des Eindrucks
variiert.
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Beispiel 7
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Eine Menge vermaschter Silikoncarbidfasern,
wobei jede Faser einen Durchmesser von 25 Mikrometer hatte und 1,27
cm lang war, wurde mit geschmolzenem Metall der bevorzugten Zusammensetzung
infiltriert. Die Infiltration wurde in einer Atmosphäre aus sauberem,
gegettertem Argon bei einer Temperatur von 800°C erzielt. Das Metall benetzte
die TiC-Partikel
ausreichend gut, um ein Ausbreiten der flüssigen Legierung zu zeigen,
und die sich ergebende Menge wurde auf Raumtemperatur bei einer
Rate von 10°C
bis 120°C
pro Sekunde gekühlt. Die
Kontaktzeit zwischen dem Silikoncarbid und dem geschmolzenen Metall
bei der Infiltrationstemperatur betrug ca. 2 Minuten. Eine mikroskopische
Untersuchung des Verbundmaterials zeigte, dass die Matrixlegierung
nicht kristallisiert war.
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Beispiel 8
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Eine Menge von General Electric MBG-T künstlichem
Diamantpartikelmaterial, welches eine leicht grüne Farbe zeigte und eine Größe von 149
bis 125 μm
hatte, wurde mit geschmolzenem Metall der oben diskutierten, bevorzugten
Zusammensetzung infiltriert. Die Infiltration wurde in einer Atmosphäre aus sauberem,
gegettertem Argon bei einer Temperatur von 750°C erzielt. Das Metall benetzte
die Diamantpartikel gut und die sich ergebende Menge wurde auf Raumtemperatur
bei einer Rate von 10°C
bis 120°C
pro Sekunde gekühlt.
Die Kontaktzeit zwischen dem Diamant und dem geschmolzenen Metall bei
der Infiltrationstemperatur betrug weniger als 1 Minute. Bei einer
metallographischen Untersuchung ergab sich, dass die Metallmatrix
einer Probe des Diamant/Metall-Verbundmaterials primär amorph
war, jedoch den Diamantpartikeln angrenzend ein wenig Kristallisation
zeigte. Der Rest des Materials wurde auf eine Temperatur von 900°C für zwei Minuten
erhitzt und auf Umgebungstemperatur bei einer Rate von 10°C bis 120°C pro Sekunde
gekühlt.
Die Matrix wurde wieder begutachtet und als gänzlich amorph befunden, mit
keinem vorhandenen kristallinen Material.
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Beispiel 9
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Eine Menge von General Electric RVG
künstlichem
Diamantpartikelmaterial, welches eine schwarze Farbe zeigte und
eine Größe von 149
bis 125 μm
hatte, wurde mit geschmolzenem Metall der oben diskutierten bevorzugten
Zusammensetzung infiltriert. Die Infiltration wurde in einer Atmosphäre aus sauberem,
gegettertem Argon bei einer Temperatur von 800°C erzielt. Das Metall benetzte
die Diamantpartikel gut und die sich ergebende Menge wurde auf Raumtemperatur
bei einer Rate von 10°C
bis 120°C
pro Sekunde gekühlt.
Die Kontaktzeit zwischen dem Diamant und dem geschmolzenen Metall bei
der Infiltrationstemperatur betrug ca. zwei Minuten. Eine metallographische
Untersuchung ergab, dass die Metallmatrix gänzlich amorph war.
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Die vorliegende Erfindung zeigt einen
Ansatz zum Herstellen eines harten, abrasiven Verbundmaterials,
welches als ein Schneidwerkzeug oder als eine verschleißbeständige Struktur
nützlich
ist. Das in die Matrix eingebettete Verstärkungsmaterial stellt die primäre Schneid-
und verschleißbeständige Funktion
bereit. Die amorphe Matrix bindet die Verstärkung effektiv und ist ihrerseits
ein relativ hartes, widerstandsfähiges,
verschleißbeständiges Material. Somit
verschleißt
die Matrix im Gebrauch nicht leicht oder bricht, was zu einem Herausziehen
der Verstärkungspartikel
von der Verschleißfläche führt. Das amorphe
Matrixmaterial und die Verbundstruktur verleihen ihrerseits dem
Verbundmaterial eine Bruchbeständigkeit,
ein weiteres wichtiges Merkmal für Schneidwerkzeuge,
verschleißbeständige Oberflächen und ähnliche
Gegenstände.
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Obgleich eine bestimmte Ausführung der
Erfindung im einzelnen zum Zwecke der Veranschaulichung beschrieben
worden ist, können
verschiedene Änderungen
und Verbesserungen vorgenommen werden, ohne aus dem Umfang der Erfindung
zu gelangen. Dementsprechend soll die Erfindung mit Ausnahme durch
die beigefügten
Ansprüche
nicht beschränkt
sein.