碳化硼－铝结构复合材料及其制备方法

本发明通常涉及适用作构件的碳化硼-铝金属陶瓷复合材料(金属陶 瓷)及其制备方法。具体地，本发明涉及可生产能够抵抗在625°摄氏度(℃) 或者更高温度下长期暴露在空气中的构件的金属陶瓷。更具体地，本发明 涉及这种含有氧化铝(Al2O3)表面层的金属陶瓷和它们的制备方法。

美国专利4605440公开了一种用于制备碳化硼-铝复合材料的方法。 这种方法包括一个在1050℃到1200℃的温度下加热铝(Al)和碳化硼 (B4C)的粉状混合物的步骤。这种方法通过形成几个不同于原料的陶瓷 相的混合物来去除大多数的Al。

美国专利4702770公开了一种制备B4C-Al复合材料的方法。这种方 法包括在有单体碳存在情况下在1800℃到2250℃范围内的温度下加热 B4C粉末的预备步骤。这个步骤降低了B4C与熔融铝的反应性。在这个步 骤过程中，刚性网格中的B4C颗粒在用熔融铝渗滤之后，就基本上确定了 所制复合材料的机械性质。

美国专利4718941公开了一种由陶瓷前体原始组份制备金属陶瓷复合 材料的方法。这些组份经化学预处理形成一种多孔前体，并接着用熔融活 性金属渗滤。这种化学预处理改变了原始组份表面的化学性质并加强了熔 融金属的渗滤。通过渗透过程中形成的多相反应产物被结合在一起的陶瓷 前体颗粒如B4C颗粒构成一个实际上确定了生成的复合材料机械性质的刚 性网格。

在通过熔融铝渗滤到多孔B4C预制体中进行的B4C-Al金属陶瓷的 制备过程中，反应性主要取决于反应时间。这就出现了一个随着熔融铝进 入预制体其化学性质发生变化的大问题。这种在化学上的变化产生了一种 在微结构上存在极大差别的金属陶瓷。预制体首先接触到渗滤金属的部分 与在渗滤完成或接近完成才接触到渗滤金属的部分在反应相的量和反应相 的形态方面存在明显区别。这些区别产生了促使产品金属陶瓷断裂的残留 应力。

典型地是在真空或在氩气中在超过金属陶瓷中金属组份熔化的温度下 进行的金属陶瓷渗滤后热处理产生了另外两个问题。首先它们促使游离金 属含量的减少并使最初的差别更加明显。结果断裂更严重。再者，热处理 导致特别是在或者接近金属陶瓷外表面孔隙率的增加。这些孔的出现是由 于熔融铝在低于900℃的温度下不能浸湿B4C或者大多数的硼-铝-碳 (B-Al-C)相。结果，表面张力使金属移向金属陶瓷的外表面，从而 产生一个多孔区。

本发明的一个方面是一种制备B4C-Al结构复合材料的方法。此方法 包括下列连续步骤：a)将熔融铝或铝合金渗滤到多孔B4C预制体中，制成 一种密实的B4C-Al金属陶瓷；和b)在存在空气或一种含氧气体情况下， 在至少625℃的温度下，在足以生成下列结构的时间内热处理这种密实的 金属陶瓷：(1)一种微结构，特征在于被包括硼化铝、硼碳化铝和游离 金属的多相基体包裹的游离的B4C颗粒或B4C颗粒的晶簇，和(2)一个 致密的被直接粘接的氧化铝表面层，这种表面层实际上不含碳。这种预制 体是未加热的生陶或者是已在1800℃或者更低温度加热的生陶。

另一方面是B4C-Al结构复合材料含有一个致密的被直接粘接的基本 上不含碳的Al2O3表面层，和一个含有被包括硼化铝、硼碳化铝和游离金属 (这种金属是Al或铅合金)的多相基体包裹的游离B4C颗粒或B4C颗粒 晶簇的微结构。

碳化硼是一种特征在于高硬度和优良耐磨性的陶瓷材料。其优选用作 本发明方法的原料，特别是当其是多孔预制体时。

可用于此方法的第二种优选原料是Al或者其中Al的含量基于合金重 量超过80％重量(wt％)的Al合金。为使陶瓷材料具有韧度或延展性。 典型的是在金属陶瓷中采用铝。

本发明的方法从多孔陶瓷预制体或者从由B4C粉末通过常规步骤制备 的生陶制品开始。这些步骤包括滑移浇铸陶瓷粉末在液体中的分散体或者 在不加热情况下对粉末加压。这些粉末希望具有的颗粒直径在0.1到10微 米(μm)范围内。也可采用片晶或晶须形式的陶瓷材料。

这种预制体可以含有一种基于预制体总重量为大于0到50wt％的陶瓷 填充材料。这种预制体优选含有70到80vol％的B4C和20～30vol％的陶瓷 填料。这些百分率是基于预制体的总体积并且总和为100％。这些陶瓷填 充材料是二硼化钛、碳化钛、硼化硅、Al2O3和碳化硅中的至少一种。

这种多孔预制体需要在渗滤之前在至少1400℃的温度下烘烤。烘烤应 持续至少15分钟，希望至少30分钟，并优选2小时或更长。如果这种预 制体具有小于0.3英寸(0.8厘米(cm))的渗滤距离(金属渗透的深度)， 渗滤之前就无需烘烤，这是因为渗滤在微结构出现大的差别之前实际上已 经完成。尽管不必要，也可采用在100-1300℃温度下的加热处理或烘烤 以使渗滤距离小于0.3英寸(0.8cm)。

如果渗滤距离是0.3英寸(0.8cm)或者更大，多孔预制体必须在至少 1400℃，优选在1400℃到低于1800℃范围内的温度下烘烤。将此温度保 持15分钟到5小时，优选从1到3小时的时间。相对于未热处理的，特别 是对于具有大的渗滤距离(高达12或甚至13英寸)的多孔预制体的渗滤， 这种热处理(烘烤)减慢了用熔融金属渗滤过程的化学反应动力学。这样 烘烤就能够制备不需过多化学反应和在制成的金属陶瓷部件的各种区域之 间附带存在微结构的差别的大部件。

低于1400℃，甚至在1350℃到低于1400℃范围内的烘烤温度不会将 化学反应动力减慢到足以在当渗滤距离超过0.8cm，特别是当此距离远大 于0.8cm时产生大致均一的微结构。

在渗滤之前1800℃或者更高的烘烤温度产生均一的微结构，但是加快 了过量碳的形成。在渗滤后热处理过程中，过量的碳与残留的未反应的金 属反应生成了基于金属陶瓷总重超过了1wt％的碳化铝(Al4C3)。存在的 Al4C3非常有害的，因为其对如上所述的渗滤后热处理产生的金属陶瓷部件 的物理性质有不利作用。

由具有渗滤距离大于0.8cm的烘烤了的B4C预制体的渗滤制成的金属 陶瓷部件具有比那些由具有同样渗滤距离的未烘烤的B4C预制体渗滤制成 的部件更均一的微结构。尽管它们具有更均一微结构，这种金属陶瓷部件 由于残留未反应的金属而不适用于在高温下的广泛用途。为了克服这些不 足，这些制成的金属陶瓷部件必须进行另外(继渗滤之后)的热处理。这 种另外的热处理在660到1250℃，优选660到1100℃，更优选800到950 ℃温度范围内，在空气或者一些其它含氧气体中进行。这种热处理要持续 到足以能够减慢在残留的未反应金属和B4C或者B-Al-C反应产物或 者二者之间的反应。这种反应促进了游离(未反应)金属的量在一定程度 上减少和具有实际上不发生由残留应力引起断裂的大致均一的微结构的大 部件的开发。

这种附加的热处理有助于能够满足几个要求的致密并且基本上连续的 Al2O3表面层的形成。首先，它防止热处理过的金属陶瓷被进一步的氧化。 再者，它减慢了液态金属从金属陶瓷的内部向其表面部分的移动。第三， 它将这种金属陶瓷部件置于压力之下从而提高了其挠曲强度。第四，它因 为Al2O3比Al或B4C具有更大的化学稳定性而提高了化学稳定性并改进了 耐腐蚀性。

在660到1250℃范围之外的温度下进行渗滤后热处理不能产生令人满 意的结果。低于660℃的温度致使反应太慢以至于只将残留的未反应金属 浓度降低到基于金属陶瓷总重量的15wt％或者更低。这种残留的未反应金 属浓度优选落在基于金属陶瓷总重量的2到8wt％范围内。另外，氧化反 应在此温度下进行的太慢以至于Al2O3表面层没有足够的厚度以满足上述 的用途(参见Ⅳ)。超过1250℃的温度致使产生了不希望数量的碳化铝 (Al4C3)以及厚度不均一的Al2O3表面层。

这种渗滤后热处理可以具有典型的是1到100小时，优选10到75小 时，更优选25到75小时的持续时间。其中渗滤距离是0.8cm或更小的金 属陶瓷部件如果要适用于如此高温的用途，就必须进行同样的渗滤后热处 理。超过100小时的持续时间增加了生产成本，但是与100小时发生的微 结构上的变化相比没有实质上的增加。少于1小时的持续时间在微结构上 不会产生充分的变化，并且生成的Al2O3层太薄而无法满足预期的目的。

由本发明方法制备的结构复合材料的特征在于存在(1)主体微结构， 其含有被多相基体包裹的游离B4C颗粒或者B4C颗粒的晶簇和(2) Al2O3表面层。这种基体包括硼化铝、硼碳化铝和游离金属中的至少一种， 优选两种，其中这种金属是铝或铝合金。这种复合材料包括40到75wt％ 的B4C颗粒、20到50wt％的硼化铝和硼碳化铝，以及2到8wt％的铝或 铝合金，所有的百分比都基于复合材料的重量并且总和为100％。这种硼 化铝和硼碳化铝选自AlB24C4、Al3B48C2、Al4BC、AlB2和AlB12。这种 硼化铝和硼碳化铝希望是AlB24C4和AlB2，优选AlB24C4/AlB2的比值在 10∶1到1∶5范围内。后面的范围更优选从10∶1到2∶1。

如AlB24C4和AlB2之类的相比B4C或Al4BC具有更强的抗氧化性并因 此更合乎需要。当在接近结构复合材料的表面存在AlB24C4的大晶簇时，渗 滤后热处理就会产生比当Al4BC接近表面时更薄的Al2O3层。交替存在的 AlB24C4晶簇和Al4BC产生了可变厚度的Al2O3层。在表面附近最大的 AlB24C4含量产生了一个比可变厚度的Al2O3层更合乎需要的大致均一的 Al2O3层。

Al2O3表面层的厚度主要取决于热处理的温度和时间。例如，在600℃ 热处理200小时产生的Al2O3层的厚度只有2μm。在800℃、900℃和 1000℃相同持续时间的热处理产生的Al2O3层的厚度分别为12-15μ m,50-75μm和100μm。这种Al2O3层实际上是由至少两个次层， 即一个厚度为0.1到0.2μm的比较大的Al2O3纤维的外次层和一个中间区 域或者厚度为100埃(1000纳米)的Al2O3纤维的次层组成。这个中间次 层处在外次层和一个在Al2O3层和金属陶瓷部件或者于其上形成Al2O3层的 基质之间的内界面之间。

Al2O3表面层的化学分析表明此层含有少量的硼(B)，但是不含碳 (C)。B的量基于层的总体积从2变至6％体积(vol％)。2vol％的 量典型地是存在于外次层而6vol％的量更典型地是存在于尤其是接近内界 面的中间次层。化学分析没有发现任何氧化硼(B2O3)，因此B更有可能 是以含硼的Al-B-C和Al-B陶瓷相，如Al3B48C2存在。

本发明的结构复合材料有大量潜在的最终用途，其中的许多是建立在 这种复合材料的高温挠曲强度和杨氏模量(劲度)保留值。这种复合材料 可被用作汽车部件，特别是用作发动机部件如阀，以及用作要求在高达1000 ℃温度下要求具备高比强度的结构部件。

本发明的复合材料用作能够承受延长(几百小时)暴露于超过660℃， 即铅的熔点，但低于1000℃温度的结构材料出乎意料地有效。纯B4C的抗 氧化性差。在高于450℃温度和有空气存在情况下，B4C开始氧化生成过 量的B2O3。这就将挠曲强度从室温下(23℃)的强度350兆帕斯卡 (MPa)迅速减小到在空气中氧化200小时后800℃的强度100MPa。在 室温下，金属Al具有70MPa的挠曲强度。在660℃Al熔化并且其强度降 低至0MPa。本发明的这种结构复合材料出乎意料地具有在室温下等于或 者超过室温下B4C的挠曲强度。这种结构复合材料的挠曲强度的典型范围 是在室温下460-500MPa，在900℃下380-450MPa，在1300℃下200 -250MPa。

这种结构复合材料的硬度(通过维氏压痕方法采用14.4公斤负载测 量)在1350kg/mm2到1700kg/mm2之间。在热处理10-15小时之后可 以获得1350kg/mm2的硬度。至少25小时，典型地是25-50小时的较长 的热处理得到硬度为1700kg/mm2。

这种结构复合材料除了硬度和挠曲强度之外的物理性质也值得一提。 它们的断裂韧度在6和7MPa-m1/2之间并且杨氏模量在320和360千兆帕 斯卡(GPa)之间的范围。这种复合材料的导电性与纯铝近似。

本发明的结构复合材料重量轻，具有范围为从2.7克/立方厘米 (g/cm3)(对于100％B4C的预制体)至当B4C与陶瓷填充材料结合时 的小于3.2g/cm3的密度。

当采用陶瓷填充材料来制备本发明的结构复合材料时，这种填料在这 种复合材料中是以游离颗粒或者作为B4C颗粒晶簇的一部分存在。陶瓷填 充材料的量基于复合材料总量为1到25vol％。

下列实施例进行进一步说明，但是不限制本发明的范围。除非特别的 说明，所有的份数和百分数均是重量的。 实施例1

将B4C(ESK规格1500，由Elektroschemeltzwerk Kempten of Munich,Germany制造，平均粒度为3μm)粉末分散在蒸馏水中制成悬 浮液。将这种悬浮液进行超声搅拌，接着通过加入NH4OH将pH调节到7， 在被浇铸到塑模石膏中制成陶瓷含量为69vol％的多孔陶瓷体(生陶)之前 老化180分钟。将这种B4C生陶在105℃干燥24小时。这种生陶的大小是 120×120×10毫米(mm)(薄瓦)和120×120×16mm(厚瓦)。

将采用的(未烘烤)生陶片在1300℃烘烤120分钟，在1400℃烘烤 120分钟，在1800℃烘烤60分钟或者在2200℃烘烤60分钟。全部烘烤 和烧结是在石墨化元素炉中进行。烘烤过的生陶片再用熔融Al(规格1145 的合金，由Aluminum Company of America生产的市售级Al，含有少于 0.55％的合金元素，如Si、Fe、Cu和Mn)在100毫托(13.3Pa)的 真空中在1180℃渗滤120分钟制备金属陶瓷片。

由薄瓦制成的金属陶瓷片从顶部到底部尽管可以发现一些差别但仍是 很均一的。如此说来，烘烤温度没有对微结构连成严重影响。

由厚瓦制成的金属陶瓷片具有从底部(据渗滤金属最近)到顶部(据 渗滤金属最远)在B-Al-C相的量和在相形态上发生变化的不均一的微 结构。底部具有含有少于2vol％游离铝的等轴AlB2和Al4BC的微结构。 顶部具有在Al基体中以类似于比较大的雪茄烟(长度为50-100μm) 形式的AlB2和Al4BC的微结构。游离Al的量在5-15vol％范围内。这 种微结构的差别从在1300℃烘烤的生陶片制成的金属陶瓷中可明显看出。

超过2小时的渗透时间趋于产生金属陶瓷片呈现一定程度断裂的不均 一微结构。例如，3和5小时的渗透时间在由在1300℃烘烤的生陶制成的 金属陶瓷中发生断裂和破裂。这个问题可以通过在超过1300℃的温度烘烤 B4C生陶来缓解或者消除。

表Ⅰ  B4C烘烤 温度(℃) 烘烤时间 (分钟)     部件均一性     (从底部到顶部)     维氏硬度*     (kg/mm2) 10mm厚 的生陶 16mm厚的生陶 热处理之前 热处理之后     20     0 均一     不均一     1300     1550     1300     120     均一     不均一     700     1420     1400     120     均一     均一     450     1700     1800     120     均一     均一     480     1750     2200     60     均一     均一     450     1030

*14.4公斤负载

表Ⅰ表明通过在或者高于1400℃烘烤B4C预制体，可以制得均一的微 结构。高于1400℃的烘烤被确信钝化了B4C表面并且减慢了化学反应动力 学。这就制成了含有一定量未反应游离金属的均一部件。但是这些部件不 适于用于那些要求延长的高温(低于1000℃)暴露的应用。适用于这些用 途的材料应具有(ⅰ)不含金属的陶瓷-陶瓷内界面以提供强度和(ⅱ)保 护外层以降低或最大限度地减少B4C的氧化。如果将上述部件在空气中进 行渗滤后热处理，它们就会符合这些标准。

如表Ⅰ所示，在690℃空气中渗滤后热处理50小时增加了所有金属陶 瓷片的硬度。表Ⅰ的数据至少从硬度方面表明在低于1800℃的温度下烘烤 的B4C生陶比在高于1800℃温度烘烤的生陶可制成更好的热处理过的金属 陶瓷。这种在1400℃和1700℃烘烤的生陶制成了具有均一微结构和高硬 度值的金属陶瓷。表Ⅰ的数据进一步表明当限定在小尺寸(＜10mm竖向金 属流动)时，生B4C和在低于1400℃烘烤的B4C可制成均一的和坚硬的 部件。如果在生B4C和在低于1400℃烘烤的B4C中竖向金属流动距离超 过了10mm，硬度就会保持在比较高的数值，但是制成的部件具有不均一 的微结构并且断裂。 实施例2

生陶片采用或不采用如实施例1所述的烘烤进行制备和渗滤。渗滤过 的生陶片的化学分析是采用由Cameca Co,France提供的MBXCAMECA 微探针完成。晶相是通过采用Phillips衍射计进行X-射线衍射(XRD)用 CuKα射线和扫描速度为每分钟2°来分辨。在渗滤过的生陶中存在的Al量是基于差示扫描量热法(DSC)评价的。接着将全部生陶片在来自这些 片的一半的3×4×45mm样品在900℃采用四点弯曲试验(ASTM C1161) 进行挠曲强度试验之前历时1小时从Al的熔点(660℃)加热到900℃。 将这些样品在它们被破碎之前，在空气中此温度下保持15分钟。较高和较 低跨距分别是20和40mm，并且这些样品采用0.5毫米/分钟的十字头速度 被破碎。对来自其它片的样品在它们被再次加热到900℃历时1小时并且 在挠曲强度试验中被破碎之前在690℃空气中进行另外的热处理。

表Ⅱ-相化学性质 样品的编     号     组成 (wt％B4C /wt％Al) 生陶烘烤 温度 (℃) 残留Al含 量(wt ％) 挠曲强度 (MPa) 热处理之后的挠 曲强度(MPa)*     A     85/15     2200     10     188     --     B     80/20     2200     15     266     290     C     70/30     2200     25     170     --     D     80/20     1400     15     180     430     E     70/30     1400     25     170     450     F     64/36     1400     30     52     380     G     80/20     20     5     400     --     H     75/25     20     10     400     410     I     70/30     1300     15     383     390     J     45/55     1300     40     52      --

--指未测；*指在690℃空气中25小时

表Ⅱ的数据表明生陶在渗滤之前的热处理途径对制成的B4C/Al金属 陶瓷的挠曲强度有显著影响。这些数据还表明特别是对样品A和H来说单 一金属含量不决定高温下的强度。在高温下的强度还受到在渗滤过程中形 成的陶瓷相的影响。样品G、H和I在渗滤后热处理之前的挠曲强度值最 高。这可能是由于加快了与足量B4C有关的化学反应动力学。这些数据进 一步说明这种渗滤后热处理导致了挠曲强度的增加。然而，只有部分样品 的挠曲强度水平达到＞350MPa。

对于其它在此处公开的组成和工艺条件预计有相似的结果。 实施例3

最初含B4C和Al分别为75vol％和25vol％的金属陶瓷(B4C-Al) 样品通过在1300℃烘烤B4C生陶30分钟并将生陶用与实施例1同样的Al合金在1150℃渗滤60分钟制备。这种生陶在渗滤之前呈120×120×10mm 的瓦片状。渗滤之后，这些瓦被研磨成4×3×45mm的棒。将这些棒分成4 组。第一组(A组)样品进行渗滤，第二组(B组)在800℃氩气中热处 理100小时，第三组(C组)在800℃空气中热处理2小时，第四组(D 组)在800℃空气中热处理100小时。将这些样品除了改变样品碎裂的温 度(表Ⅲ)之外全都进行如实施例2的挠曲强度试验。

表Ⅲ 组/温 度            各种温度(℃)下的挠曲强度(MPa)  20    200  400  600  700  800  900  1100  A  520    510  460  320  300  240  200  --  B*  --    --  --  330  310  300  250  --  C  --    --  --  330  350  380  400  290  D  --    510  460  430  440  --  440  340

--指未测；*指不是本发明的实施例

表Ⅲ的数据表明在惰性气体氩气中的热处理不会以与在空气中进行 热处理同样的方法提高高温强度。两种热处理都产生B-Al-C相，但是 只有在空气中的热处理生成了能够有效阻止金属流向金属陶瓷外表面的氧 化层。强度随在空气中热处理时间而增加。尽管D组的样品(在空气中800 ℃热处理100小时)在室温下具有与A组(没有被热处理)样品一样的强 度，但是它们在600℃之上具有明显高于后者的强度。 实施例4

最初B4C和Al的含量分别为70vol％和30vol％的金属陶瓷( B4C-Al)样品通过在1400℃烘烤B4C生陶120分钟并且将这种生陶用与实施 例1一样的Al合金在1160℃渗滤60分钟制备。这种生陶在渗滤之前呈 120×120×10mm的瓦状。渗滤之后，将此样品切割成4×4×45mm的棒。将 这些棒接着在空气中各种温度下进行如表Ⅳ所示的不同时间长度的热处 理。在热处理完成之后，从这些棒切下的截面连续采用30、15、6、1 和0.25μm金刚石浆抛光并进行扫描电子显微镜术(SEM)来确定生成 Al2O3层的厚度。列于表Ⅳ的对于每个截面的数据说明测量单位平均为40 个。

表Ⅳ 热处理温度     (℃)            在热处理时间(小时)的Al2O3层厚度(μm)     --     50     100     200     500     600     --     --     2     --     700     --     6     --     --     800     12     12     11     18     850     13     16     20     22     900     18     27     50     --     1000     --     16     70     --     1100     80     --     350     --

表Ⅳ的数据表明氧化层的厚度随热处理的时间和温度而增加。在此描 述了对于其它时间和温度预计的类似结果。于1000℃和100小时的数据被 认为是错误地基于200小时持续时间进行热处理所得的数据走向。 实施例5

最初B4C和Al的含量分别为70vol％和30vol％的金属陶瓷( B4C-Al)样品通过在1300℃烘烤B4C生陶30分钟并且将这种生陶用如实施例 1的Al合金在1160℃渗滤60分钟制备。将这些瓦研磨成4×3×45mm的试 验棒。将所有试验棒在氩气中热处理100小时。在氩气中热处理之后，将 试验棒的组800℃在空气中进行如表Ⅴ所示时间长度的附加热处理。如在 实施例4测定的氧化层厚度和如在实施例2于800℃测定的挠曲强度也列 于表Ⅴ。

表Ⅴ 在空气中热处理时间     (小时) 挠曲强度(MPa) 氧化层厚度(μm)     0     285     0     2     286     2     5     295     3     10     292     3     25     315     5     50     450     13     100     290     15

表Ⅴ的数据清楚地表明氧化层的效果。在空气中热处理50小时产生了 最大的挠曲强度。对于此处所述的其它组合物和工艺会产生预计的相似结 果。 实施例6

最初B4C和Al的含量分别为70vol％和30vol％的金属陶瓷( B4C-Al)样品通过在1425℃烘烤B4C生陶2小时并且将这种生陶用如实施例1 的Al合金在1160℃渗滤1小时来制备。这种样品呈120×120×16mm的瓦 状。渗滤之后的硬度是720kg/mm2并且挠曲强度在室温下是650MPa。将 这些瓦在空气中表Ⅵ所示的温度和时间内进行渗滤后热处理。50小时之 后，两种瓦中如在实施例2测定的残留金属含量为5-8vol％。表Ⅵ的数 据表示由热处理产生的硬度值。

表Ⅵ-硬度测量(kg/mm2) 热处理温度(℃)                        热处理时间(小时)     5     10     15     25     50     700     --     871     --     1314     1674     800     1200     1230     1330     1565     1720

表Ⅵ的数据证明硬度可以通过在空气中渗滤后热处理来提高。对于此 处公开的其它组成和工艺条件来说，预计产生类似的结果。 实施例7

最初B4C和Al的含量分别为70vol％和30vol％的金属陶瓷( B4C-Al)样品通过在1800℃烘烤B4C生陶1小时并且将这种生陶用如实施例1 同样的Al合金在1160℃渗滤1小时制备。将如实施例6所示的瓦状样品 在空气中690℃的温度下进行渗滤后热处理50小时。室温下的和800℃的 挠曲强度分别是640MPa和410MPa。硬度为1680kg/mm2。热处理过的 金属陶瓷或者结构复合材料的断裂韧性也是6.4MPa.m1/2并且在250MPa 负载下900℃处理100小时的蠕变变形为0.22mm。这种复合材料含有10 μm厚的Al2O3层，和由被AlB2、Al4BC和AlB24C4作为主要陶瓷相包裹 的B4C颗粒组成的微结构。     实施例8

最初B4C和Al的含量分别为68vol％和32vol％的金属陶瓷( B4C-Al)样品通过在1300℃烘烤B4C生陶1小时并且将这种生陶用与实施例1 一样的Al合金在1180℃渗滤2小时制备。将这些如实施例6的瓦状样品 研磨成40个4×3×45mm的棒。将一半(20个)棒在空气中800℃温度下 进行渗滤后热处理25小时。其它20个棒不进行热处理。每组取10个棒进 行挠曲强度试验。

将所有棒浸在1N的盐酸(HCl)浴中30分钟、1小时和5小时。已 知HCl是用于侵蚀Al和含Al的硼化物和碳化物。再将这些棒从浴中取出、 清洗、干燥并进行挠曲强度试验以评价结构损伤。这些进行了渗滤后热处 理的棒在浸渍30分钟后保留强度为其最初的88.1％，浸渍1小时之后保留 86％,5小时之后保留83％。其它棒(没有进行渗滤后热处理的)在30 分钟之后只保留其最初强度的79.4％,1小时之后64％,5小时之后53 ％。此实施例表明在B4C-Al金属陶瓷表面形成Al2O3致密层提供了一种 相对于没有Al2O3表面层的金属陶瓷来说具备高抗化学腐蚀性的结构复合 材料。此实施例还表明致密Al2O3层的存在使得这种复合材料可以用于腐蚀 性的化学环境。