CN105268906B - 具有碳化硅分级的铸模 - Google Patents

具有碳化硅分级的铸模 Download PDF

Info

Publication number
CN105268906B
CN105268906B CN201510301451.3A CN201510301451A CN105268906B CN 105268906 B CN105268906 B CN 105268906B CN 201510301451 A CN201510301451 A CN 201510301451A CN 105268906 B CN105268906 B CN 105268906B
Authority
CN
China
Prior art keywords
mold
silicon carbide
skin
casting
calcium
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
CN201510301451.3A
Other languages
English (en)
Other versions
CN105268906A (zh
Inventor
B.P.布莱
J.麦基弗
B.M.艾利斯
N.V.麦克拉斯基
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
General Electric Co
Original Assignee
General Electric Co
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by General Electric Co filed Critical General Electric Co
Publication of CN105268906A publication Critical patent/CN105268906A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN105268906B publication Critical patent/CN105268906B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B29—WORKING OF PLASTICS; WORKING OF SUBSTANCES IN A PLASTIC STATE IN GENERAL
    • B29C—SHAPING OR JOINING OF PLASTICS; SHAPING OF MATERIAL IN A PLASTIC STATE, NOT OTHERWISE PROVIDED FOR; AFTER-TREATMENT OF THE SHAPED PRODUCTS, e.g. REPAIRING
    • B29C33/00—Moulds or cores; Details thereof or accessories therefor
    • B29C33/56—Coatings, e.g. enameled or galvanised; Releasing, lubricating or separating agents
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22C—FOUNDRY MOULDING
    • B22C1/00—Compositions of refractory mould or core materials; Grain structures thereof; Chemical or physical features in the formation or manufacture of moulds
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22C—FOUNDRY MOULDING
    • B22C3/00—Selection of compositions for coating the surfaces of moulds, cores, or patterns
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22C—FOUNDRY MOULDING
    • B22C9/00—Moulds or cores; Moulding processes
    • B22C9/02—Sand moulds or like moulds for shaped castings
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22C—FOUNDRY MOULDING
    • B22C9/00—Moulds or cores; Moulding processes
    • B22C9/02—Sand moulds or like moulds for shaped castings
    • B22C9/04—Use of lost patterns
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22C—FOUNDRY MOULDING
    • B22C9/00—Moulds or cores; Moulding processes
    • B22C9/12—Treating moulds or cores, e.g. drying, hardening
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22C—FOUNDRY MOULDING
    • B22C9/00—Moulds or cores; Moulding processes
    • B22C9/22—Moulds for peculiarly-shaped castings
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D21/00—Casting non-ferrous metals or metallic compounds so far as their metallurgical properties are of importance for the casting procedure; Selection of compositions therefor
    • B22D21/002—Castings of light metals
    • B22D21/005—Castings of light metals with high melting point, e.g. Be 1280 degrees C, Ti 1725 degrees C
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B29—WORKING OF PLASTICS; WORKING OF SUBSTANCES IN A PLASTIC STATE IN GENERAL
    • B29C—SHAPING OR JOINING OF PLASTICS; SHAPING OF MATERIAL IN A PLASTIC STATE, NOT OTHERWISE PROVIDED FOR; AFTER-TREATMENT OF THE SHAPED PRODUCTS, e.g. REPAIRING
    • B29C33/00—Moulds or cores; Details thereof or accessories therefor
    • B29C33/38—Moulds or cores; Details thereof or accessories therefor characterised by the material or the manufacturing process
    • B29C33/3828—Moulds made of at least two different materials having different thermal conductivities

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mold Materials And Core Materials (AREA)
  • Molds, Cores, And Manufacturing Methods Thereof (AREA)

Abstract

本公开总体上涉及铸模组合物和模铸方法和如此模铸的制品。更具体地讲，本公开涉及用于铸造含钛制品的铸模，所述铸模包含铝酸钙和碳化硅，其中所述碳化硅在所述铸模中分级，使得它以不同量处于铸模的不同部分，并且碳化硅的最高浓度位于铸模本体和对模腔开放的铸模表面之间。

Description

具有碳化硅分级的铸模
背景
现代燃气轮机或燃烧涡轮机必须对可靠性、重量、功率、经济和运行工作寿命满足最高要求。在这些涡轮机的研发中，材料选择、对新适合材料的研究和对新制造方法的研究在满足标准和满足要求方面尤其起作用。
用于燃气涡轮机的材料可包括钛合金、镍合金(也称为超合金)和高强度钢。对于飞行器发动机，一般将钛合金用于压缩机部件，镍合金适用于飞行器发动机的热部件，高强度钢用于例如压缩机壳体和涡轮机壳体。高负荷或应力的燃气涡轮机组件，例如，用于压缩机的组件，一般例如为锻造部件。另一方面，用于涡轮机的组件，一般体现为熔模铸造部件。
虽然熔模铸造不是新方法，但随着对更精密和复杂部件的需求增加，熔模铸造市场不断扩大。由于对高品质精密铸件的极大需求，仍需要研发更快速、有效、便宜和更高品质地制造熔模铸件的新方法。
在铸造珠宝和假牙行业中使用的由熔融二氧化硅、方英石、石膏等组成的常规熔铸模混合物一般不适用于铸造反应性合金，例如钛合金。一个原因是在熔融钛和熔铸模之间有反应。在熔融合金和铸模之间的任何反应使最终铸件的性质极大恶化。由于气泡，恶化可单纯为不良表面光洁度，或者在更严重的情况下，可损害铸件的化学组成、微结构和性能。
需要不与钛和铝化钛合金显著反应的简单熔铸模。以前已采用以陶瓷壳体铸模用于钛合金铸件的方法。在现有实例中，为了减少常规熔铸模混合物的限制，已研发数种另外的铸模材料。例如，研发一种氧化-膨胀类型的熔模混合物，其中用氧化镁或氧化锆作为主要组分，并将金属锆加到主要组分，以补偿由于铸造金属固化的收缩。另外，在另一个实例中，为了减小铸模收缩的量和补偿铸造金属在固化时收缩引起的尺寸误差，使用一种熔模混合物，其中用氧化镁和氧化铝作为主要组分，并加入细金属钛粉末。
然而，以上现有技术熔模混合物有相当大限制。例如，旨在补偿由于金属锆氧化-膨胀造成的铸造金属固话导致的收缩的熔铸模混合物由于几个原因难以实施。首先，蜡模型在其表面上用具有锆的新熔模混合物涂覆，然后，经涂覆的蜡模型包埋在常规熔模混合物中，以试图使所需的锆量尽可能小，用锆涂覆蜡很难，并且并非高度可重复。其次，不能以充分均匀的方式涂覆复杂形状组件的蜡。另外，在熔铸模混合物布置在外部围绕涂覆层和模型时，涂覆层可能离开蜡，结果是钛与外部布置的熔铸模混合物反应。
因此，需要简单可靠的熔模铸造方法，所述方法允许从不与金属或金属合金显著反应的熔铸模容易地取出近终形金属或金属合金。
概述
本公开的方面提供克服常规技术限制的铸模组合物、铸造方法和铸造制品。虽然本公开的一些方面可涉及制造组件，例如发动机涡轮机叶片，然而，本公开的方面可用于制造很多工业中的组件，具体地讲，包含钛和/或钛合金的那些组件。
本公开的一个方面涉及用于铸造含钛制品的铸模，所述铸模包含一铝酸钙、二铝酸钙、钙铝石和碳化硅，其中铸模中所述碳化硅的浓度分级，使得它以不同浓度处于铸模的不同部分，且碳化硅的最高浓度接近铸模的表层，其中所述表层位于铸模本体和对模腔开放的铸模内表面之间。
在一个实施方案中，表层为连续固有(intrinsic)表层，且包含具有小于约50微米颗粒大小的一铝酸钙和二铝酸钙。在另一个实例中，表层为固有表层，所述固有表层为约10微米至约500微米厚。在一个实施方案中，碳化硅以约10%重量至约50%重量存在。在一个实施方案中，碳化硅的最低浓度最远离表层。
在一个实施方案中，碳化硅在轴向、径向或轴向和径向两者上分级。在一个实施方案中，铸模进一步在铸模本体中包含氧化铝颗粒，其中氧化铝颗粒具有大于约50微米的外尺寸。在另一个实施方案中，铸模进一步在铸模本体中包含氧化铝颗粒，其中氧化铝颗粒具有小于约500微米的外尺寸。
在一个实施方案中，表层进一步包含氧化铝，其中氧化铝的含量以重量分数计在表层中比在铸模本体中存在的小至少20%，其中一铝酸钙的含量以重量分数计在表层中比在铸模本体中存在的大至少20%，其中钙铝石的含量以重量分数计在表层中比在铸模本体中存在的小至少50%。在一个实施方案中，使铸模中的碳化硅分级，使得在最远离表层的铸模区最少。
在一个实施方案中，铸模本体中的一铝酸钙占约0.05至0.95重量分数，表层中的所述一铝酸钙占约0.1至0.9重量分数；铸模本体中的所述二铝酸钙占约0.05至约0.80重量分数，表层中的所述二铝酸钙占约0.05至0.90重量分数；其中铸模本体中的所述钙铝石占约0.01至约0.30重量分数，表层中的所述钙铝石占约0.001至0.05重量分数。
在另一个实施方案中，一铝酸钙和二铝酸钙占铸模的大于20%重量。在一个实施方案中，铸模进一步包含氧化铝颗粒、氧化镁颗粒、氧化钙颗粒、氧化锆颗粒、氧化钛颗粒、氧化硅颗粒或它们的组合物。在一个实施方案中，氧化铝颗粒占铸模的约30%重量至约68%重量。在一个实施方案中，铸模还包含占铸模约10%重量至约50%重量的氧化钙。
本公开的一个方面涉及用于铸造含钛制品的铸模，所述铸模包含铝酸钙和碳化硅，其中所述碳化硅在所述铸模中分级，使得铸模的不同部分具有不同碳化硅浓度，且其中碳化硅的浓度在接近铸模的表层最高，其中所述表层位于铸模本体和对模腔开放的铸模内表面之间。
在一个实施方案中，碳化硅以铸模的约10%重量至约50%重量存在。在一个实施方案中，铸模包括铸模本体和固有表层，其中铸模本体和固有表层具有不同组成，其中分级碳化硅在表层有最大浓度，且在最远离表层的铸模本体区有最小浓度。在一个实施方案中，铸模进一步在铸模本体中包含小于约500微米外尺寸的氧化铝颗粒。在一个实施方案中，使铸模中的碳化硅轴向分级，使得其在接近表层较大。在一个实施方案中，碳化硅在轴向、径向或轴向和径向两者上分级。
在一个实施方案中，铸模包括铸模本体和含碳化硅的表层，其中铸模本体和含碳化硅的固有表层具有不同组成，其中分级碳化硅在表层有最大浓度，且在最远离表层的铸模本体区有最小浓度。在一个实施方案中，铸模包括铸模本体和含碳化硅的表层，其中铸模本体和含碳化硅的固有表层具有不同组成，且其中铸模本体包含大于约50微米的氧化铝颗粒。在另一个实施方案中，铝酸钙占用于制造铸模的组合物大于20%重量。在另一个实施方案中，铸模还包含占铸模组合物约10%重量至约50%重量的氧化钙。
本公开的一个方面涉及用于铸造含钛制品的铸模，所述铸模包含铝酸钙和碳化硅，其中所述碳化硅在所述铸模中分级，在铸模的不同部分有不同量，并且碳化硅的较高浓度存在于铸模本体和对模腔开放的铸模表面之间。碳化硅可以铸模的约10%重量至约50%重量存在。在一个实施方案中，铸模包括铸模本体和含碳化硅的表层，其中铸模本体和含碳化硅的固有表层具有不同组成，其中分级碳化硅在表层有最大浓度，且在最远离表层的铸模本体区有最小浓度。碳化硅可在轴向、径向或轴向和径向两者上分级。
本发明包括以下方面：
1. 一种用于铸造含钛制品的铸模，所述铸模包含：
一铝酸钙、二铝酸钙、钙铝石和碳化硅，其中铸模中所述碳化硅的浓度分级，使得它以不同浓度处于铸模的不同部分，且所述碳化硅的最高浓度接近铸模的表层，其中所述表层位于铸模本体和对模腔开放的铸模内表面之间。
2. 方面1的铸模，其中所述表层为连续固有表层，且包含具有小于约50微米颗粒大小的一铝酸钙和二铝酸钙。
3. 方面1的铸模，其中所述表层为固有表层，且所述固有表层为约10微米至约500微米厚。
4. 方面1的铸模，其中所述碳化硅以约10%重量至约50%重量存在。
5. 方面1的铸模，其中所述碳化硅的最低浓度最远离所述表层。
6. 方面1的铸模，其中所述碳化硅在轴向、径向或轴向和径向两者上分级。
7. 方面1的铸模，所述铸模进一步在铸模本体中包含氧化铝颗粒，其中所述氧化铝颗粒具有大于约50微米的外尺寸。
8. 方面1的铸模，所述铸模进一步在铸模本体中包含氧化铝颗粒，其中所述氧化铝颗粒具有小于约500微米的外尺寸。
9. 方面5的铸模，其中所述表层进一步包含氧化铝，其中氧化铝的含量以重量分数计在所述表层中比在所述铸模本体中存在的小至少20%，其中一铝酸钙的含量以重量分数计在所述表层中比在所述铸模本体中存在的大至少20%，其中钙铝石的量以重量分数计在所述表层中比在所述铸模本体中存在的小至少50%。
10. 方面1的铸模，其中使所述铸模中的碳化硅分级，使得所述碳化硅在最远离所述表层的铸模区最少。
11. 方面1的铸模，其中铸模本体中的所述一铝酸钙占约0.05至0.95重量分数，且表层中的所述一铝酸钙占约0.1至0.9重量分数；铸模本体中的所述二铝酸钙占约0.05至约0.80重量分数，且表层中的所述二铝酸钙占约0.05至0.90重量分数；且其中铸模本体中的所述钙铝石占约0.01至约0.30重量分数，且表层中的所述钙铝石占约0.001至0.05重量分数。
12. 方面1的铸模，其中所述一铝酸钙和二铝酸钙占铸模的大于20%重量。
13. 方面1的铸模，所述铸模进一步包含氧化铝颗粒、氧化镁颗粒、氧化钙颗粒、氧化锆颗粒、氧化钛颗粒、氧化硅颗粒或它们的组合物。
14. 方面13的铸模，其中所述氧化铝颗粒占铸模的约30%重量至约68%重量。
15. 方面1的铸模，所述铸模还包含占铸模约10%重量至约50%重量的氧化钙。
16. 方面1的铸模，其中使所述铸模中的碳化硅轴向分级，使得它在接近表层较大。
17. 方面1的铸模，其中所述碳化硅在轴向、径向或轴向和径向两者上分级。
18. 一种用于铸造含钛制品的铸模，所述铸模包含：
铝酸钙和碳化硅，其中所述碳化硅在所述铸模中分级，使得铸模的不同部分具有不同碳化硅浓度，且其中碳化硅的浓度在接近铸模的表层最高，其中所述表层位于铸模本体和对模腔开放的铸模内表面之间。
19. 方面18的铸模，其中所述碳化硅以铸模的约10%重量至约50%重量存在。
20. 方面18的铸模，其中所述铸模包括铸模本体和固有表层，且其中所述铸模本体和所述固有表层具有不同组成，且其中分级碳化硅在表层有最大浓度，且在最远离表层的铸模本体区有最小浓度。
21. 方面18的铸模，所述铸模进一步在铸模本体中包含小于约500微米外尺寸的氧化铝颗粒。
22. 方面18的铸模，其中所述表层进一步包含氧化铝，其中氧化铝的含量以重量分数计在所述表层中比在所述铸模本体中存在的小至少20%，其中一铝酸钙的含量以重量分数计在所述表层中比在所述铸模本体中存在的大至少20%，其中钙铝石的含量以重量分数计在所述表层中比在所述铸模本体中存在的小至少50%。
23. 方面18的铸模，其中使所述铸模中的碳化硅轴向分级，使得它在接近表层较大。
24. 方面18的铸模，其中所述碳化硅在轴向、径向或轴向和径向两者上分级。
通过本公开的不同方面的以下详细描述并结合附图，本公开的这些和其它方面、特征和优势将变得显而易见。
附图简述
认作为本发明的主题在说明书完结时的权利要求书中特别指出并清楚地要求保护。通过本发明方面的以下详述并结合附图，本公开的前述和其它特征和优势将容易理解，其中：
图1显示沿着铸模长度具有碳化硅轴向分级的铸模的实例。
图2A和2B显示具有碳化硅径向分级的铸模的实例，其中设计铸模的径向厚区域以具有更多碳化硅，以提高铸模的热导，这用于保持从具有厚区的部分提取热量的较高速率。
图3A-3D显示具有碳化硅轴向和径向两种分级的铸模的实例。
图4显示具有碳化硅反轴向分级的铸模的实例，其中设计铸模以在要填充的第一区域(图4中的罩)具有高热导，在鸠尾槽具有较低热导。设计该铸模从罩至鸠尾槽生长柱形晶粒。
图5显示铸模包含碳化硅的标准铸模的固化曲线。
图6显示其中朝向铸模的中心和罩有较高浓度碳化硅的铸模的图像。
图7A-7D显示氧化铝和碳化硅的热导率和比热曲线。
详述
本公开总体上涉及铸模组合物、铸模制造方法和得自铸模的制品，更具体地讲，涉及用于铸造含钛制品的铸模组合物和方法，及如此模铸的含钛制品。
从铸件应铸造成“近终形”的观点，通过在熔模壳模中熔模铸造钛及其合金制造基于钛的组件产生问题。即，可将组件铸造成组件的基本最终所需尺寸，并且需要很少或不需要最终处理或机械加工。例如，一些常规铸件可只需要化学研磨操作去除铸件上存在的任何首层(α case)。然而，在铸件中位于首层下的任何表面下陶瓷夹杂物一般不通过化学研磨操作去除，并且可由于铸模表层和铸模中的任何反应性金属(例如，反应性铝化钛)之间的反应形成。
本公开提供一种铸造近终形钛和铝化钛组件的新方法，例如，涡轮机叶片或翼片。本公开的实施方案提供用于熔铸模的材料的组合物，和提供例如用于航空航天、工业和航运业的改进的钛和钛合金组件的铸造方法。在一些方面，铸模组合物提供一种铸模，所述铸模包含在铸模制造期间提供提高的铸模强度和/或在铸造期间提供增加的对与铸造金属反应的抗性的相。本公开的方面的铸模能够在高压铸造，这对近终形铸造方法合乎需要。已确定例如包含铝酸钙水泥和氧化铝颗粒及优选组成相的铸模组合物提供具有改善性质的铸件。
在一个方面，铸模的组成相包含一铝酸钙(CaAl2O4)。发明人发现一铝酸钙水泥合乎需要，由于至少两个原因。首先，发明人了解，一铝酸钙促进在铸模制造初始阶段在水泥和颗粒之间形成水硬结合，相信这种水硬结合在铸模构造期间提供铸模强度。其次，发明人了解，一铝酸钙经历与基于钛和铝化钛的合金的很低速率反应。在特定实施方案中，一铝酸钙以铝酸钙水泥的形式提供到本公开的铸模组合物，例如，熔铸模。在一个方面，铸模组合物包含铝酸钙水泥和氧化铝(alumina)(即，氧化铝(aluminum oxide))的混合物。
在本公开的一个方面，铸模组合物在铸造期间提供与合金的最小反应，并且铸模提供具有所需组件性能的铸件。在一个具体实施方案中，铸模的表层在铸造期间提供与合金的最小反应，并且铸模提供具有所需组件性能的铸件。铸件的外部性质包括诸如形状、几何结构和表面光洁度的特征。铸件的内部性质包括机械性质、微结构、低于规定大小并且在容许限度内的缺陷(例如，孔和夹杂物)。
在一个实施方案中，铸模含有包含碳化硅的连续固有表层，该含碳化硅的固有表层位于铸模本体和模腔之间。在一个相关实施方案中，含碳化硅的固有表层为约10微米至约500微米。在某些情况下，含碳化硅的固有表层包含具有小于约50微米颗粒大小的铝酸钙。铸模组合物可使铸模本体包含氧化铝和大于约50微米的颗粒。在特定实施方案中，含碳化硅的表层具有少于铸模本体的氧化铝，且含碳化硅的表层具有多于铸模本体的铝酸钙。
本公开提供一种用于铸造终形钛和铝化钛组件(例如，涡轮机翼片)的新铸模组合物和方法。就申请人所知，具有分级SiC的含铝酸钙的铸模还未由任何人公开。在此，熔铸模提供低成本铸造TiAl低压涡轮机叶片的能力。铸模提供铸造比用常规壳模和重力铸造需要更少机械加工的终形部件的能力。铸模的强度和稳定性允许高压铸造途径，例如离心铸造。挑战是制造不与钛和铝化钛合金显著反应的简单熔铸模。
因此，在一个实例中，本公开提供一种能够提供改进的钛和钛合金组件的分级熔铸模。本申请的发明人已发现，通过以选择比例与铝酸钙水泥组合设计包含碳化硅的铸模，可得到改善的结果和更佳的钛和钛合金组件。公开的碳化硅浓度为10%至50%。结构经分级，以根据在铸模中SiC的位置提供改善的铸模性能。铸模具有优良的强度、提高的热导率和对于在铸造期间与熔融金属反应的优良抗性。提高的抗反应性通过用碳化硅代替铸模系统中的氧化铝和受碳化硅和所产生的较高热导率影响的相关较快固化来提供。
本公开的一个方面涉及用于铸造含钛制品的铸模。该铸模包含一铝酸钙、二铝酸钙、钙铝石和碳化硅，其中所述碳化硅分级，使得它以不同量处于铸模的不同部分，并且碳化硅的最高浓度在表层中，其中所述表层位于铸模本体和对模腔开放的铸模表面之间。
本公开的一个方面涉及用于铸造含钛制品的铸模。该铸模包含一铝酸钙、二铝酸钙、钙铝石和碳化硅，其中在铸模中碳化硅的浓度分级，使得它以不同浓度处于铸模的不同部分，并且碳化硅的最高浓度接近铸模的表层。表层位于铸模本体和对模腔开放的铸模内表面之间。可使碳化硅分级。在一个实例中，碳化硅在轴向、径向或轴向和径向两者上分级。可使铸模中的碳化硅分级，使得在最远离表层的铸模区中最少。
表层为连续固有表层，且可包含具有小于约50微米颗粒大小的一铝酸钙和二铝酸钙。表层可以为固有表层，所述固有表层可以为约10微米至约500微米厚。碳化硅可以约10%重量至约50%重量存在。在一个实例中，碳化硅的最低浓度最远离表层。
目前公开的新技术提供铸造终形钛合金和铝化钛合金涡轮机叶片的低成本途径。本公开进一步用能够从含铝酸钙水泥、氧化铝和碳化硅的陶瓷熔模混合物产生的铸模提高终形铸件的结构完整性。较高组件强度允许较轻组件，较高疲劳强度提供具有较长寿命并因此具有较低寿命周期成本的组件。
本公开的铸模能够在高压铸造，这对终形铸造方法合乎需要。已确定提供具有有益性质的铸件的材料和各组成相的铸模组合物。在本公开中，设计铸模配料，以提供分级铸模中的碳化硅，SiC颗粒大小也是本公开的一个特征。分级可以为例如径向或轴向性质。分级也可以为轴向和径向性质二者的组合。
因此，本公开的一个方面涉及用于铸造含钛制品的铸模。铸模包含铝酸钙和碳化硅，其中所述碳化硅在所述铸模中分级。碳化硅经分级，使得铸模的不同部分具有不同碳化硅浓度。碳化硅的浓度可在接近铸模的表层处最高。表层可位于铸模本体和对模腔开放的铸模内表面之间。
碳化硅可以铸模的约10%重量至约50%重量存在。铸模可包括铸模本体和固有表层。铸模本体和固有表层可具有不同组成，分级碳化硅可在表层有最大浓度，且在最远离表层的铸模本体区有最小浓度。铸模可进一步在铸模本体中包含小于约500微米外尺寸的氧化物颗粒，例如，氧化铝颗粒。可使铸模中的碳化硅轴向分级，使得其在接近表层较大。在一个实例中，碳化硅在轴向、径向或轴向和径向两者上分级。
本公开的另一个方面涉及用于铸造含钛制品的铸模，所述铸模包含铝酸钙和碳化硅，其中所述碳化硅在所述铸模中分级，使得它以不同量处于铸模的不同部分，并且碳化硅的最高浓度位于铸模本体和对模腔开放的铸模表面之间。
铝酸钙可占用于制造铸模的组合物的大于20%重量。铸模可进一步包含氧化铝颗粒、氧化镁颗粒、氧化钙颗粒、氧化锆颗粒、氧化钛颗粒、氧化硅颗粒或它们的组合物。在一个实例中，氧化铝颗粒占用于制造铸模的组合物的约30%重量至约68%重量。在另一个实例中，铸模还包含占铸模组合物约10%重量至约50%重量的氧化钙。一铝酸钙和二铝酸钙可占铸模的大于20%重量。
初始铝酸钙-液体水泥混合物中的固体和最终铝酸钙-液体水泥混合物中的固体的百分数是本公开的一个特征。在一个实施方案中，本公开涉及作为固体的颗粒，例如铝酸钙、氧化铝和碳化硅。初始铝酸钙-液体水泥混合物包含与水混合形成浆料的一铝酸钙、二铝酸钙、钙铝石、氧化物颗粒和碳化硅。最终铝酸钙-液体铸模配料包含大尺度氧化物颗粒。在一个实例中，初始铝酸钙水泥混合物包含与水混合提供均匀和均质浆料的细尺度(例如，小于50微米，在一个实例中，小于10微米)氧化铝。在另一个实例中，通过向初始浆料加入大尺度(在一个实例中，大于50微米，在另一个实例中，大于100微米)氧化铝，并混合2-15分钟，以得到均匀混合物，形成最终铝酸钙水泥混合物。
在一个实例中，初始铝酸钙-液体水泥混合物中固体的百分数为约60%至约78%。在一个实例中，初始铝酸钙-液体水泥混合物中固体的百分数为约70%至约80%。在另一个实例中，具有大尺度氧化铝(>100微米)氧化铝颗粒的最终铝酸钙-液体水泥混合物中的固体为约70%至约95%。
在一个实例中，本公开提供一种用于能够提供改进的钛和钛合金组件的熔铸模的铸模结构和组合物。设计铸模以包含在铸模制造期间提供提高的铸模强度和在铸造期间提供增加的抗反应性的几何结构和相。铸模包含碳化硅。在一个实例中，通过用碳化硅代替铸模系统中的氧化铝，提供提高的铸模性能。由于碳化硅在铸模中比氧化铝和铝酸钙水泥硬，碳化硅提供改进的性质，例如耐磨性/抗磨性。铸模能够在高压铸造，这对终形铸造方法合乎需要。该铸模用于制造制品，例如涡轮机叶片。在本公开中，设计铸模配料，以在铸模中以分级方式提供SiC，所用颗粒的大小是本公开的另一个特征。
本公开的新铸模结构和组合物包含碳化硅，这提供用于铸造钛合金的改进性质。以前未公开具有铝酸钙的包含分级碳化硅的熔铸模。以前已采用以陶瓷壳模用于钛合金铸件的方法。就申请人所知，以前没有利用从碳化硅、铝酸钙水泥和氧化铝混合物构成的分级结构熔铸模用于TiAl铝化物合金的尝试。
本发明也描述用于制造包含碳化硅的铸模的方法。具体地讲，本公开教授使用具有分级碳化硅的铸模的铸造方法。用于铸模中SiC的本体组成范围为约10-50%重量。在一个实例中，熔铸模由铝酸钙水泥、SiC颗粒和氧化铝颗粒的多相混合物组成。铝酸钙水泥为粘合剂，它在铸模中是连续相，并且在固化和铸造期间提供强度。铝酸钙水泥由三个相组成：一铝酸钙、二铝酸钙和钙铝石。铸模本体中的一铝酸钙占约0.05至0.95重量分数，表层中的所述一铝酸钙占约0.1至0.9重量分数。铸模本体中的二铝酸钙占约0.05至约0.80重量分数，表层中的所述二铝酸钙占约0.05至0.90重量分数。铸模本体中的钙铝石占约0.01至约0.30重量分数，表层中的所述钙铝石占约0.001至0.05重量分数。
本公开的一个方面的铸模组合物提供低成本铸造铝化钛(TiAl)涡轮机叶片，例如TiAl低压涡轮机叶片。铸模组合物可提供铸造比用常规壳模和重力铸造制造的部件需要更少机械加工和/或处理的近终形部件的能力。本文所用表达“近终形”意指初始制造制品接近制品的终(净)形，减少对进一步处理的需要，例如大量的机加工和表面精整。本文所用术语“涡轮机叶片”是指蒸汽涡轮机叶片和燃气涡轮机叶片二者。
因此，本公开解决制造不与钛和铝化钛合金显著反应的铸模(例如，熔铸模)的挑战。另外，根据本公开的一些方面，铸模的强度和稳定性允许高压铸造途径，例如离心铸造。本公开的技术优势之一是，在一个方面，本公开可提高例如从铝酸钙水泥和氧化铝熔铸模产生的终形铸件的结构完整性。较高强度，例如，较高疲劳强度，允许制造较轻组件。另外，具有较高疲劳强度的组件可持续较长时间，因此，具有较低寿命周期成本。
表面粗糙度为代表铸造和机械加工部件的表面完整性的指标之一。表面粗糙度由通过光学表面光度测定法测量的指定区域中的中线平均粗糙度值“Ra”和平均峰-谷距离“Rz”表征。可关于剖面或表面计算粗糙度值。剖面粗糙度参数(Ra, Rq,...)更普遍。粗糙度参数分别用描述表面的公式计算。在使用中有很多不同的粗糙度参数，但到目前为止Ra最普遍。在本领域已知，表面粗糙度与工具磨损相关。一般通过研磨和珩磨的表面精整过程得到具有0.1mm至1.6mm范围的Ra的表面。最终涂层的表面粗糙度Ra值取决于涂层或涂覆制品的所需功能。
平均粗糙度Ra用高度单位表示。在法定(英)制中，1 Ra一般表示“百万分之”一英寸。这也被称为“微英寸”。本文所示的Ra值是指微英寸。Ra值70相当于约2微米，Ra值35相当于约1微米。一般需要高性能制品的表面具有约20或更小的Ra，所述制品例如涡轮机叶片、涡轮机叶轮/喷嘴、涡轮机增压器、往复式发动机阀、活塞等。本公开的一个方面为一种涡轮机叶片，该涡轮机叶片包含钛或钛合金，并且具有跨其表面区域的至少一部分小于20的平均粗糙度Ra。
在越来越高地加热熔融的金属时，它们倾向于变得越来越具反应性(例如，经历与铸模表面的不期望反应)。这些反应引起污染金属部件的杂质生成，产生各种不利后果。杂质的存在改变金属的组成，使得它可能不满足期望的标准，从而使铸件不能用于预期应用。另外，杂质的存在可能不利地影响金属材料的机械性能(例如，降低材料的强度)。
另外，这些反应可造成表面纹理化，导致铸件表面上大量不合乎需要的粗糙度。例如，使用表面粗糙度值Ra，在本领域已知用于表征表面粗糙度，在良好的工作条件下，利用不锈钢合金和/或钛合金的铸件一般显示约100-200的Ra值。这些不利影响迫使使用较低温度来填充铸模。然而，如果熔融金属的温度不加热足够，铸造材料就可能冷却得太快，导致铸模不完全填充。
铸模组合物
本公开的方面提供用于能够提供改进的钛和钛合金组件的熔铸模的组合物。在本公开的一个方面，一铝酸钙可以铝酸钙水泥的形式提供。可将铝酸钙水泥称为“水泥”或“粘合剂”。
在某些实施方案中，将铝酸钙水泥与碳化硅和氧化铝颗粒混合，以提供可铸熔铸模混合物。在可铸铸模混合物中，铝酸钙水泥可大于约20%重量。在某些实施方案中，在可铸铸模混合物中，铝酸钙水泥在约30%重量和约60%重量之间。在可铸铸模混合物(铸模组合物)中使用大于20%重量铝酸钙水泥是本公开的一个特征。选择适当的铝酸钙水泥化学组成、碳化硅和氧化铝配料是铸模性能的影响因素。在一个方面，为了使与钛合金的反应最大限度地减小，可在铸模组合物中提供足量的氧化钙。
在一个方面，铸模组合物，例如熔铸模组合物，可包括铝酸钙水泥、碳化硅和氧化铝颗粒的多相混合物。铝酸钙水泥可作为粘合剂，例如，铝酸钙水泥粘合剂可提供铸模结构的主要骨架结构。在一个实例中，铝酸钙水泥在铸模中包括连续相，并且在固化和铸造期间提供强度。在另一个实例中，铸模组合物由铝酸钙水泥、碳化硅和氧化铝组成，即，铝酸钙水泥、碳化硅，连带或不连带氧化铝，可基本包括铸模组合物的仅有组分。
铸模可包括铸模本体和含碳化硅的表层，且铸模本体和含碳化硅的固有表层具有不同组成，其中分级碳化硅在表层有最大浓度，且在最远离表层的铸模本体区有最小浓度。在一个实例中，碳化硅在轴向、径向或轴向和径向两者上分级。铸模可包括铸模本体和含碳化硅的表层，铸模本体和含碳化硅的固有表层具有不同组成，其中铸模本体包含大于约50微米的氧化铝颗粒。在一个实例中，铸模进一步在铸模本体中包含小于约500微米外尺寸的氧化铝颗粒。
在一个实例中，本公开包括包含铝酸钙和碳化硅的含钛制品铸模组合物。在一个具体实施方案中，碳化硅在铸模中分级。分级是指其中在铸模中以连续或不连续方式作为轴向或径向位置的函数调节碳化硅的浓度。该分级可以在径向、轴向或径向和轴向两者上。铸模组合物可进一步包含氧化物颗粒，例如，中空氧化物颗粒。根据本公开的方面，氧化物颗粒可以为氧化铝颗粒、氧化镁颗粒、氧化钙颗粒、氧化锆颗粒、氧化钛颗粒、氧化硅颗粒、它们的组合或它们的组合物。氧化物颗粒可以为一种或多种不同氧化物颗粒的组合。
铸模可进一步在铸模本体中包含氧化铝颗粒，这些氧化铝颗粒可具有大于约50微米的外尺寸。铸模可进一步在铸模本体中包含氧化铝颗粒，这些氧化铝颗粒可具有小于约500微米的外尺寸。表层可进一步包含氧化铝。氧化铝的含量以重量分数计在表层中比在铸模本体中存在的可小至少20%。一铝酸钙的含量以重量分数计在表层中比在铸模本体中存在的可大至少20%。钙铝石的含量以重量分数计在表层中比在铸模本体中存在的可小至少50%。
铸模组合物可进一步包括氧化铝，例如，中空颗粒的形式，即，具有中空芯或基本由氧化物围绕的基本中空芯的颗粒。这些中空氧化铝颗粒可包含约99%氧化铝，并且具有约10毫米[mm]或更小的外尺寸，例如直径。在一个实施方案中，中空氧化铝颗粒具有约1毫米[mm]或更小的外尺寸，例如直径。在另一个实施方案中，氧化铝包含可具有约10微米[µm]至约10,000微米外尺寸的颗粒。在某些实施方案中，中空氧化物颗粒可包含中空氧化铝球(一般外尺寸或直径大于约100微米)。中空氧化铝球可加入铸模组合物，并且中空球可具有一定范围的几何结构，例如圆形颗粒或不规则聚集体。在某些实施方案中，氧化铝可包括圆形颗粒和中空球二者。在一个方面，发现这些几何结构提高熔铸模混合物的流动性。发明人构想使用氧化铝是因为，氧化铝尤其比在某些现有技术应用中使用的二氧化硅或硅酸盐更稳定。中空球形氧化铝颗粒的提高的流动性可改善从铸模制造的最终铸件的表面光洁度和表面特征的重现精度或精确度。
在本公开的一个实施方案中，含碳化硅的表层进一步包含氧化铝，且氧化铝的含量以重量分数计比铸模本体中存在的小至少20%，且含碳化硅的表层具有比铸模本体多至少的20%铝酸钙，和小至少50%的钙铝石。在一个具体实例中，使铸模中的碳化硅分级，使得它在表层中最高，在最远离表层的铸模区最低。
氧化铝包括约10微米至约10,000微米外尺寸的颗粒。在某些实施方案中，氧化铝包括小于约500微米外尺寸(例如直径)的颗粒。氧化铝可占铸模组合物的约0.5%重量至约80%重量。或者，氧化铝占铸模组合物的约40%重量至约60%重量。或者，氧化铝占铸模组合物的约30%重量至约68%重量。
在一个实施方案中，铸模组合物进一步包含氧化钙。氧化钙可大于铸模组合物的约10%重量且小于约50%重量。在一个实例中，最终铸模具有小于2克/立方厘米的密度和大于500磅/平方英寸[psi]的强度。在一个实施方案中，氧化钙大于铸模组合物的约30%重量且小于约50%重量。或者，氧化钙大于含碳化硅的铸模组合物的约25%重量且小于约35%重量。
本公开的一个方面为一种用于铸造含钛制品的铸模，所述铸模包括：包含一铝酸钙、二铝酸钙和钙铝石的铝酸钙水泥，其中铸模在铸模本体和模腔之间具有约10微米至约500微米的含碳化硅的固有表层，另外，其中碳化硅在铸模中分级。在一个实施方案中，表层为连续的含碳化硅的固有表层。
在一个具体实施方案中，本公开的铸模组合物包含铝酸钙水泥。铝酸钙水泥包括包含钙和铝的至少三个相或组分：一铝酸钙(CaAl2O4)、二铝酸钙(CaAl4O7)和钙铝石(Ca12Al14O33)。
在水泥窑中烧制后，初始水泥配料一般不在热力学平衡。然而，在铸模制造和高温烧制后，含碳化硅的铸模组合物移向热力学稳定结构，并且这种稳定性对随后的铸造过程起作用。含碳化硅的固有表层中一铝酸钙的重量分数可大于0.45，在该表层中钙铝石的重量分数可小于0.10。铸模本体中一铝酸钙的重量分数可大于0.5，铸模本体中钙铝石的重量分数可小于0.15。加入碳化硅允许铸模在铸造期间对反应更有抗性，因此，可在较高铸造温度操作。
铸模本体中的一铝酸钙可占约0.05至0.95重量分数，包含碳化硅的固有表层中一铝酸钙为约0.1至0.90。铸模本体中的二铝酸钙可占约0.05至0.80重量分数，包含碳化硅的固有表层中二铝酸钙为约0.05至0.90。铸模组合物本体中的钙铝石可占约0.01至约0.30重量分数，且包含碳化硅的固有表层中钙铝石为约0.001至0.05。
碳化硅可以不同量存在于铸模本体和表层二者中。例如，表层可包含比铸模本体更高浓度(每单位体积表层)的碳化硅颗粒，例如高10%。在一个具体实施方案中，铸模本体和固有表层具有基本相似浓度(每单位体积)的碳化硅颗粒。然而，发明人已发现，在铸模的不同区使用不同量碳化硅，特别以分级方式，允许铸模在铸造期间更有反应抗性，因此，可在较高铸造温度操作。在一个实施方案中，碳化硅以10%重量至50%重量之间存在，并且与没有碳化硅进行的铸造比较，在铸造期间提供至少25%的提高热导率。本申请的发明人发现，通过加入例如25%碳化硅，使热导率提高大于50%。在一个实施方案中，存在15%碳化硅，使热导率提高大于约25%。在一个具体实例中，存在25%重量碳化硅使热导率提高约50%、约60%、约70%或约80%。
铸模本体和含碳化硅的固有表层的精确组成可以不同。例如，铸模本体中的一铝酸钙占约0.05至0.95重量分数，含碳化硅的固有表层中一铝酸钙为约0.1至0.9；铸模本体中的二铝酸钙占约0.05至约0.80重量分数，含碳化硅的固有表层中二铝酸钙为约0.05至0.90；且其中铸模组合物本体中钙铝石占约0.01至约0.30重量分数，含碳化硅的固有表层中钙铝石为约0.001至0.05。
铝酸钙水泥中一铝酸钙的重量分数可大于约0.5，铝酸钙水泥中钙铝石的重量分数可小于约0.15。在另一个实施方案中，铝酸钙水泥大于铸模组合物的20%重量。铝酸钙水泥可具有约50微米或更小外尺寸的颗粒大小。
适用于铸模本体水泥的这些相的重量分数可以为0.05至0.95一铝酸钙，0.05至0.80二铝酸钙，和0.01至0.30钙铝石。相比之下，铸模表层中这些相的重量分数可以为0.1至0.90一铝酸钙，0.05至0.90二铝酸钙，和0.001至0.05钙铝石。表层中一铝酸钙的重量分数可大于约0.6，钙铝石的重量分数小于约0.1。在一个实例中，铸模本体水泥中一铝酸钙的重量分数大于约0.5，钙铝石的重量分数小于约0.15。
一铝酸钙是在钙氧化铝水泥中存在的水硬无机物。它的水硬有助于熔铸模的高早期强度。钙铝石在水泥中是期望的，因为它由于水硬结合快速形成在铸模固化早期阶段提供强度；然而，在铸造之前，在加热处理铸模时去除钙铝石。
铝酸钙水泥可具有约50微米或更小外尺寸的颗粒大小。使用小于50微米颗粒大小出于至少三个原因：第一，相信细颗粒大小促进在铸模混合和固化期间形成水硬结合；第二，应了解，细颗粒大小促进在烧制期间颗粒间烧结，这可提高铸模强度；第三，相信细颗粒大小改善在铸模中制造的铸造制品的表面光洁度。
铝酸钙水泥可作为粉末提供，并且可以其固有粉末形式或以附聚形式使用，例如喷雾干燥的附聚物。铝酸钙水泥也可与细尺度(例如，小于10微米大小)氧化铝预混。相信细尺度氧化铝由于在高温烧制期间烧结提高强度。在某些情况下，也可利用或不利用细尺度氧化铝(例如，具有小于50微米外尺寸的氧化铝)加入到较大尺度氧化铝(例如，具有大于50微米外尺寸的氧化铝)。
初始铝酸钙(液体颗粒混合物)中的固体和最终铝酸钙中的固体的百分数是本公开的一个特征。在一个实例中，初始铝酸钙-液体颗粒混合物中固体的百分数为约60%至约80%。在一个实例中，初始铝酸钙-液体颗粒混合物中固体的百分数为约70%至约80%。在另一个实例中，最终铝酸钙-液体颗粒混合物(其为具有小于约50微米外尺寸的铝酸钙颗粒与大于约70微米外尺寸的大尺度氧化铝颗粒和约5微米至约100微米外尺寸的碳化硅颗粒)中的固体为约70%至约95%。在一个实例中，初始铝酸钙颗粒为细尺度，在外尺寸上，约5微米至约50微米，和大于约70微米的氧化铝颗粒和最多约100微米的碳化硅，与水混合，以提供均匀和均质浆料。在某些情况下，通过向初始浆料逐渐加入较大氧化铝颗粒，例如，起初70微米，然后150微米，并混合2-15分钟，以得到均匀混合物，形成最终混合物。
在一个实施方案中，大尺度颗粒为在颗粒内具有空间或囊的中空颗粒，使得颗粒不为完全的填充致密颗粒(即，小于100%理论密度)。该空间/空气的程度不同，且中空颗粒包括其中颗粒体积的至少20%为空气的颗粒。在一个实例中，中空颗粒为其中颗粒体积的约5%至约75%由空的空间或空气组成的颗粒。在另一个实例中，中空颗粒为其中颗粒体积的约10%至约80%由空的空间或空气组成的颗粒。在又一个实例中，中空颗粒为其中颗粒体积的约20%至约70%由空的空间或空气组成的颗粒。在另一个实例中，中空颗粒为其中颗粒体积的约30%至约60%由空的空间或空气组成的颗粒。在另一个实例中，中空颗粒为其中颗粒体积的约40%至约50%由空的空间或空气组成的颗粒。
在另一个实例中，中空颗粒为其中颗粒体积的约10%由空的空间或空气组成的颗粒。在一个实例中，中空颗粒为其中颗粒体积的约20%由空的空间或空气组成的颗粒。在一个实例中，中空颗粒为其中颗粒体积的约30%由空的空间或空气组成的颗粒。在一个实例中，中空颗粒为其中颗粒体积的约40%由空的空间或空气组成的颗粒。在一个实例中，中空颗粒为其中颗粒体积的约50%由空的空间或空气组成的颗粒。在一个实例中，中空颗粒为其中颗粒体积的约60%由空的空间或空气组成的颗粒。在一个实例中，中空颗粒为其中颗粒体积的约70%由空的空间或空气组成的颗粒。在一个实例中，中空颗粒为其中颗粒体积的约80%由空的空间或空气组成的颗粒。在一个实例中，中空颗粒为其中颗粒体积的约90%由空的空间或空气组成的颗粒。
中空的颗粒，例如，中空的氧化铝颗粒，起至少两种作用：[1]它们减小芯的密度和重量，并且最小限度减小强度；得到约500psi和高于500psi的强度水平，并且具有约2g/cc和更小的密度；和[2]它们减小铸模的弹性模量，并且帮助在铸造后在铸模和组件冷却期间提供顺应性。铸模的增加的顺应性和压碎性可减小组件上的拉伸应力。
铝酸钙水泥可具有约50微米或更小外尺寸的颗粒大小。外尺寸是指颗粒上两个点之间的最长距离。如果颗粒为圆形，则外尺寸指直径。如果颗粒为卵形，则外尺寸指卵形颗粒外周上相互最远离的两个点之间的最长距离。另外，如果颗粒为不规则形状，则外尺寸指不规则形状颗粒上相互最远离的两个点之间的距离。
具有分级碳化硅的铸模
本公开尤其涉及一种用于能够提供改进的钛和钛合金组件的熔铸模的组合物。铸模在铸模本体和模腔之间含有包含碳化硅的连续固有表层。在一个实例中，使碳化硅遍及铸模分级，使得在铸模的一些区中有较大浓度，而在铸模的其它区中有较小浓度。小于约50微米外尺寸的碳化硅粉末大小用于铸模制造过程。本申请的发明人发现，使用这种大小的碳化硅粉末促进在铸模制造期间颗粒偏析到表层。因此，在铸模中存在分级的碳化硅提供有利的性质。铸模本体也可包含碳化硅。
在本公开的方面中使用的铝酸钙水泥一般包含钙和铝的三个相或组分：一铝酸钙(CaAl2O4)、二铝酸钙(CaAl4O7)和钙铝石(Ca12Al14O33)。一铝酸钙是在钙氧化铝水泥中存在的水硬无机物。一铝酸钙的水硬有助于熔铸模的高早期强度。钙铝石在水泥中是合乎需要的，因为它由于水硬结合快速形成在铸模固化早期阶段提供强度。然而，一般在铸造之前，在加热处理铸模期间去除钙铝石。
在一个方面，在水泥生产窑中烧制后，初始铝酸钙水泥配料一般不在热力学平衡。然而，在铸模制造和高温烧制后，铸模组合物移向热力学稳定结构，并且这种稳定性对随后的铸造过程是有利的。在一个实施方案中，水泥中一铝酸钙的重量分数大于0.5，且钙铝石的重量分数小于0.15。钙铝石结合在铸模中铸模本体和表层二者内，因为它是快速固化的铝酸钙，并且相信它在固化的早期阶段为铸模本体和表层提供强度。固化可在低温进行，例如在15℃和40℃之间的温度，因为挥发性蜡模型为温度敏感性，并且在高于约35℃热暴露时失去其形状和性能。在一个实例中，在低于30℃的温度使铸模固化。
一般通过使水泥与高纯度氧化铝、碳化硅和高纯度氧化钙或碳酸钙混合制造铝酸钙水泥，一般将化合物的混合物在炉或窑中加热到高温，例如在1000和1500℃之间的温度，以允许反应。
然后将在窑中产生的所得产物(在本领域称为水泥“熟料”)粉碎、研磨并过筛，以产生优选颗粒大小的铝酸钙水泥。另外设计并处理铝酸钙水泥，以具有最少量杂质，例如，最少量二氧化硅、钠和其它碱和氧化铁。在一个方面，铝酸钙水泥的目标水平是，Na2O、SiO2、Fe2O3和TiO2的总和小于约2%重量。在一个实施方案中，Na2O、SiO2、Fe2O3和TiO2的总和小于约0.05%重量。另外设计并处理最终铸模，以具有最少量杂质，例如，最少量二氧化硅、钠和其它碱和氧化铁。在一个方面，最终铸模的目标水平是，Na2O、SiO2、Fe2O3和TiO2的总和小于约2%重量。在一个实施方案中，Na2O、SiO2、Fe2O3和TiO2的总和小于约0.05%重量。
在本公开的一个方面提供一种铝酸钙水泥，所述铝酸钙水泥具有超过35%重量氧化铝(Al2O3)的本体氧化铝浓度和小于65%重量氧化钙。在一个相关实施方案中，该氧化钙的重量小于50%。在一个实例中，水泥的最大氧化铝浓度可以为约88%(例如，约12% CaO)。在一个实施方案中，铝酸钙水泥具有高纯度，并且包含最高70%氧化铝。在铸造之前，可使一铝酸钙的重量分数在烧制的铸模中达到最大限度。使铸造合金和铸模之间的反应最大限度地减小可能需要最少量氧化钙。发明人发现，如果在水泥中有大于50%氧化钙，这就可产生多个相，例如钙铝石和铝酸三钙，并且这些不能与一铝酸钙一样好地在铸造期间发挥作用。在一个实例中，氧化钙的范围小于约50%重量且大于约10%重量。
如上提到，在铸模中铝酸钙水泥/粘合剂中的三个相是一铝酸钙(CaAl2O4)、二铝酸钙(CaAl4O7)和钙铝石(Ca12Al14O33)。相对于其它铝酸钙相，在水泥中产生表层的一铝酸钙有三个优点：1)一铝酸钙结合在铸模中，因为它具有快速固化响应(虽然不如钙铝石快)，并且相信它在固化的早期阶段为铸模提供强度。铸模强度的快速产生提供铸模的尺寸稳定性，且这一特征改善最终铸造组件的尺寸一致性。2)一铝酸钙相对于正被铸造的钛和铝化钛合金化学稳定。相对于二铝酸钙和具有较高氧化铝活性的其它铝酸钙相使用一铝酸钙，这些相与正被铸造的钛和铝化钛合金更具反应性。3)一铝酸钙和二铝酸钙为低膨胀相，应了解它们在固化、脱蜡和随后铸造期间防止在铸模中形成高水平应力。一铝酸钙的热膨胀行为与氧化铝更密切匹配。
在某些实施方案中，铸模在铸模本体和模腔之间包含连续的含碳化硅的固有表层。设计铸模以包含在铸模制造期间提供提高的铸模强度的相，并且设计连续表层以提供在铸造期间增加的热导率和增加的抗反应性。在一个实例中，进一步设计铸模，使得碳化硅在铸模内分级。即，铸模的不同部分具有以分级形式存在的不同浓度碳化硅。铸模能够在高压铸造，这对终形铸造方法合乎需要。已确定提供具有提高性能的铸件的用于表层和铸模本体的铸模组合物(特别是具有分级碳化硅存在的组合物)和组成相。
表层定义为铸模中邻近内表面或模腔的铸模区域。固有表层为只包含从配料的初始组分提供到铸模的物类的表层。因此，固有表层不包含不来自初始注入陶瓷配料的任何物类。相比之下，非固有表层为单独施加并且包含可能不在初始配料组分中的物类(例如，在单独操作中产生)的表层。在一个实例中，可认为固有表层为约100微米厚的区域。含碳化硅的固有表层可以为约10微米至约500微米厚。含碳化硅的固有表层可以为约10微米至约300微米厚。含碳化硅的固有表层可以为约10微米至约100微米厚。含碳化硅的固有表层可以为约30微米至约200微米厚。在一个具体实例中，含碳化硅的表层为约50微米、约100微米、约150微米、约200微米、约250微米、约300微米、约350微米、约400微米、约450微米或约500微米厚。表层可以是连续的。连续的表层使其更有效。表层后和更远离模腔的区域被称为铸模本体。
本公开的一个方面为用于铸造含钛制品的铸模的含碳化硅的表层组合物，所述表层组合物包含一铝酸钙、二铝酸钙和碳化硅，其中表层组合物为含碳化硅的固有表层，为约10微米至约500微米厚，并且位于铸模本体和对模腔开放的铸模表面之间。在一个实例中，铸模本体在其内具有分级碳化硅水平。在一个实例中，表层具有最高浓度存在的碳化硅。在一个实例中，表层包含具有小于约50微米外尺寸颗粒大小的铝酸钙。铸模本体中铝酸钙的颗粒大小可大于50微米外尺寸。
表层可由至少以下四个相组成：一铝酸钙(CaAl2O4)、二铝酸钙(CaAl4O7)、钙铝石(Ca12Al14O33)和碳化硅，除碳化硅外，所有这些相均可在初始铝酸钙水泥中。表层也可包含细尺度氧化铝颗粒。表层后的铸模本体由一铝酸钙(CaAl2O4)、二铝酸钙(CaAl4O7)、钙铝石(Ca12Al14O33)、碳化硅和氧化铝组成。氧化铝可作为氧化铝颗粒或氧化铝泡加入。颗粒可具有一定范围的几何结构，例如圆形颗粒或不规则聚集体。氧化铝颗粒大小可小到10微米，大到10mm。由于这些几何结构提高熔铸模混合物的流动性，氧化铝可由圆形颗粒和泡二者组成。这些颗粒可以是中空的。一般在铸模本体中氧化铝颗粒大小大于50微米。流动性影响熔铸模混合物注入和围绕挥发性模型固化期间水泥分配到挥发性模型(例如，蜡)的方式。流动性影响从铸模制造的最终铸件的表面光洁度和表面特征的重现精度。在一个实施方案中，表层中颗粒的大小小于50微米，且铸模本体中颗粒的大小大于50微米。
本公开也提供一种用于熔铸模的含碳化硅的固有表层组合物和本体铸模组合物，其能够一起提供改进的钛和钛合金铸造组件。铸模可包含铝酸钙水泥和氧化铝颗粒。在一个实例中，铝酸钙水泥起两种作用。首先，水泥在通过去除挥发性模型产生的模腔中原位产生表层，其次，它在表层后的铸模本体中在氧化铝颗粒之间作为粘合剂。在一个实例中，表层包含碳化硅。在一个实例中，铸模的本体组合物包含10%重量和50%重量之间的氧化钙。在一个实例中，表层中的CaO组分为铸模的20%重量-40%重量。最终铸模可具有小于2克/立方厘米的密度和大于500psi的强度。
设计铸模以包含在铸模制造期间提供提高的铸模强度的相，并且设计包含碳化硅的连续表层以提供在铸造期间增加的热导率和增加的抗反应性。设计碳化硅以提供在铸造期间增加的热导率。在一个实例中，该碳化硅以较高浓度存在于其中增加的热导率和增加的抗反应性为必要的铸模的某些部分(例如，接近表层)，而以较低浓度存在于不暴露于高温且不与反应性合金接触的铸模的某些部分(例如，最远离表层的铸模本体)。
在一个实例中，碳化硅颗粒具有约1至约100微米外尺寸。在另一个实例中，碳化硅颗粒具有约1至约50微米外尺寸。在一个具体实例中，碳化硅颗粒具有约10微米至约30微米外尺寸。或者，碳化硅颗粒可具有约20微米至约30微米外尺寸。在一个具体实例中，碳化硅颗粒具有约25微米外尺寸。在另一个实例中，碳化硅颗粒具有约10微米、约15微米、约20微米、约25微米、约30微米、约35微米、约40微米、约45微米、约50微米、约60微米、约70微米、约80微米、约90微米或约100微米外尺寸。
铸模可包括铸模本体和含碳化硅的固有表层，铸模本体和含碳化硅的固有表层具有不同组成，且含碳化硅的固有表层包含具有小于约50微米颗粒大小的铝酸钙。铸模可包括铸模本体和含碳化硅的固有表层，其中铸模本体和固有表层具有不同组成，且其中铸模本体包含大于约50微米的氧化铝颗粒。在一个实例中，铸模包括铸模本体和含碳化硅的固有表层，其中铸模本体包含大于约50微米的氧化铝颗粒，而固有表层包含小于约50微米大小的铝酸钙颗粒。
关于本公开中提供的终形铸造方法允许部件能够用非破坏性方法更详细并以更低成本检查，例如x-射线、超声或涡流。减小在过大厚度区与检查辐射衰减和散射相关的难度。可潜在分辨较小缺陷，且这可提供具有提高的机械性能的部件。
本公开提供能够提供改进的钛和钛合金组件的熔铸模组合物和铸造方法。在一个实施方案中，铸模用铝酸钙水泥或粘合剂和氧化铝颗粒构造。在一个实施方案中，铸模在铸模本体和模腔之间含有包含碳化硅的固有表层。表层中颗粒的大小一般小于50微米。铸模本体中颗粒的大小可大于50微米。铸模本体中颗粒的大小可大于1mm。在表层中，颗粒的大小可小于50微米，铸模本体中颗粒的大小可大于50微米。一般表层为连续的含碳化硅的固有表层，使其更有效。
含碳化硅的固有表层可具有以重量分数计比铸模本体多至少20%的铝酸钙、少至少20%的氧化铝和少至少50%的钙铝石。含碳化硅的固有表层中一铝酸钙的重量分数可大于0.45，钙铝石的重量分数可小于0.10。在一个实例中，含碳化硅的固有表层中一铝酸钙占0.1至0.9重量分数，含碳化硅的固有表层中二铝酸钙占0.05至0.90重量分数，含碳化硅的固有表层中钙铝石占0.001至0.05重量分数。含碳化硅的固有表层中一铝酸钙增加的重量分数降低铸造期间熔融合金与铸模的反应速率。
含碳化硅的固有表层可具有以重量分数计比铸模本体多至少20%的一铝酸钙。含碳化硅的固有表层可具有以重量分数计比铸模本体少至少20%的氧化铝。在一个实例中，含碳化硅的固有表层可具有以重量分数计比铸模本体多至少20%的铝酸钙、少至少20%的氧化铝和少至少50%的钙铝石。
在某些实施方案中，表层的组成相和铸模本体的组成相在铸件性能中起作用。如本文所公开，铸模的表层提供在铸造期间与合金的最小反应，因此铸模提供具有所需组件性能的铸件。铸件的外部性质包括诸如形状、几何结构和表面光洁度的特征。铸件的内部性质包括机械性质、微结构、低于临界大小的缺陷(例如，孔和夹杂物)。
关于铸模表层和铸模本体的组成相，一铝酸钙(CaAl2O4)是合乎需要的，有至少两个原因。首先，一铝酸钙促进在铸模制造初始阶段水泥颗粒之间形成水硬结合，这种水硬结合在铸模构造期间提供铸模强度。其次，一铝酸钙经历与钛和铝化钛基合金的很低的反应速率。
在一个实施方案中，表层包含一铝酸钙(CaAl2O4)、二铝酸钙(CaAl4O7)、钙铝石(Ca12Al14O33)、碳化硅和氧化铝。在一个实施方案中，表层中颗粒的大小小于50微米外尺寸。在表层中，一铝酸钙(CaAl2O4)、二铝酸钙(CaAl4O7)的组合大于50%重量，氧化铝浓度小于50%重量。在表层中可有大于20%重量一铝酸钙(CaAl2O4)。表层后和更远离模腔的区域被称为铸模本体。在此铸模本体区，在一个实施方案中，一铝酸钙(CaAl2O4)、二铝酸钙(CaAl4O7)的组合小于50%重量，在铸模本体中氧化铝浓度大于50%重量。另外，在一个实例中，该铸模本体遍布其内具有分级碳化硅。分级碳化硅可在铸模中径向分级或轴向分级。
表层中碳化硅的量可以变化。例如，碳化硅的量可以在15%重量至45%重量变化。本公开的发明人发现，不仅碳化硅能够在高温稳定性和铸造钛合金的适用性方面为铸模和表层提供优良的性能，而且发现本体和表层中的特定含量碳化硅最佳。例如，在表层中35%重量碳化硅提供优良的结果。如果在表层中有太多碳化硅，即，碳化硅的含量处于或高于45%重量，就有在铸造期间碳聚集(pick up)和最终部件中碳不可接受水平的可能性。另一方面，如果没有碳化硅或有最低量(例如，小于约20%重量)，则碳化硅将不使铸模的热导率提高超出没有碳化硅的铸模的热导率水平。
使用含碳化硅的固有表层具有相对于使用非固有表层的显著优点。在铸造钛合金中使用的非固有表层一般为基于氧化钇的表层或基于氧化锆的表层。具体地讲，在铸模中用于铸造的非固有表层可能在铸模处理(例如，去除挥发性模型和烧制)和铸造期间劣化、破裂和剥落。在铸模用熔融金属填充时，从非固有表层分离的表层碎片可能变得夹在铸件中，且陶瓷表层在最终部件中成为夹杂物。夹杂物降低从铸造制造的组件的机械性能。
由于在钛和熔铸模之间有反应，在铸造珠宝和假牙中使用的由熔融二氧化硅、方英石、石膏等组成的常规熔铸模混合物不适用于铸造反应性合金，例如钛合金。在熔融合金和铸模之间的任何反应使最终铸件的性质恶化。恶化可单纯如由气泡造成的不良表面光洁度，或者在更严重的情况下，可损害铸件的化学组成、微结构和性能。
制造不与钛和铝化钛合金显著反应的熔铸模一直是个挑战。关于这一点，存在很少(如果有)现有的注入陶瓷熔模混合物满足对结构钛和铝化钛合金的需求。因此，需要不与钛和铝化钛合金显著反应的熔铸模。在现有方法中，为了减少常规熔铸模混合物的限制，已研发数种另外的铸模材料。例如，研发一种氧化-膨胀类型的熔模混合物，其中用氧化镁或氧化锆作为主要组分，并将金属锆加到主要组分，以补偿由于铸造金属固化的收缩。然而，现有技术熔模混合物有多个限制，如上详述。
本公开的铝酸钙水泥称为水泥或粘合剂，在一个实施方案中，使其与碳化硅颗粒和氧化铝颗粒混合，以制备可铸熔铸模混合物。铝酸钙水泥一般为可铸熔铸模混合物中大于>30%重量，使用该比例的铝酸钙水泥是本公开的一个特征，因为它有利于形成含碳化硅的固有表层。申请人发现，选择恰当的铝酸钙水泥化学组成和氧化铝配料部分决定铸模的性能。在一个实例中，申请人发现，就铝酸钙水泥而言，为了使与钛合金的反应最大限度地减小，具有特定量氧化钙(CaO)也是必要的。如果碳化硅不存在，则热导率保持与铸模相同。同样，如果碳化硅太低(例如，小于15%重量)，则热导率也与铸模相同。这将不如存在足够碳化硅(15-45%重量)时理想。如果有太多碳化硅(例如，大于45%重量)，则铸模中的碳活性太高，且铸件的碳污染在高于以上可接受的限度(例如，500ppm重量)发生。
表层可包含具有小于约50微米颗粒大小的铝酸钙水泥。在另一个实例中，铝酸钙水泥的颗粒大小小于约10微米。在一个实例中，铸模本体具有大于50微米大小的颗粒，并且可包含氧化铝。
表层具有比铸模本体更少的氧化铝和更多的铝酸钙水泥。含碳化硅的固有表层可具有以重量分数计比铸模本体多至少20%的铝酸钙、少至少20%的氧化铝和少至少50%的钙铝石。在一个实例中，含碳化硅的固有表层中一铝酸钙占0.1至0.9重量分数，含碳化硅的固有表层中二铝酸钙占0.05至0.90重量分数，含碳化硅的固有表层中钙铝石占0.001至0.05重量分数。含碳化硅的固有表层中一铝酸钙和二铝酸钙增加的重量分数降低铸造期间熔融合金与铸模的反应速率。
使初始水泥浆料混合，以具有30和1500厘泊之间的粘度。在一个实施方案中，粘度范围在50和500厘泊之间。如果粘度太低，浆料就不使所有固体保持在悬浮体中，发生较重颗粒的沉降，导致在固化期间偏析，且不形成含碳化硅的固有表层。即，如果最终浆料混合物粘度太低，在固化期间就会发生较重颗粒沉降，且铸模将不具有遍布铸模本体的所需均匀组成。如果粘度太高，铝酸钙颗粒可能不分配到挥发性模型，并且不形成固有表层。即，如果最终浆料/混合物粘度太高，最终浆料混合物将不围绕挥发性模型流动，并且铸模内腔不适用于铸造最终所需的部件。使具有铝酸钙水泥和氧化铝颗粒的最终浆料混合，以具有约2000和8000厘泊之间的粘度。最终浆料粘度可在3000和6000厘泊之间。
熔铸模可由细尺度(<50微米)铝酸钙水泥颗粒、细尺度(<50微米)氧化铝颗粒、细尺度(<50微米)碳化硅和较大尺度(>100微米)氧化铝颗粒的多相混合物组成。在一个实例中，固有表层不含大于50微米的任何氧化铝颗粒。形成含碳化硅的固有表层是因为，在水基熔模混合物中悬浮体内的细尺度水泥颗粒在铸模制造期间优先分配到挥发性/蜡模型，并且形成富含细尺度颗粒(<50微米)的固有表层，包括一铝酸钙、二铝酸钙、碳化硅和氧化铝颗粒。在一个实施方案中，表层中没有大尺度氧化铝颗粒(>50微米)。浆料粘度和固体载量为形成含碳化硅的固有表层的影响因素。在固有表层中不存在大尺度(>100微米)颗粒改善铸模和所得铸件的表面光洁度。固有表层中一铝酸钙和二铝酸钙增加的重量分数降低铸造期间熔融合金与铸模的反应速率。
碳化硅一般作为具有小于100微米大小的颗粒加入。用于本公开中所述一些实例的碳化硅粉末具有最高约1000微米的颗粒大小。氧化铝可作为氧化铝颗粒或中空氧化铝颗粒加入。颗粒可具有一定范围的几何结构，例如圆形颗粒或不规则聚集体。氧化铝颗粒大小可小到10微米，大到10mm。在一个实例中，由于这些几何结构提高熔铸模混合物的流动性，氧化铝由圆形颗粒和泡或中空颗粒二者组成。
流动性改善从铸模制造的最终铸件的表面光洁度和表面特征的重现精度。铝酸钙水泥颗粒一般具有小于50微米的颗粒大小。使用小于50微米颗粒大小出于三个原因：第一，细颗粒大小在铸模混合和固化期间促进形成水硬结合；第二，细颗粒大小可在烧制期间促进颗粒间烧结，这可提高铸模强度；第三，细颗粒大小改善模腔的表面光洁度。
铝酸钙水泥粉末可以其固有形式或以附聚形式使用，例如喷雾干燥的附聚物。铝酸钙水泥也可在与较大尺度氧化铝混合之前与细尺度(例如，<10微米)氧化铝预混，细尺度氧化铝可由于在高温烧制期间烧结提供强度的提高。类似地，碳化硅颗粒一般具有小于100微米的颗粒大小，优选小于50微米，在此大小，它可与铝酸钙水泥颗粒紧密混合，并且可有助于表层的性能。具有小于100微米大小的碳化硅颗粒可改善铸模和随后铸造组件的表面光洁度。如果碳化硅颗粒太大(大于100微米)，对于所加碳化硅的特定重量分数，颗粒就不产生所需的热导率改善(即，增加)。
在铸模本体中，铝酸钙水泥为粘合剂，且将粘合剂认为是表层后铸模结构的主要骨架。它在铸模中是连续相，并在固化和铸造期间提供强度。在一个实施方案中，铸模组合物本体包含细尺度(<50微米)铝酸钙水泥颗粒和较大尺度(例如，>100微米)氧化铝颗粒。在另一个实施方案中，表层组合物包含铝酸钙水泥和碳化硅。
组成表层的铝酸钙水泥包含至少三个相:一铝酸钙(CaAl2O4)、二铝酸钙(CaAl4O7)和钙铝石(Ca12Al14O33)。在一个实施方案中，表层也可包含细尺度氧化铝颗粒。在另一个实施方案中，表层后的铸模本体包含一铝酸钙(CaAl2O4)、二铝酸钙(CaAl4O7)、钙铝石(Ca12Al14O33)、碳化硅和氧化铝。氧化铝可作为氧化铝颗粒加入，例如中空氧化铝颗粒。碳化硅和氧化铝颗粒可具有一定范围的几何结构，例如圆形颗粒或不规则聚集体，另外，这些颗粒可以是中空的。氧化铝颗粒大小可小到10微米，大到10mm。
在一个实施方案中，由于这些几何结构提高熔铸模混合物的流动性，氧化铝由圆形颗粒和中空颗粒二者组成。一般在铸模本体中氧化铝颗粒大小大于50微米。流动性影响熔铸模混合物注入和围绕挥发性模型固化期间水泥分配到挥发性模型(例如，蜡)的方式。流动性影响从铸模制造的最终铸件的表面光洁度和表面特征的重现精度。
产生表层的铝酸钙水泥颗粒一般具有小于50微米的颗粒大小。小于50微米颗粒大小有几个优点，包括：第一，细颗粒大小在铸模混合和固化期间促进形成水硬结合；第二，细颗粒大小可在烧制期间促进颗粒间烧结，这可提高铸模强度；第三，细颗粒大小改善模腔的表面光洁度。铝酸钙水泥粉末可以其固有形式或以附聚形式使用，例如喷雾干燥的附聚物。铝酸钙水泥也可在与较大尺度氧化铝混合之前与细尺度(例如，<10微米)氧化铝预混，细尺度氧化铝可由于在高温烧制期间烧结提供强度的提高。然而，如果氧化铝颗粒分配到表层，则可降低铸件性能。
例如，如果氧化铝颗粒分配到表层，使得含碳化硅的固有表层具有比铸模本体更多的氧化铝，则熔融合金与氧化铝以不合需要的方式反应，并产生气泡，气泡产生表面缺陷和铸件自身内的缺陷。所得铸件的性能降低，例如强度和疲劳强度。目前公开的方法允许形成在含碳化硅的固有表层比铸模本体具有显著更少氧化铝的表层。
从室温至最终烧制温度处理表层和铸模也可起作用，具体地讲，热历史和湿度曲线。到烧制温度的加热速率和烧制后的冷却速率是本公开的特征。如果加热表层和铸模太快，它们就可能发生内部或外部破裂或二者，非常不期望在铸造之前表层和铸模破裂，它将至少产生不良的表面光洁度。另外，如果加热铸模和表层太快，铸模的表层就可能破裂和剥落，这可导致在最坏情况下在最终铸件中不合乎需要的夹杂物和不良表面光洁度(即使没有夹杂物)。在达到最高铸模烧制温度后，如果冷却表层和铸模太快，表层或铸模本体也可能发生内部或外部破裂或二者。
初始水泥混合物的固体载量和最终铸模混合物的固体载量对铸模结构和在铸模内形成含碳化硅的固有表层的能力有影响。固体载量的百分数定义为作为百分数描述的混合物中的总固体除以混合物中液体和固体的总质量。在一个实施方案中，初始铝酸钙-液体水泥混合物中固体的百分数为约60%至约78%。
如果初始水泥浆料中固体载量小于约70%，则水泥颗粒将不保持在悬浮体中，并且在铸模固化期间，水泥颗粒从水分离，并且组合物将不均匀遍布于铸模中。相比之下，如果在水泥中固体载量太高(例如，大于约78%)，则具有大尺度氧化铝的最终混合物的粘度太高(例如，根据所加大尺度氧化铝颗粒的量、大小和形态)，并且混合物中的水泥颗粒将不能在铸模内分配到挥发性模型，并且不形成含碳化硅的固有表层。
具有大尺度(例如，大于约50微米，在另一个实例中，大于约100微米)氧化铝颗粒的最终铝酸钙-液体水泥混合物中固体的百分数可以为约75%至约90%。具有大尺度氧化铝颗粒的最终铝酸钙-液体水泥混合物中固体的百分数可以为约78%至约88%。在另一个实例中，具有大尺度氧化铝颗粒的最终铝酸钙-液体水泥混合物中固体的百分数为约78%至约84%。这些氧化铝颗粒可以是中空的。在一个具体实施方案中，具有大尺度氧化铝颗粒的最终铝酸钙-液体水泥混合物中固体的百分数为约80%。
分级碳化硅铸模和铸造方法
通过配制陶瓷组分的熔铸模混合物，并将混合物注入包含挥发性模型的容器，形成熔铸模。使在模型上形成的熔铸模充分固化，以形成所谓的“生坯铸模”。在模型上形成含碳化硅的固有表层和熔铸模，并使它们充分固化，以形成这种生坯铸模。一般生坯铸模的固化进行1小时至48小时时间。随后，通过熔融、溶解、点燃或其它已知的模型去除技术从生坯铸模选择性去除挥发性模型。蜡模型去除的典型方法包括烘箱脱蜡(小于150℃)、炉脱蜡(大于150℃)、蒸汽高压釜脱蜡和微波脱蜡。
为了铸造钛合金和铝化钛及其合金，然后将生坯铸模在高于600℃(例如，600至1400℃)的温度烧制超过1小时时间，优选2至10小时，以产生用于铸造的铸模强度，并去除铸模中任何不合需要的残余杂质，例如金属物类(Fe、Ni、Cr)和含碳物类。在一个实例中，烧制温度为至少950℃。烧制铸模的气氛一般为环境空气，虽然可使用惰性气体或还原气氛。
烧制过程也从铸模去除水，并使钙铝石转化成铝酸钙。铸模烧制过程的另一个目的是使在铸造前表层和铸模中保留的任何游离二氧化硅最大限度地减少。其它目的是去除水，提高高温强度，并增加一铝酸钙和二铝酸钙的量。
将铸模从室温加热到最终烧制温度，具体地讲，控制热历史。一般调节或控制到烧制温度的加热速率和烧制后的冷却速率。如果加热铸模太快，就可能发生内部或外部破裂或二者，非常不期望在铸造之前有铸模破裂。另外，如果加热铸模太快，铸模的内表面就可能破裂和剥落。这可导致在最终铸件中不合乎需要的夹杂物和不良表面光洁度(即使没有夹杂物)。类似地，在达到最高温度后，如果冷却铸模太快，铸模也可能发生内部或外部破裂或二者。
铸模组合物的径向分级显示于图2中。可通过使用同心间隔物产生铸模组合物的径向分级，同心间隔物具有铸模的相同长度，并且在挥发性模型已例如在铸模筒中固化之后且在陶瓷含SiC的铸模混合物注入铸模的不同径向体积之前布置在铸模筒内。在陶瓷含SiC的铸模混合物已注入铸模筒之后且在陶瓷含SiC的铸模混合物固化之前，从铸模筒去除同心间隔物。
铸模组合物的轴向分级显示于图1中，它产生分层类型结构。在挥发性模型已在铸模筒中固化之后，通过预定体积的预选含SiC铸模混合物注入铸模筒，可产生铸模组合物的轴向分级。此步骤产生组成“层”，用另外预定体积的预选含SiC铸模混合物重复这一步骤，直至包含挥发性模型的铸模筒已用所设计的组成分级填充。
径向和轴向分级的组合显示于图3中。可用上述两种技术的组合产生径向和轴向分级的组合。例如，通过使用同心间隔物可产生铸模组合物的径向分级，该同心间隔物短于铸模的完全长度，并且在挥发性模型已例如在铸模筒中固化之后且在陶瓷含SiC的铸模混合物注入铸模的不同径向体积之前布置在铸模筒内。在陶瓷含SiC的铸模混合物层已注入铸模筒之后且在注入随后层之前，从铸模筒去除同心间隔物。
在本公开中所述的铸模组合物特别适用于钛和铝化钛合金。在烧制之后和铸造之前铸模组合物的表层和本体可影响铸模性质，特别关于组成相。在一个实施方案中，为了铸造，使用在铸模中高重量分数的一铝酸钙，例如0.15至0.8的重量分数。另外，为了铸造，期望使铸模本体和含碳化硅的固有表层中钙铝石的重量分数最大限度地减小，例如，使用0.01至0.2的重量分数，因为钙铝石为水敏感性，并且可能在铸造期间带来水释放和气体产生的问题。在烧制后，铸模也可包含小重量分数的铝硅酸盐和铝硅酸钙。为了使铸模与铸件的反应最大限度地减小，铝硅酸盐和铝硅酸钙的重量分数的总和一般可保持到在铸模本体小于5%和在表层中小于0.5%。
本公开的一个方面为形成用于铸造含钛制品的铸模的方法。该方法包括，使铝酸钙和碳化硅与液体混合，以制备铝酸钙的浆料，其中初始铝酸钙/液体混合物中固体的百分数为浆料的约60%重量至约80%重量，且浆料的粘度为约30至约1500厘泊。该方法还包括以下步骤：将浆料引入包含挥发性模型的模腔，并使浆料在模腔中固化，以形成含钛制品的铸模。在浆料加入模腔之前，可加入氧化物颗粒，在一个实例中，可加入中空氧化铝颗粒。在制备浆料之前或期间，可向铝酸钙加入碳化硅。碳化硅颗粒可具有约1微米至约1000微米外尺寸。在某些情况下，碳化硅颗粒可具有约5微米至约100微米外尺寸。在一个具体实例中，碳化硅颗粒具有约10至约50微米外尺寸。在一个实例中，铝酸钙的颗粒大小为小于约50微米外尺寸。铝酸钙水泥可占用于制造铸模的组合物的大于20%重量。
外尺寸是指颗粒上两个点之间的最长距离。如果颗粒为圆，则外尺寸指直径。如果颗粒为卵形，则外尺寸指卵形颗粒外周上相互最远离的两个点之间的最长距离。另外，如果颗粒为不规则形状，则外尺寸指不规则形状颗粒上相互最远离的两个点之间的距离。
在某些具体实施方案中，本公开的铸模组合物包含熔铸模组合物。熔铸模组合物包含近终形、含钛金属的熔铸模组合物。在一个实施方案中，熔铸模组合物包含用于铸造近终形铝化钛制品的熔铸模组合物。近终形铝化钛制品包括例如近终形铝化钛涡轮机叶片。
选择合适的铝酸钙水泥化学组成和氧化铝配料是铸造期间铸模性能中的影响因素。就铝酸钙水泥而言，为了使与钛合金的反应最大限度地减小，可能有必要使游离氧化钙的量最大限度地减小。如果水泥中氧化钙浓度小于约10%重量，合金就会与铸模反应，因为氧化铝浓度太高，并且反应在铸件中产生不合乎需要的氧浓度水平、气泡和在铸造组件中不良的表面光洁度。游离氧化铝在铸模材料中不太合乎需要，因为它可能与钛和铝化钛合金发生侵蚀性反应。
该方法可进一步包括向浆料加入氧化物颗粒。氧化物颗粒选自氧化铝颗粒、氧化镁颗粒、氧化钙颗粒、氧化锆颗粒、氧化钛颗粒、氧化硅颗粒及它们的组合。氧化物颗粒可以为氧化铝(aluminum oxide)(也称为氧化铝(alumina))。氧化铝颗粒可具有一定范围大小，可大于约50微米。在具体情况中，可使用的所加氧化铝颗粒具有小于约500微米外尺寸。氧化铝颗粒可占用于制造铸模的组合物的约30%重量至约68%重量。这些氧化物颗粒可以是中空的。
如果水泥中氧化钙浓度大于50%重量，铸模就可能对从环境吸收水和二氧化碳敏感。因此，熔模中氧化钙浓度一般可保持低于50%。在一个实施方案中，熔铸模本体中的氧化钙浓度在10%重量和50%重量之间。在一个实施方案中，熔铸模本体中的氧化钙浓度在10%重量和40%重量之间。或者，熔铸模本体中的氧化钙浓度可在25%重量和35%重量之间。在一个实施方案中，表层中的CaO组分在20%重量和40%重量之间。在另一个实例中，铸模表层中的氧化钙浓度在15%重量和30%重量之间。
在铸造熔融金属或合金之前，一般将熔铸模预热到铸模铸造温度，该温度取决于要铸造的具体组件几何结构或合金。例如，典型铸模预热温度为600℃。一般铸模温度范围为450℃至1200℃，在一个实例中，温度范围为450℃至750℃，在某些情况下，500℃至650℃。
根据一个方面，熔融的金属或合金用常规技术注入铸模，可包括重力、反重力、压力、离心和本领域的技术人员已知的其它铸造技术。另外，也可使用真空或惰性气氛。对于复杂形状的薄壁几何结构，使用高压的技术是优选的。在固化的铝化钛或合金铸件一般冷却到小于650℃后，例如，冷却到室温后，从铸模移出，并用常规技术精整，例如喷砂处理、水射流喷砂和抛光。
在一个方面，本公开为一种用于铸造钛和钛合金的方法，所述方法包括：得到包含铝酸钙和大尺度氧化铝的熔铸模组合物，其中使铝酸钙和氧化铝与液体和碳化硅混合，以产生最终铝酸钙/液体混合物浆料，且其中最终混合物中的固体为浆料的约70%重量至约95%重量；将所述熔铸模组合物注入包含挥发性模型的容器；使所述熔铸模组合物固化；从铸模去除所述挥发性模型；烧制铸模；将铸模预热到铸模铸造温度；将熔融的钛或钛合金注入经加热的铸模；使熔融的钛或钛合金固化；形成固化的钛或钛合金铸件；并且从铸模移出固化的钛或钛合金铸件。在一个实例中，所用的碳化硅颗粒具有约10微米至约50微米外尺寸。在另一个实例中，它们具有约10微米至约100微米外尺寸。已发现，与没有碳化硅存在下进行铸造比较，碳化硅在铸造期间提高热导率。
在一个方面，本公开为一种用于钛和钛合金的铸造方法，所述方法包括：得到包含铝酸钙和氧化铝的熔铸模组合物，其中使铝酸钙与液体和碳化硅组合，以产生浆料，且其中最终铝酸钙/液体混合物中的固体为约75%重量至约95%重量。该方法可进一步包括：将所述熔铸模组合物注入包含挥发性模型的容器；使所述熔铸模组合物固化；从铸模去除所述挥发性模型；并烧制铸模。在烧制铸模后，该方法可进一步包括将铸模预热到铸模铸造温度；将熔融的钛或钛合金注入经加热的铸模；使熔融的钛或钛合金固化，并形成固化的钛或钛合金铸件；并且从铸模移出固化的钛或钛合金铸件。
碳化硅颗粒可具有约10微米至约50微米外尺寸。铝酸钙颗粒可包含小于约50微米外尺寸的颗粒。氧化铝颗粒可具有约50微米至约1500微米外尺寸。氧化铝颗粒可占用于制造铸模的熔铸模组合物的约30%重量至约68%重量。铝酸钙水泥可占用于制造铸模的熔铸模组合物的大于20%重量。氧化铝颗粒可以是中空的。可加入氧化钙，使得熔铸模组合物的大于约10%重量且小于约50%重量为氧化钙。用于制造铸模的初始铝酸钙-液体水泥混合物中固体的百分数可以为约60%至约78%。本公开的一个方面为通过本公开方法叙述的铸造方法制造的钛或钛合金制品。
本公开的另一个方面为一种用于钛和钛合金的铸造方法，所述方法包括：得到包含铝酸钙的熔铸模组合物，其中使铝酸钙与碳化硅颗粒和氧化铝颗粒在液体中组合，以产生浆料，使得最终铝酸钙/液体混合物中的固体为约75%重量至约95%重量，且其中所得铸模具有含碳化硅的固有表层。在一个实施方案中，要求保护通过本文教授铸造方法制造的钛或钛合金制品。
在从铸模去除挥发性模型和将铸模预热到铸模铸造温度之间，首先将铸模加热或烧制到约600℃至约1400℃的温度，例如约950℃温度或更高，然后冷却到室温。在一个实施方案中，固化步骤在低于约30℃的温度进行1小时至48小时。去除挥发性模型包括熔融、溶解、点燃、烘箱脱蜡、炉脱蜡、蒸汽高压釜脱蜡或微波脱蜡步骤。在一个实施方案中，在从铸模移出钛或钛合金后，可用喷砂处理或抛光精整铸件。在一个实施方案中，在从铸模移出固化的铸件后，通过X射线或中子射线照相法检查铸件。
在铸造并精整后，对固化的铸件进行表面检查和X射线照相检查，以检测在铸件内任何位置的任何表面下夹杂颗粒。用X射线照相法发现不能由铸件外表面视觉检查检测的夹杂物。用常规X射线设备对铝化钛铸件进行X射线照相(胶片或数字)，以提供X射线相片，然后检查或分析，以确定是否在铝化钛铸件内存在任何表面下夹杂物。
对于X射线照相法供选或附加，可对固化的铸件进行其它非破坏性试验，例如，常规中子射线照相法。所述的铸模组合物提供少量具有高中子吸收横截面的材料。在一个方面，中子射线相片由铸造制品摄制。由于钛合金铸造制品可能对中子基本透明，铸模材料一般在得到的中子射线相片中清楚地显现。在一个方面，相信中子暴露导致射线照相致密元素的“中子活化”。中子活化包括中子辐射与铸件的射线照相致密元素相互作用，以实现铸模组合物的射线照相致密元素的放射性同位素的生成。然后可通过常规放射性检测装置检测放射性同位素，以对铸造制品中存在的任何射线照相致密元素同位素计数。
本公开的另一个方面为形成用于铸造含钛制品的铸模的方法。该方法包括，使铝酸钙与液体(例如，水)组合，以制备液体中铝酸钙的浆料；将浆料引入包含挥发性模型的容器；并使浆料在模腔中固化，以形成含钛制品的铸模。在一个实施方案中，该方法进一步包括在浆料引入模腔之前向浆料引入氧化物颗粒，例如中空的氧化物颗粒。另外，在一个实例中，在浆料引入模腔之前，加入中空氧化铝颗粒和约10微米至约100微米碳化硅颗粒。
形成的铸模可以是生坯铸模，并且该方法可进一步包括烧制生坯铸模。在一个实施方案中，铸模包括熔铸模，例如，用于铸造含钛制品。在一个实施方案中，含钛制品包括铝化钛制品。在一个实施方案中，熔铸模组合物包含用于铸造近终形铝化钛制品的熔铸模组合物。近终形铝化钛制品可包括近终形铝化钛涡轮机叶片。在一个实施方案中，本公开涉及从本文教授的含钛制品铸模组合物形成的铸模。本公开的另一个方面涉及在前述铸模中形成的制品。
本公开的另一个方面为通过一种铸造方法制造的钛或钛合金铸件，所述方法包括：得到包含铝酸钙、碳化硅和氧化铝的熔铸模组合物；将熔铸模组合物注入包含挥发性模型的容器；使熔铸模组合物固化；从铸模去除挥发性模型；烧制铸模；将铸模预热到铸模铸造温度；将熔融的钛或钛合金注入经加热的铸模；使熔融的钛或钛合金固化形成铸件；并且从铸模移出固化的钛或钛合金铸件。在一个实施方案中，本公开涉及通过本申请教授的铸造方法制造的钛或钛合金制品。
在一个方面，本公开为一种制造涡轮机组件的方法。该方法包括通过一铝酸钙、二铝酸钙、碳化硅、钙铝石和氧化铝与水一起混合形成浆料制造铸模。在一个实例中，碳化硅以约15%重量至约45%重量存在。然后烧制铸模，并将熔融的钛或钛合金注入铸模。在熔融的钛或钛合金已冷却并固化后，从铸模移出铸件。在一个实例中，含碳化硅的固有表层包含以约15%重量至约45%重量存在的碳化硅。
表面粗糙度为代表铸造和机械加工部件的表面完整性的指标之一。表面粗糙度由通过光学表面光度测定法测量的指定区域中的中线平均粗糙度值“Ra”和平均峰-谷距离“Rz”表征。可关于剖面或表面计算粗糙度值。剖面粗糙度参数(Ra, Rq,...)更普遍。粗糙度参数分别用描述表面的公式计算。在使用中有很多不同的粗糙度参数，但到目前为止Ra最普遍。在本领域已知，表面粗糙度与工具磨损相关。一般通过研磨和珩磨的表面精整过程得到具有0.1mm至1.6mm范围的Ra的表面。最终涂层的表面粗糙度Ra值取决于涂层或涂覆制品的所需功能。
平均粗糙度Ra用高度单位表示。在法定(英)制中，1 Ra一般表示“百万分之”一英寸。这也被称为“微英寸”。本文所示的Ra值是指微英寸。Ra值70相当于约2微米，Ra值35相当于约1微米。一般需要高性能制品的表面具有约20或更小的Ra，所述制品例如涡轮机叶片、涡轮机叶轮/喷嘴、涡轮机增压器、往复式发动机阀、活塞等。本公开的一个方面为一种涡轮机叶片，该涡轮机叶片包含钛或钛合金，并且具有跨其表面区域的至少一部分小于20的平均粗糙度Ra。
在越来越高地加热熔融的金属时，它们倾向于变得越来越具反应性(例如，经历与铸模表面的不期望反应)。这些反应引起污染金属部件的杂质生成，产生各种不利后果。杂质的存在改变金属的组成，使得它可能不满足期望的标准，从而使铸件不能用于预期应用。另外，杂质的存在可能不利地影响金属材料的机械性能(例如，降低材料的强度)。
另外，这些反应可造成表面纹理化，导致铸件表面上大量不合乎需要的粗糙度。例如，使用表面粗糙度值Ra，在本领域已知用于表征表面粗糙度，在良好的工作条件下，利用不锈钢合金和/或钛合金的铸件一般显示约100-200的Ra值。这些不利影响迫使使用较低温度来填充铸模。然而，如果熔融金属的温度不加热足够，铸造材料就可能冷却得太快，导致铸模不完全填充。
本公开的一个方面涉及用于铸造含钛制品的包含铝酸钙和碳化硅的铸模组合物。碳化硅可在铸模中分级，使得它在铸模的不同部分以不同浓度和/或不同颗粒大小存在。例如，本公开的一个方面涉及用于铸造含钛制品的铸模，所述铸模包含铝酸钙和碳化硅，其中所述碳化硅在所述铸模中在铸模的不同部分以不同量分级，并且碳化硅的较高浓度在铸模本体和对模腔开放的铸模表面之间。铸模组合物进一步包含中空的氧化铝颗粒。制品包括金属制品。在一个实施方案中，制品包括含铝化钛的制品。在另一个实施方案中，制品包括铝化钛涡轮机叶片。在另一个实施方案中，制品包括近终形铝化钛涡轮机叶片。这种近终形铝化钛涡轮机叶片可能在安装前需要去除很少或不去除材料。
本公开的一个方面涉及用于铸造钛和钛合金的装置。该装置包括：用于得到包含铝酸钙、碳化硅和氧化铝的熔铸模组合物的设备，其中使铝酸钙、碳化硅和氧化铝颗粒在液体中混合，以产生浆料；用于将所述熔铸模组合物注入包含挥发性模型的容器的设备；用于使所述熔铸模组合物固化的设备；用于从铸模去除所述挥发性模型的设备；用于烧制铸模的设备；用于将铸模预热到铸模铸造温度的设备；将熔融的钛或钛合金注入经加热的铸模的设备；使熔融的钛或钛合金固化并形成固化的钛或钛合金铸件的设备；和用于从铸模移出固化的钛或钛合金铸件的设备。
实施例
通过参考以下实施例，可更容易地了解已总体描述的本公开，包括这些实施例只是为了说明本公开的某些方面和实施方案，不旨在以任何方式限制本公开。
在第一个实施例中，利用19%重量具有小于约500微米颗粒大小的碳化硅制造铸模。制造熔铸模的典型浆料混合物由5416g商业混合80%铝酸钙水泥组成。浆料用1641g去离子水和181g胶态二氧化硅制备。在浆料混合到可接受粘度时，向浆料加入1472g小于0.85mm且大于0.5mm大小的氧化铝泡。在浆料混合到可接受粘度时，向浆料加入1623g尺寸范围小于500微米且大于50微米的SiC。混合后，将熔铸模混合物以控制方式注入模铸容器。最终铸模混合物的固体载量为82.6%。铸模混合物以令人满意的粘度和流变性很好地注入。
图1显示沿着模10长度具有碳化硅轴向分级的铸模。在一个实施例中，制品为轴对称。根据一个实施方案，模腔的较厚或更实的区域具有更多碳化硅，以提高铸模的热导，这用于保持热量提取的更均匀速率。例如，在模腔大时，例如在鸠尾槽和注杯中，使用更多碳化硅。在模腔较小时，如在翼片和罩的薄区，使用较少碳化硅。在另一个实施方案中，遇到较高温度的区域具有较大热导率。
图1显示沿着铸模长度具有碳化硅轴向分级的铸模的实例。使铸模分级，以在底部具有较高SiC重量分数，从而提高热导率，并提供从铸件较厚区的区中更有效的热量提取。使铸模分级，以在顶部具有较低SiC重量分数，因为铸件尤其具有较薄横截面，并需要较低效热量提取。
再次参考图1，铸件10具有数个分级SiC区域，从而提供从高至低的铸模热导率。铸模15的本体构造形成制品60。A、B和C表示铸模的横截面。在此实施例中，铸模15的本体具有较高平均SiC百分数的部分20，例如，约40%，这容许高热导率。在其中有约40% SiC和约60%氧化铝的实施例中，高热导率大于10w/m/k。在一个实施方案中，在有小于5%碳化硅存在时，热导率小于5w/m/k。SiC的百分数降低，并有其中SiC平均百分数更小的部分30，例如，约30%。SiC的百分数继续降低，并有其中SiC平均百分数为约20%的部分40。在此实施例中，有其中在铸模本体中实际上没有SiC的部分50。这一区域可包括基于标准CA25水泥的配料。
图2A和2B显示具有碳化硅径向分级的铸模的一个实施例。图2B显示铸模中心的铸模的横向截面。铸模的中心不含SiC，而铸模的外环包含具有SiC的铝酸钙配料。设计铸模的径向厚区域在铸模的外部具有更多碳化硅，以提高铸模的热导，这一特征用于对具有厚区的部分维持从铸模提取热量的较高速率。
图2A和2B说明铸模200的径向分级的一个实施例。铸模的本体包括SiC外部210和内部220(例如基于CA25水泥的配料)。制品230形成于径向分级铸模内。在一个实施例中，SiC外部包含约40% SiC。铸模直径可由于数个原因增加，例如，以适应较大部件，或者适应较高铸造压力，如用于离心铸造或压力-真空(pressure over vacuum)铸造。然而，随着铸模的径向厚度增加，从铸模除热的能力减小。为了解决这一问题，将碳化硅加到铸模的外部区域，以提高铸模外部区域的热导。
在一个实施例中，如图2B中所示，设计铸模的径向厚区域使铸模具有更多碳化硅，以提高铸模的热导，这用于保持从具有厚区的部分提取热量的较高速率。
图3A-3D显示具有在碳化硅轴向和径向两者上的铸模的一个实施例。图3B、3C和3D显示沿着铸模长度三个轴向距离的铸模的横向截面。在铸造截面较厚处显示包含较高SiC重量分数的铸模配料。例如，对于需要大直径铸模的大部件，可使用径向分级。对于需要大模腔的部件的那些区，可在铸模的那个轴向区域使用更多碳化硅，以允许从那个轴向区域去除更多热量。
在此实施例中，轴向和径向铸模300具有SiC的分级区，且对不同区有不同长度和宽度。A、B和C表示铸模的横截面。例如，在外部区310有较高百分数SiC（例如约50%）的部分。与外部区相比的内部径向部分具有较低百分数SiC，其中内部径向部分可以为约40% SiC320。图3A还包括内部径向部分330和340，内部区350，以及鸠尾槽360。
图4显示例如与图1中所示相反具有碳化硅轴向分级的铸模的一个实施例。设计铸模在要填充的铸模的第一区域(顶端)(这是图4中的罩)具有较高热导，在铸模的底端(鸠尾槽450)具有较低热导。设计该铸模以图4中所示的取向从铸模的顶部(罩)至铸模的底部(鸠尾槽450)在铸件中生长柱形晶粒。铸模400具有部分410、420、430和440。A、B和C表示铸模的横截面。
图5显示图示说明用不同的含SiC的配料制造的不同铸模的不同实施例，以及温度和时间影响的曲线。在制造铸模后，研究这些配料在固化后第1~24小时期间的温度历史。可以看到，SiC提高到50%重量降低在固化期间铸模中出现的最高温度。
在图5中，一个实施例显示与泡取代相比，用600粒度(grit) SiC代替水泥的作用和对放热的更大冷却影响。较低放热有助于具有50%以下CA25C。CA25C的固化反应是导致加热铸模的放热反应。对较低峰温度的可能解释包括，SiC的较高热导率帮助较快地从铸模传递出热量，并且600粒度SiC裂开，并在CA25C粉末之间作为缓冲物。这降低在反应期间每体积单位释放的能量，并导致较低峰固化温度。表A中的以下三个实施例说明SiC代替泡。
实施例3 实施例4 实施例5
1623g SiC 3000g SiC 2708g SiC
5416g CA25C 5416g CA25C 2708g CA25C
1472g泡 1472g泡 2943g泡
1641g DI水 1641g DI水 1641g DI水
181g LP30 181g LP30 181g LP30
表 A
图5进一步显示，如所预料那样，由于放热只达到25℃，实心翼片立管(riser)不导致铸模实施例5破裂。用30粒度SiC代替泡对放热反应没有太多影响，可能因为完全体积的水泥保持在混合物，并且30粒度SiC颗粒不象600粒度SiC那样分散。
图6显示已切成两个分段的铸模的相片。首先，沿着长度从底部到离铸模顶部~5cm的区域切开铸模。第二，从铸模顶部~5cm切开横向区段。可观察到铸模的分级结构。
参考图6，图6说明关于分级含碳化硅铸模的一个实施例组成的不同样品，样品根据表B中的以下表性质制备。
表B
另一个实施例具有表C中所示的以下性质。
Figure DEST_PATH_IMAGE002
表C
图7A-7D显示氧化铝和碳化硅的热导率和比热作为温度的函数(现有技术)。具体考虑是在熔融物注入铸模且随后固化期间在铸模温度的热导率和比热的值。观察到在高于~500℃温度显著更高的SiC热导率。图7A描绘氧化铝热导率。图7B显示氧化铝比热的曲线图。在图7C中，曲线图显示碳化硅热导率。图7D描绘碳化硅比热。与没有碳化硅存在时比较，包含碳化硅有减少放热的作用。例如，由于存在碳化硅，可减少放热约40%(见曲线图)。
在一个实施例中，通过在容器中混合铝酸钙水泥、水和胶态二氧化硅，制备铸模混合物。使用高剪切形式混合物。如果未充分混合，水泥就可能胶凝，并且流动性减小，因此铸模混合物将不均匀覆盖挥发性模型，且不产生含碳化硅的固有表层。当水泥在混合物中处于完全悬浮时，加入氧化铝颗粒。例如，当水泥在混合物中处于完全悬浮时，加入细尺度氧化铝颗粒。在细尺度氧化铝颗粒与水泥完全混合时，加入细尺度碳化硅颗粒，并与水泥浆料混合。在细尺度碳化硅颗粒与水泥完全混合时，加入较大尺寸(例如，0.5-1.0mm)氧化铝颗粒，并与水泥-氧化铝配料混合。最终混合物的粘度是形成高品质含碳化硅的固有表层的另一个影响因素，因为它不应太低或太高。本公开的另一个因素是水泥混合物的固体载量和水的量。另外，在铸模制造过程步骤期间，在选择点使用加速剂和延缓剂。
混合后，将熔模混合物以控制方式注入包含挥发性蜡模型的容器。容器提供铸模的外部几何结构，挥发性蜡模型产生内部几何结构。恰当的注入速度是另一个特征，如果太快，空气就可能残留在铸模中，如果太慢，就可能发生水泥和氧化铝颗粒的缓慢分离。适合的注入速度为约1至约20升/分钟。在一个实施方案中，注入速度为约2至约6升/分钟。在一个具体实施方案中，注入速度为约4升/分钟。
在一个实施方案中，设计铸模配料，以便在烧制时铸模表层和铸模本体二者均有小于1%线性收缩。在混合物中加入的轻质熔融氧化铝中空颗粒提供低热导率。在一个实例中，具有所有组分而没有大尺度氧化铝颗粒的初始水泥浆料混合物的固体载量为60%，该值低于制造能够在铸模中形成含碳化硅的表层的水泥浆料所需的限度。在一个实施方案中，铸模形成具有约100微米厚度的含碳化硅的固有表层。
氧化铝中空颗粒提供具有减小密度和较低热导率的铸模。在一个实施方案中，这种配料产生约120mm直径和400mm长的铸模。使该铸模固化，并在高温烧制。制造的铸模用于铸造具有良好表面光洁度的含铝化钛制品，例如，涡轮机叶片。粗糙度(Ra)值小于100，并具有小于2000ppm的氧含量。在大多数实施方案中，这种配料制造具有小于1.8克/立方厘米的密度的铸模。在一个实施方案中，铸模本体的热导率在所有温度下基本低于氧化铝的热导率。热导率用热丝铂电阻温度计技术(ASTM试验C-1113)检测。
在一个实例中，铸模形成含碳化硅的固有表层，但铸模本体的组合物和特别是表层的组合物包含太多二氧化硅。铸模中二氧化硅的本体组成为约1.5%重量。混合物中的高浓度胶态二氧化硅可导致最终烧制铸模中有残余结晶二氧化硅和硅酸盐，例如铝硅酸钙和铝硅酸盐。铸模和特别是表层的高二氧化硅含量提供一些铸模配料的两个限制。第一，在烧制时可能发生收缩，这产生多个问题，例如，在表层中破裂和组件的尺寸控制。第二，表层中的高二氧化硅含量可导致在铸造期间填充铸模时与熔融的钛和铝化钛合金反应，该反应导致不可接受的铸件品质。
在一个实例中，在最终铸模混合物的固体载量为80%或更高(例如，81%)时，铸模在铸模本体和铸模的含碳化硅的固有表层二者中沿着16英寸铸模长度具有均匀组成。铸模中二氧化硅的本体组成为0.6%重量。铸模形成具有低二氧化硅含量的含碳化硅的固有表层。铸模和特别是含碳化硅的固有表层的低二氧化硅含量提供优选用于铸造钛和铝化钛合金的铸模。铸模中氧化铝中空颗粒的重量百分数为约35%。该铸模形成具有约100微米厚度的含碳化硅的固有表层。在烧制时，铸模经历小于1%的线性收缩。该铸模适用于铸造。
在一个实施方案中，制备的铸模配料有一些有吸引力的属性，但也有几个限制。首先，铸模中含碳化硅的固有表层比所需的更薄，这是由于在注入前最终混合物的高固体载量。其次，在铸模混合物中有太多胶态二氧化硅时，这导致在烧制后在最终铸模的铸模本体和含碳化硅固有表层中有太多二氧化硅和产生的硅酸盐，例如铝硅酸钙。
铸模和特别是表层的高二氧化硅和硅酸盐含量提供一些实例铸模配料的两个限制。首先，在烧制时可能发生收缩，这产生多个问题，例如，在表层中破裂和组件的尺寸控制。其次，表层中的高二氧化硅含量可导致在铸造期间填充铸模时与熔融铝化钛合金反应，该反应导致不可接受的铸件品质。最后，如果氧化铝中空颗粒大小太大，则减小所得混合物的流动性。较低流动性产生较薄的含碳化硅的固有表层，所得铸模制造具有较低品质的铸件。
如果熔铸模混合物的操作时间太短，就没有足够时间制造复杂形状组件的大型铸模。如果熔铸模混合物的操作时间太长，并且铝酸钙水泥不足够快地固化，就可能发生细尺度水泥和大尺度氧化铝的分离，并且这可产生其中配料变化并且得到的铸模性质不均匀的偏析铸模。
胶态二氧化硅可影响铝酸钙相与水的反应速率，也可在固化期间影响铸模强度。铝酸钙相与水的这种反应速率控制铸模制造期间熔铸模混合物的操作时间。此时间在约30秒和约10分钟之间。如果熔铸模混合物的操作时间太短，就没有足够时间制造复杂形状组件的大型铸模，并且不形成连续的含碳化硅的固有表层。如果熔铸模混合物的操作时间太长，并且铝酸钙水泥不足够快地固化，就可能发生细尺度水泥和大尺度氧化铝的分离，并且这可产生其中配料变化并且得到的铸模性质不均匀的偏析铸模；也可产生具有在组成和性质上不连续或变化的含碳化硅表层的不期望的位置。
在组成铸模连续表层并提供铸模本体的粘合剂的水泥中的组成相为本公开的特征。铝酸钙水泥中的三个相包括一铝酸钙(CaAl2O4)、二铝酸钙(CaAl4O7)和钙铝石(Ca12Al14O33)，发明人做此选择要达到几个目的。第一，这些相必须溶解或部分溶解，并且形成能够在随后熔铸模制备浆料中支持所有聚集相的悬浮体。第二，这些相必须促进在注入后铸模硬化或固化。第三，这些相必须在铸造期间和之后为铸模提供强度。第四，这些相必须显示与在铸模中铸造的钛合金的最小反应。第五，为了使在固化后冷却期间产生的部件上的热应力最大限度地减小，铸模必须具有与钛合金铸件匹配的合适的热膨胀。
在一个实例中，在铸模中和在铸模表层中的铝酸钙水泥/粘合剂中的三个相是一铝酸钙(CaAl2O4)、二铝酸钙(CaAl4O7)、钙铝石(Ca12Al14O33)和碳化硅。钙铝石结合在铸模中，因为它是快速固化的铝酸钙，并且它提供含碳化硅的固有表层和在固化的早期阶段期间具有强度的铸模本体。固化必须在低温进行，因为挥发性蜡模型为温度敏感性，并且在高于约35℃热暴露时失去其形状和性能。在一个实例中，在低于30℃的温度使铸模固化。
应了解，以上说明旨在为说明性，不为限制性。例如，上述实施方案(和/或其方面)可相互组合使用。另外，可在不脱离本发明的范围下作出很多修改，以使具体情况或材料适应不同实施方案的教导。虽然本文所述材料的尺寸和类型旨在限定不同实施方案的参数，但它们绝不为限制性，只为示例性。在回顾以上说明时，很多其它实施方案对本领域的技术人员显而易见。因此，不同实施方案的范围应就所附权利要求以及与这些权利要求主张的完全等价的范围来确定。在所附权利要求中，词语“包括”(including)和“其中”(in which)作为相应词语“包含”(comprising)和“其中”(wherein)的简明英语等同词语使用。另外，在以下权利要求中，词语“第一”、“第二”和“第三”等只作为标记使用，不是要对它们的对象施加数字需求。另外，以下权利要求的限制未以手段加功能格式书写，并且不旨在根据35U.S.C §112第6段解释，除非并且直至这些权利要求限制明确使用短语“用于……的手段”，随后陈述功能而没有进一步结构。应了解，可以不必根据任何特定实施方案实现以上所述的所有这些目的或优势。因此，例如，本领域的技术人员应认识，本文所述的系统和技术可以实现或优化本文教导的一个优势或优势组的方式体现或实施，而不必实现本文可能教导或暗示的其它目的或优势。
虽然已只关于有限数量的实施方案详细描述了本发明，但应容易地理解，本发明不限于这些公开的实施方案。而是可修改本发明，以加入至今未描述但与本发明的精神和范围相当的任何数量的变化、变动、取代或等价布置。另外，虽然已描述本发明的不同实施方案，但应了解，本公开的方面可只包括一些所述的实施方案。因此，不应将本发明视为受前述说明限制，而本发明只受所述权利要求的范围限制。
本书面说明用实例公开本发明，包括最佳方式，也用实例使本领域的技术人员能够实施本发明，包括制造和使用任何装置或系统并施行任何结合方法。本发明的可专利范围由权利要求限定，并且可包括本领域的技术人员想到的其它实例。这些其它实例预期在权利要求的范围内，如果它们具有与权利要求字面语言无差异的结构要素，或者如果它们包括与权利要求字面语言具有非实质差异的等价结构要素。

Claims (24)

1.一种用于铸造含钛制品的铸模，所述铸模包含：
一铝酸钙、二铝酸钙、钙铝石和碳化硅，其中铸模中所述碳化硅的浓度分级，使得它以不同浓度处于铸模的不同部分，且所述碳化硅的最高浓度接近铸模的表层，所述碳化硅的最低浓度最远离所述表层，且所述碳化硅的中间浓度存在于所述碳化硅的最低浓度和接近表层的所述碳化硅的最高浓度之间的铸模区，其中所述表层位于铸模本体和对模腔开放的铸模内表面之间；其中，在所述表层中所述碳化硅的含量为10%至50%重量。
2.权利要求1的铸模，其中所述表层为连续固有表层，且包含具有小于50微米颗粒大小的一铝酸钙和二铝酸钙。
3.权利要求1的铸模，其中所述表层为固有表层，且所述固有表层为10微米至500微米厚。
4.权利要求1的铸模，其中所述碳化硅以铸模的10%重量至50%重量存在。
5.权利要求1的铸模，其中所述碳化硅的最低浓度最远离所述表层。
6.权利要求1的铸模，其中所述碳化硅的浓度在轴向、径向或轴向和径向两者上分级。
7.权利要求1的铸模，所述铸模进一步在铸模本体中包含氧化铝颗粒，其中所述氧化铝颗粒具有大于50微米的外尺寸。
8.权利要求1的铸模，所述铸模进一步在铸模本体中包含氧化铝颗粒，其中所述氧化铝颗粒具有小于500微米的外尺寸。
9.权利要求5的铸模，其中所述表层进一步包含氧化铝，其中氧化铝的含量以重量分数计在所述表层中比在所述铸模本体中存在的小至少20%，其中一铝酸钙的含量以重量分数计在所述表层中比在所述铸模本体中存在的大至少20%，其中钙铝石的含量以重量分数计在所述表层中比在所述铸模本体中存在的小至少50%。
10.权利要求1的铸模，其中使所述铸模中的碳化硅的浓度分级，使得所述碳化硅在最远离所述表层的铸模区最少。
11.权利要求1的铸模，其中铸模本体中的所述一铝酸钙占0.05至0.95重量分数，且表层中的所述一铝酸钙占0.1至0.9重量分数；铸模本体中的所述二铝酸钙占0.05至0.80重量分数，且表层中的所述二铝酸钙占0.05至0.90重量分数；且其中铸模本体中的所述钙铝石占0.01至0.30重量分数，且表层中的所述钙铝石占0.001至0.05重量分数。
12.权利要求1的铸模，其中所述一铝酸钙和二铝酸钙占铸模的大于20%重量。
13.权利要求1的铸模，所述铸模进一步包含氧化铝颗粒、氧化镁颗粒、氧化钙颗粒、氧化锆颗粒、氧化钛颗粒、氧化硅颗粒或它们的组合物。
14.权利要求13的铸模，其中所述氧化铝颗粒占铸模的30%重量至68%重量。
15.权利要求1的铸模，所述铸模还包含占铸模10%重量至50%重量的氧化钙。
16.权利要求1的铸模，其中使所述铸模中的碳化硅的浓度轴向分级，使得碳化硅的浓度在接近表层较大。
17.权利要求1的铸模，其中所述碳化硅的浓度在轴向、径向或轴向和径向两者上分级。
18.一种用于铸造含钛制品的铸模，所述铸模包含：
铝酸钙和碳化硅，其中所述碳化硅的浓度在所述铸模中分级，使得铸模的不同部分具有不同碳化硅浓度，且其中碳化硅的浓度在接近铸模的表层最高，其中所述表层位于铸模本体和对模腔开放的铸模内表面之间；其中，在所述表层中所述碳化硅的含量低于45%重量且不低于20%重量。
19.权利要求18的铸模，其中所述碳化硅以铸模的10%重量至50%重量存在。
20.权利要求18的铸模，其中所述铸模包括铸模本体和固有表层，且其中所述铸模本体和所述固有表层具有不同组成，且其中分级碳化硅在表层有最大浓度，且在最远离表层的铸模本体区有最小浓度。
21.权利要求18的铸模，所述铸模进一步在铸模本体中包含小于500微米外尺寸的氧化铝颗粒。
22.权利要求18的铸模，其中所述表层进一步包含氧化铝，其中氧化铝的含量以重量分数计在所述表层中比在所述铸模本体中存在的小至少20%，其中一铝酸钙的含量以重量分数计在所述表层中比在所述铸模本体中存在的大至少20%，其中钙铝石的含量以重量分数计在所述表层中比在所述铸模本体中存在的小至少50%。
23.权利要求18的铸模，其中使所述铸模中的碳化硅的浓度轴向分级，使得碳化硅的浓度在接近表层较大。
24.权利要求18的铸模，其中所述碳化硅的浓度在轴向、径向或轴向和径向两者上分级。
CN201510301451.3A 2014-06-04 2015-06-04 具有碳化硅分级的铸模 Expired - Fee Related CN105268906B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US14/295,506 US10391547B2 (en) 2014-06-04 2014-06-04 Casting mold of grading with silicon carbide
US14/295506 2014-06-04

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN105268906A CN105268906A (zh) 2016-01-27
CN105268906B true CN105268906B (zh) 2020-01-21

Family

ID=53199877

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201510301451.3A Expired - Fee Related CN105268906B (zh) 2014-06-04 2015-06-04 具有碳化硅分级的铸模

Country Status (6)

Country Link
US (1) US10391547B2 (zh)
EP (1) EP2952597A1 (zh)
JP (1) JP6563691B2 (zh)
CN (1) CN105268906B (zh)
BR (1) BR102015013035A2 (zh)
CA (1) CA2893052A1 (zh)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
ITUB20154905A1 (it) * 2015-10-20 2017-04-20 Nuovo Pignone Tecnologie Srl Metodo di produzione di pale di turbina
WO2017217281A1 (ja) * 2016-06-17 2017-12-21 旭硝子株式会社 セラミックス被膜付部材およびそれを用いたガラス製品の生産設備
FR3068271B1 (fr) * 2017-06-29 2021-12-10 Safran Aircraft Engines Procede de fonderie avec coulee en moule chaud
US11077488B2 (en) 2018-05-11 2021-08-03 Compagnie Generale Des Etablissements Michelin Casting process with variable index
KR102341178B1 (ko) * 2019-12-13 2021-12-21 천지산업주식회사 수평형 원심 주조를 이용한 TiAl 합금계 기계부품 제조방법

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB1464157A (en) * 1974-04-23 1977-02-09 Foseco Int Ingot mould bottom plates
WO1996022849A1 (en) * 1995-01-25 1996-08-01 Aetc Limited Investment casting mould
JPH08281371A (ja) * 1995-04-12 1996-10-29 Tokuyama Corp 鋳型材
US6352101B1 (en) * 1998-07-21 2002-03-05 General Electric Company Reinforced ceramic shell mold and related processes
CN101687251A (zh) * 2006-10-24 2010-03-31 瑞锡尼弗莱诺斯可变资本股份公司 可渗透的环形物
CN103286256A (zh) * 2012-02-29 2013-09-11 通用电气公司 用于铸塑钛和铝化钛合金的模具和表面涂层组合物以及方法
CN103842111A (zh) * 2011-09-30 2014-06-04 通用电气公司 具有改进的内含物可检测性的铸模组合物及铸造方法
CN103889614A (zh) * 2011-10-28 2014-06-25 通用电气公司 用于铸造钛和铝化钛合金的铸模组合物和方法

Family Cites Families (181)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2048319A (en) 1933-02-25 1936-07-21 Carborundum Co Method of producing cast refractory and similar articles
GB569852A (en) 1943-03-24 1945-06-12 Ernest George Whitehead Improvements in melting pots
GB783411A (en) 1952-05-23 1957-09-25 Birmingham Small Arms Co Ltd Improvements in or relating to containers for molten metal
US2781261A (en) 1953-10-30 1957-02-12 Nat Distillers Prod Corp Process for the manufacture of titanium-aluminum alloys and regeneration of intermediates
US2837426A (en) 1955-01-31 1958-06-03 Nat Distillers Chem Corp Cyclic process for the manufacture of titanium-aluminum alloys and regeneration of intermediates thereof
US3084060A (en) 1960-04-25 1963-04-02 Nat Res Corp Process of coating a refractory body with boron nitride and then reacting with aluminum
US3180632A (en) 1961-10-02 1965-04-27 North American Aviation Inc Coated crucible and crucible and mold coating method
US3188231A (en) 1963-07-09 1965-06-08 Zbigniew D Jastrzebski Process of making crucibles
US3565643A (en) 1969-03-03 1971-02-23 Du Pont Alumina - metalline compositions bonded with aluminide and titanide intermetallics
US3676161A (en) 1969-03-03 1972-07-11 Du Pont Refractories bonded with aluminides,nickelides,or titanides
US3660075A (en) 1969-10-16 1972-05-02 Atomic Energy Commission CRUCIBLE COATING FOR PREPARATION OF U AND P ALLOYS CONTAINING Zr OR Hf
NO140023C (no) 1971-03-16 1979-06-20 Alsacienne Atom Anordning for konduksjonspumpe for flytende metaller
US3969195A (en) 1971-05-07 1976-07-13 Siemens Aktiengesellschaft Methods of coating and surface finishing articles made of metals and their alloys
US4148204A (en) 1971-05-07 1979-04-10 Siemens Aktiengesellschaft Process of mechanically shaping metal articles
US3751788A (en) 1971-08-20 1973-08-14 Imp Metal Ind Kynoch Ltd Method of manufacturing a refractory lined continuous casting die
US3734480A (en) 1972-02-08 1973-05-22 Us Navy Lamellar crucible for induction melting titanium
LU67355A1 (zh) 1973-04-04 1974-11-21
US4040845A (en) 1976-03-04 1977-08-09 The Garrett Corporation Ceramic composition and crucibles and molds formed therefrom
US4028096A (en) 1976-05-13 1977-06-07 The United States Of America As Represented By The United States Energy Research And Development Administration Method of melting metals to reduce contamination from crucibles
JPS54157780A (en) 1978-06-02 1979-12-12 Toshiba Corp Production of silicon single crystal
US4356152A (en) 1981-03-13 1982-10-26 Rca Corporation Silicon melting crucible
EP0096985A1 (en) 1982-06-28 1983-12-28 Trw Inc. Crucible liner and method of making and using the same
JPS6141740A (ja) 1984-08-02 1986-02-28 Natl Res Inst For Metals 金属間化合物ＴｉＡｌ基耐熱合金
US4751048A (en) 1984-10-19 1988-06-14 Martin Marietta Corporation Process for forming metal-second phase composites and product thereof
US4738389A (en) 1984-10-19 1988-04-19 Martin Marietta Corporation Welding using metal-ceramic composites
US4836982A (en) 1984-10-19 1989-06-06 Martin Marietta Corporation Rapid solidification of metal-second phase composites
JPS61129568A (ja) 1984-11-28 1986-06-17 Horiba Ltd るつぼ空焼き装置
WO1986006366A1 (en) 1985-04-26 1986-11-06 Martin Marietta Corporation Aluminum-ceramic composites
DE3683086D1 (de) 1985-06-06 1992-02-06 Remet Corp Giessen von reaktionsfaehigen metallen in keramische formen.
US4793971A (en) 1985-12-24 1988-12-27 Aluminum Company Of America Grain refining
US4808372A (en) 1986-01-23 1989-02-28 Drexel University In situ process for producing a composite containing refractory material
US4723764A (en) 1986-02-28 1988-02-09 Gte Products Corporation Crucible for melting reactive metal alloys
US4703806A (en) 1986-07-11 1987-11-03 Howmet Turbine Components Corporation Ceramic shell mold facecoat and core coating systems for investment casting of reactive metals
JPH0240409B2 (ja) 1986-09-09 1990-09-11 Morita Mfg Chukatazai
US5535811A (en) 1987-01-28 1996-07-16 Remet Corporation Ceramic shell compositions for casting of reactive metals
US4746374A (en) 1987-02-12 1988-05-24 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method of producing titanium aluminide metal matrix composite articles
US4802436A (en) 1987-07-21 1989-02-07 Williams Gold Refining Company Continuous casting furnace and die system of modular design
US4892693A (en) 1987-07-24 1990-01-09 Aluminum Company Of America Method of making filament growth composite
JPH01139988A (ja) 1987-11-26 1989-06-01 Toshiba Corp 金属溶解用るつぼ
JPH01184392A (ja) 1988-01-18 1989-07-24 Hitachi Ltd 金属溶融用るつぼ
US4996175A (en) 1988-01-25 1991-02-26 Precision Castparts Corp. Refractory composition and method for metal casting
EP0413747A1 (en) 1988-05-05 1991-02-27 Martin Marietta Corporation Arc-melting process for forming metallic-second phase composites and product thereof
US4966225A (en) 1988-06-13 1990-10-30 Howmet Corporation Ceramic shell mold for investment casting and method of making the same
US4951929A (en) 1989-04-06 1990-08-28 Didier-Taylor Refractories Corporation Refractory assembly including inner and outer refractory members with interference shrink fit therebetween and method of formation thereof
US4919886A (en) 1989-04-10 1990-04-24 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Titanium alloys of the Ti3 Al type
WO1990013377A1 (en) 1989-05-01 1990-11-15 Allied-Signal Inc. Induction skull melt spinning of reactive metal alloys
US5427173A (en) 1989-05-01 1995-06-27 Alliedsignal Inc. Induction skull melt spinning of reactive metal alloys
US4893743A (en) 1989-05-09 1990-01-16 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method to produce superplastically formed titanium aluminide components
US5602197A (en) 1989-05-30 1997-02-11 Corning Incorporated Reversible polymer gel binders for powder forming
US5429778A (en) 1989-07-07 1995-07-04 Alliedsignal Inc. Process for preparation of metal carbide fibers
US5011554A (en) 1989-12-26 1991-04-30 General Electric Company Ruthenium aluminum intermetallic compounds
JPH03282187A (ja) 1990-03-30 1991-12-12 Mitsubishi Materials Corp ルツボとその製造方法
US5098653A (en) 1990-07-02 1992-03-24 General Electric Company Tantalum and chromium containing titanium aluminide rendered castable by boron inoculation
EP0464366B1 (de) 1990-07-04 1994-11-30 Asea Brown Boveri Ag Verfahren zur Herstellung eines Werkstücks aus einer dotierstoffhaltigen Legierung auf der Basis Titanaluminid
EP0469525B1 (en) 1990-07-31 1996-04-03 Ishikawajima-Harima Heavy Industries Co., Ltd. Titanium aluminides and precision cast articles made therefrom
JPH0499840A (ja) 1990-08-13 1992-03-31 Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd 精密鋳造用チタンアルミナイド基合金及びその精密鋳造法
FR2666819B1 (fr) 1990-09-19 1994-09-23 Inst Aluminievoi Magnievoi Procede et dispositif pour fabriquer un materiau composite a partir d'un metal de base.
RU2020042C1 (ru) 1990-09-19 1994-09-30 Акционерное общество открытого типа "Всероссийский алюминиево-магниевый институт" Способ получения отливок из композиционного материала на металлической основе
US5284620A (en) 1990-12-11 1994-02-08 Howmet Corporation Investment casting a titanium aluminide article having net or near-net shape
JPH0543958A (ja) 1991-01-17 1993-02-23 Sumitomo Light Metal Ind Ltd 耐酸化性チタニウムアルミナイドの製造方法
US5098484A (en) 1991-01-30 1992-03-24 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method for producing very fine microstructures in titanium aluminide alloy powder compacts
US5152853A (en) 1991-02-25 1992-10-06 General Electric Company Ruthenium aluminum intermetallic compounds with scandium and boron
US5678298A (en) 1991-03-21 1997-10-21 Howmet Corporation Method of making composite castings using reinforcement insert cladding
CA2057373A1 (en) 1991-05-06 1992-11-07 Donald E. Larsen, Jr. Tia1 intermetallic articles and method of making same
US5354351A (en) 1991-06-18 1994-10-11 Howmet Corporation Cr-bearing gamma titanium aluminides and method of making same
US5102450A (en) 1991-08-01 1992-04-07 General Electric Company Method for melting titanium aluminide alloys in ceramic crucible
KR930004506A (ko) 1991-08-29 1993-03-22 티모티 엔. 비숍 실리콘 결정을 성장시키는데 사용되는 유리질 탄소 피복 흑연성분
EP0530968A1 (en) 1991-08-29 1993-03-10 General Electric Company Method for directional solidification casting of a titanium aluminide
US5263530A (en) 1991-09-11 1993-11-23 Howmet Corporation Method of making a composite casting
US5205984A (en) 1991-10-21 1993-04-27 General Electric Company Orthorhombic titanium niobium aluminide with vanadium
CN1060683A (zh) 1991-11-07 1992-04-29 冶金工业部包头稀土研究院 制备金属钐用反应容器及其制造方法
JP3379111B2 (ja) 1992-02-19 2003-02-17 石川島播磨重工業株式会社 精密鋳造用チタンアルミナイド
JPH05237827A (ja) 1992-02-28 1993-09-17 Nippon Steel Corp 成形用モールド及びその製造方法
US5503798A (en) 1992-05-08 1996-04-02 Abb Patent Gmbh High-temperature creep-resistant material
JPH069290A (ja) 1992-06-26 1994-01-18 Hitachi Cable Ltd 化合物半導体単結晶の成長方法
US5297615A (en) 1992-07-17 1994-03-29 Howmet Corporation Complaint investment casting mold and method
JPH06179930A (ja) 1992-08-25 1994-06-28 Tatsuta Electric Wire & Cable Co Ltd 黒鉛製るつぼ又は鋳型
US5287910A (en) 1992-09-11 1994-02-22 Howmet Corporation Permanent mold casting of reactive melt
US5299619A (en) 1992-12-30 1994-04-05 Hitchiner Manufacturing Co., Inc. Method and apparatus for making intermetallic castings
US5981083A (en) 1993-01-08 1999-11-09 Howmet Corporation Method of making composite castings using reinforcement insert cladding
US5603759A (en) 1993-02-11 1997-02-18 Indresco Inc. Stable, cement-bonded, overhead sprayed insulating mixes and resultant linings
US5366570A (en) 1993-03-02 1994-11-22 Cermics Venture International Titanium matrix composites
JP3146731B2 (ja) 1993-03-19 2001-03-19 石川島播磨重工業株式会社 チタンアルミナイドの加工方法
US5443892A (en) 1993-03-19 1995-08-22 Martin Marietta Energy Systems, Inc. Coated graphite articles useful in metallurgical processes and method for making same
US5368657A (en) 1993-04-13 1994-11-29 Iowa State University Research Foundation, Inc. Gas atomization synthesis of refractory or intermetallic compounds and supersaturated solid solutions
US5346184A (en) 1993-05-18 1994-09-13 The Regents Of The University Of Michigan Method and apparatus for rapidly solidified ingot production
US5407001A (en) 1993-07-08 1995-04-18 Precision Castparts Corporation Yttria-zirconia slurries and mold facecoats for casting reactive metals
US5350466A (en) 1993-07-19 1994-09-27 Howmet Corporation Creep resistant titanium aluminide alloy
JPH0789789A (ja) 1993-09-20 1995-04-04 Fujitsu Ltd Ｓｉ結晶、結晶成長方法および結晶成長装置
US5424027A (en) 1993-12-06 1995-06-13 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force Method to produce hot-worked gamma titanium aluminide articles
EP0751228B1 (en) 1994-03-10 1999-10-27 Nippon Steel Corporation Titanium-aluminium intermetallic compound alloy material having superior high temperature characteristics and method for producing the same
DE59507205D1 (de) 1994-06-09 1999-12-16 Ald Vacuum Techn Gmbh Verfahren zum Herstellen von Gussteilen aus reaktiven Metallen und wiederverwendbare Giessform zur Durchführung des Verfahrens
US5453243A (en) 1994-08-17 1995-09-26 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Interior Method for producing titanium aluminide weld rod
US5749937A (en) 1995-03-14 1998-05-12 Lockheed Idaho Technologies Company Fast quench reactor and method
WO1996030552A1 (en) 1995-03-28 1996-10-03 Alliedsignal Inc. Castable gamma titanium-aluminide alloy containing niobium, chromium and silicon
US5766329A (en) 1996-05-13 1998-06-16 Alliedsignal Inc. Inert calcia facecoats for investment casting of titanium and titanium-aluminide alloys
TW531573B (en) 1996-06-27 2003-05-11 Toyo Tanso Co Single crystal pulling crucible and production method thereof
US5908516A (en) 1996-08-28 1999-06-01 Nguyen-Dinh; Xuan Titanium Aluminide alloys containing Boron, Chromium, Silicon and Tungsten
DE19639514C1 (de) 1996-09-26 1997-12-18 Ald Vacuum Techn Gmbh Verfahren und Vorrichtung zum Herstellen von gesteuert erstarrten Präzisionsgußteilen durch Schleudergießen
US5776617A (en) 1996-10-21 1998-07-07 The United States Of America Government As Represented By The Administrator Of The National Aeronautics And Space Administration Oxidation-resistant Ti-Al-Fe alloy diffusion barrier coatings
US5823243A (en) 1996-12-31 1998-10-20 General Electric Company Low-porosity gamma titanium aluminide cast articles and their preparation
JPH10204555A (ja) 1997-01-17 1998-08-04 Toyota Motor Corp アルミニウム鋳造合金の結晶粒微細化剤の製造方法
CN1101284C (zh) 1997-01-27 2003-02-12 联合讯号公司 低成本铸造γ－TiAI用的整体式坩埚和铸型
DE19735841A1 (de) 1997-08-19 1999-02-25 Geesthacht Gkss Forschung Legierung auf der Basis von Titanaluminiden
JPH11116399A (ja) 1997-10-16 1999-04-27 Denso Corp 炭化タンタルのコーティング方法及びこの方法を用いて製造した単結晶製造装置
EP1034315A1 (en) 1997-11-20 2000-09-13 Tubitak-Marmara Research Center In situ process for producing an aluminium alloy containing titanium carbide particles
US5997802A (en) 1997-11-28 1999-12-07 The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy Directly susceptible, noncarbon metal ceramic composite crucible
DE19752777C2 (de) 1997-11-28 1999-12-09 Daimler Chrysler Ag Verfahren zur Herstellung eines Al¶2¶O¶3¶/Titanaluminid-Verbundkörpers sowie Verwendung des Verfahrens zur Herstellung von tribologisch beanspruchten Systemkomponenten
US6030472A (en) 1997-12-04 2000-02-29 Philip Morris Incorporated Method of manufacturing aluminide sheet by thermomechanical processing of aluminide powders
AT406673B (de) 1998-03-04 2000-07-25 Treibacher Auermet Prod Gmbh Verwendung von metalloxiden zur bereitung keramischer formmassen
JPH11269584A (ja) 1998-03-25 1999-10-05 Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd 精密鋳造用チタンアルミナイド
FR2779716B1 (fr) 1998-06-15 2000-08-18 Vesuvius France Sa Materiau refractaire isolant, procede de preparation et pieces a base de ce materiau
MXPA01001782A (es) 1998-08-18 2002-04-08 Mannesmannr Hren Werke Ag Recipiente metalurgico.
US6174387B1 (en) 1998-09-14 2001-01-16 Alliedsignal, Inc. Creep resistant gamma titanium aluminide alloy
DE19846781C2 (de) 1998-10-10 2000-07-20 Ald Vacuum Techn Ag Verfahren und Vorrichtung zum Herstellen von Präzisionsgußteilen durch Schleudergießen
WO2000044959A1 (en) 1999-01-28 2000-08-03 British Nuclear Fuels Plc Coated graphite crucible
US6283195B1 (en) 1999-02-02 2001-09-04 Metal Casting Technology, Incorporated Passivated titanium aluminide tooling
US6723279B1 (en) 1999-03-15 2004-04-20 Materials And Electrochemical Research (Mer) Corporation Golf club and other structures, and novel methods for making such structures
US6284389B1 (en) 1999-04-30 2001-09-04 Pacific Aerospace & Electronics, Inc. Composite materials and methods for manufacturing composite materials
US6355362B1 (en) 1999-04-30 2002-03-12 Pacific Aerospace & Electronics, Inc. Electronics packages having a composite structure and methods for manufacturing such electronics packages
WO2000067541A1 (en) 1999-04-30 2000-11-09 Pacific Aerospace And Electronics, Inc. Composite electronics packages and methods of manufacture
JP3915324B2 (ja) 1999-06-08 2007-05-16 石川島播磨重工業株式会社 チタンアルミナイド合金材料及びその鋳造品
US6425504B1 (en) 1999-06-29 2002-07-30 Iowa State University Research Foundation, Inc. One-piece, composite crucible with integral withdrawal/discharge section
GB9915394D0 (en) 1999-07-02 1999-09-01 Rolls Royce Plc A method of adding boron to a heavy metal containung titanium aluminide alloy and a heavy containing titanium aluminide alloy
US6746508B1 (en) 1999-10-22 2004-06-08 Chrysalis Technologies Incorporated Nanosized intermetallic powders
JP2001208481A (ja) 2000-01-25 2001-08-03 Akechi Ceramics Co Ltd 黒鉛坩堝
JP4287991B2 (ja) 2000-02-23 2009-07-01 三菱重工業株式会社 ＴｉＡｌ基合金及びその製造方法並びにそれを用いた動翼
DE10024343A1 (de) 2000-05-17 2001-11-22 Gfe Met & Mat Gmbh Bauteil auf Basis von gamma-TiAl-Legierungen mit Bereichen mit gradiertem Gefüge
US20020108679A1 (en) 2000-12-19 2002-08-15 Chandley George D. Titanium aluminide material resistant to molten aluminum
DE10164824B4 (de) * 2001-04-04 2006-03-02 Dyckerhoff Ag Verwendung einer Masse aus Wasser und einer Bindemittelmischung im Feuerfestbereich
JP4485747B2 (ja) 2001-05-15 2010-06-23 株式会社三徳 金属合金の鋳造形の製造方法
US6705385B2 (en) 2001-05-23 2004-03-16 Santoku America, Inc. Castings of metallic alloys with improved surface quality, structural integrity and mechanical properties fabricated in anisotropic pyrolytic graphite molds under vacuum
US6755239B2 (en) 2001-06-11 2004-06-29 Santoku America, Inc. Centrifugal casting of titanium alloys with improved surface quality, structural integrity and mechanical properties in isotropic graphite molds under vacuum
JP2003073794A (ja) 2001-06-18 2003-03-12 Shin Etsu Chem Co Ltd 耐熱性被覆部材
DE10125129B4 (de) 2001-06-26 2006-01-26 Ald Vacuum Technologies Ag Permanentkokille für im Schleuderguß hergestellte Ventile für Hubkolbenmotore
JP2003056988A (ja) 2001-08-07 2003-02-26 Daihatsu Motor Co Ltd 金属溶融用るつぼ
US6596963B2 (en) 2001-08-31 2003-07-22 General Electric Company Production and use of welding filler metal
DE10209346B4 (de) 2002-03-02 2004-02-19 Daimlerchrysler Ag Herstellungsverfahren für ein mehrteiliges Ventil für Verbrennungsmotoren
US20050084407A1 (en) 2003-08-07 2005-04-21 Myrick James J. Titanium group powder metallurgy
DE10346953A1 (de) 2003-10-09 2005-05-04 Mtu Aero Engines Gmbh Werkzeug zum Herstellen von Gussbauteilen, Verfahren zum Herstellen des Werkzeugs und Verfahren zum Herstellen von Gussbauteilen
US7128129B2 (en) * 2003-10-30 2006-10-31 Wisys Technology Foundation, Inc. Investment casting slurry composition and method of use
DE102004002956A1 (de) 2004-01-21 2005-08-11 Mtu Aero Engines Gmbh Verfahren zum Herstellen von Gussbauteilen
DE102004035892A1 (de) 2004-07-23 2006-02-16 Mtu Aero Engines Gmbh Verfahren zum Herstellen eines Gussbauteils
DE102005015862A1 (de) 2005-04-07 2006-10-12 Ald Vacuum Technologies Gmbh Verfahren zum Herstellen einer Vielzahl von insbesondere aus Titanaluminid bestehenden Bauteilen und Vorrichtung zur Durchführung dieses Verfahrens
KR101364563B1 (ko) 2005-09-07 2014-02-18 가부시키가이샤 아이에이치아이 캐스팅스 주형 및 그 제조 방법
TWI400369B (zh) 2005-10-06 2013-07-01 Vesuvius Crucible Co 用於矽結晶的坩堝及其製造方法
US7923127B2 (en) 2005-11-09 2011-04-12 United Technologies Corporation Direct rolling of cast gamma titanium aluminide alloys
EP1797977A3 (en) 2005-12-19 2008-08-06 Howmet Corporation Die casting in investment mold
US20070199676A1 (en) 2006-02-27 2007-08-30 Howmet Corporation Composite mold with fugitive metal backup
JP2009538991A (ja) 2006-05-30 2009-11-12 ホーメット コーポレーション 黒鉛溶解容器を利用した溶解方法
GB2440334A (en) 2006-06-13 2008-01-30 Rolls Royce Plc A method of controlling the microstructure of a metal
US20080003453A1 (en) 2006-07-03 2008-01-03 John Ogren Brazing process and composition made by the process
WO2008049442A1 (en) 2006-10-23 2008-05-02 Manfred Renkel Method for production of precision castings by centrifugal casting
WO2008049452A1 (en) 2006-10-23 2008-05-02 Manfred Renkel Apparatus for centrifugal casting
US7790101B2 (en) 2006-12-27 2010-09-07 General Electric Company Articles for use with highly reactive alloys
US7582133B2 (en) 2006-12-27 2009-09-01 General Electric Company Methods for reducing carbon contamination when melting highly reactive alloys
US8235092B2 (en) 2007-01-30 2012-08-07 Minop Co. Insulated investment casting mold and method of making
JP2010523337A (ja) 2007-04-11 2010-07-15 マンフレッド レンケル 遠心鋳造による精密鋳造物の製造方法
US8007712B2 (en) 2007-04-30 2011-08-30 General Electric Company Reinforced refractory crucibles for melting titanium alloys
US20110094705A1 (en) 2007-11-27 2011-04-28 General Electric Company Methods for centrifugally casting highly reactive titanium metals
US20090133850A1 (en) 2007-11-27 2009-05-28 General Electric Company Systems for centrifugally casting highly reactive titanium metals
US8062581B2 (en) 2007-11-30 2011-11-22 Bernard Patrick Bewlay Refractory crucibles capable of managing thermal stress and suitable for melting highly reactive alloys
US7761969B2 (en) 2007-11-30 2010-07-27 General Electric Company Methods for making refractory crucibles
DE112009001230T5 (de) 2008-06-19 2011-04-28 Borgwarner Inc., Auburn Hills Rotorwelle einer Turbomaschine und Verfahren zur Herstellung eines Rotors einer Turbomaschine
US8033320B2 (en) * 2008-07-25 2011-10-11 General Electric Company High emittance shell molds for directional casting
DE102008042375A1 (de) 2008-09-25 2010-04-15 Manfred Renkel Verfahren zur Herstellung einer Gussform zum Vergießen von Metallschmelzen
DE102008060520A1 (de) 2008-12-04 2010-06-10 Schott Ag Ein Tiegel zur Prozessierung hochschmelzender Materialien
CN101829770A (zh) 2009-03-13 2010-09-15 通用电气公司 用于离心铸造高活性钛金属的系统
DE202009018006U1 (de) 2009-05-13 2011-01-20 Renkel, Manfred Implantat aus einer intermetallischen Titanaluminid-Legierung
GB0918457D0 (en) 2009-10-21 2009-12-09 Doncasters Ltd Casting long products
GB2490878B8 (en) 2011-05-12 2014-07-23 Jaguar Cars Monitoring apparatus and method
US20130084190A1 (en) 2011-09-30 2013-04-04 General Electric Company Titanium aluminide articles with improved surface finish and methods for their manufacture
US9011205B2 (en) 2012-02-15 2015-04-21 General Electric Company Titanium aluminide article with improved surface finish
US20130248061A1 (en) 2012-03-23 2013-09-26 General Electric Company Methods for processing titanium aluminide intermetallic compositions
US10597756B2 (en) 2012-03-24 2020-03-24 General Electric Company Titanium aluminide intermetallic compositions
US8708033B2 (en) 2012-08-29 2014-04-29 General Electric Company Calcium titanate containing mold compositions and methods for casting titanium and titanium aluminide alloys
JP6199019B2 (ja) * 2012-10-09 2017-09-20 三菱日立パワーシステムズ株式会社 精密鋳造用鋳型の製造方法
US9115810B2 (en) 2012-10-31 2015-08-25 General Electric Company Pressure actuated film riding seals for turbo machinery
US9592548B2 (en) 2013-01-29 2017-03-14 General Electric Company Calcium hexaluminate-containing mold and facecoat compositions and methods for casting titanium and titanium aluminide alloys
US9192983B2 (en) 2013-11-26 2015-11-24 General Electric Company Silicon carbide-containing mold and facecoat compositions and methods for casting titanium and titanium aluminide alloys
US9511417B2 (en) 2013-11-26 2016-12-06 General Electric Company Silicon carbide-containing mold and facecoat compositions and methods for casting titanium and titanium aluminide alloys

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB1464157A (en) * 1974-04-23 1977-02-09 Foseco Int Ingot mould bottom plates
WO1996022849A1 (en) * 1995-01-25 1996-08-01 Aetc Limited Investment casting mould
JPH08281371A (ja) * 1995-04-12 1996-10-29 Tokuyama Corp 鋳型材
US6352101B1 (en) * 1998-07-21 2002-03-05 General Electric Company Reinforced ceramic shell mold and related processes
CN101687251A (zh) * 2006-10-24 2010-03-31 瑞锡尼弗莱诺斯可变资本股份公司 可渗透的环形物
CN103842111A (zh) * 2011-09-30 2014-06-04 通用电气公司 具有改进的内含物可检测性的铸模组合物及铸造方法
CN103889614A (zh) * 2011-10-28 2014-06-25 通用电气公司 用于铸造钛和铝化钛合金的铸模组合物和方法
CN103286256A (zh) * 2012-02-29 2013-09-11 通用电气公司 用于铸塑钛和铝化钛合金的模具和表面涂层组合物以及方法

Also Published As

Publication number Publication date
BR102015013035A2 (pt) 2018-02-27
CA2893052A1 (en) 2015-12-04
JP6563691B2 (ja) 2019-08-21
CN105268906A (zh) 2016-01-27
JP2015229194A (ja) 2015-12-21
EP2952597A1 (en) 2015-12-09
US20150352630A1 (en) 2015-12-10
US10391547B2 (en) 2019-08-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US10589344B2 (en) Mold compositions and methods for casting titanium and titanium aluminide alloys
US9095893B2 (en) Methods for casting titanium and titanium aluminide alloys
JP6431853B2 (ja) カルシウムヘキサアルミネート含有鋳型及びフェースコート組成物並びにチタン及びチタンアルミナイド合金を鋳造するための方法
CN105268906B (zh) 具有碳化硅分级的铸模
CA3027396C (en) Silicon carbide-containing mold and facecoat compositions and methods for casting titanium and titanium aluminide alloys
JP6329636B2 (ja) 炭化ケイ素含有鋳型とフェースコート組成物、並びにチタン及びチタンアルミナイド合金の鋳造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20200121

Termination date: 20210604

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee