CN1100391A - 制造矿物棉等矿物材料产品的金属部件、离心纺丝器及其制造方法 - Google Patents

制造矿物棉等矿物材料产品的金属部件、离心纺丝器及其制造方法 Download PDF

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Abstract

用于生产矿物棉的金属部件(离心纺丝器)，它至 少含有一个金属超耐热耐蚀合金铸造的单晶体的单 一铸件，该部件可在一由下部晶体形成室(12)、上部 工件形成室(15)及联接该二室的单晶选择颈缩(6)等 组成的铸模容器(11)中形成。与适当的加热器(20) 和拉出速度相配合的情况下，就可以使单晶生长充填 铸模或容器的空室(19)而形成整体的单一工件。本 发明的离心纺丝器最适合在高温下以内部离心法生 产玄武岩之类的矿物棉。

Description

本发明涉及一种用于制造矿物纤维或其它矿物产品的金属;本发明又涉及一种用于以离心法制造绝缘用矿物棉材料的离心器的特种部件，所述矿物棉由矿物融体在离心力作用下通过所述离心纺丝器周边壁上密布的小直径喷丝孔而得以形成;本发明又涉及这种部件、特别是这种离心纺丝器的制造方法。
这类金属部件常受到矿物熔体，如，熔融玻璃、熔融玄武岩或其他类似材料的腐蚀作用。这种腐蚀作用发生于无明显机械张力、而处于1300℃以上高温的部件，如衬套等，也发生于诸如离心喷丝器那样处于机械张力下的部件。在每一种情况下，融体的元素或化合物都与该金属部件的组份相反应，结果导致该组份的损耗，这会最终导致部件破损或强度降低，或不得不更换之。在金属部件形成抗腐蚀或氧化的钝化层的场合，矿物熔体易于溶解该钝化层，结果，钝化层中被溶解掉的组份不断地由金属部件中扩散出来而得到补充，使钝化层不断地得到重建。这样的过程最终导致金属部件中这一被溶解组份浓度的减少。这样，当氧化铬薄膜钝化层形成时，如在镍或钴基碳化物硬化合金超耐热耐腐蚀合金中的情况一样，溶融矿物材料的侵蚀将耗尽其中的铬，而在γ′（Gramma-Prime）超耐热耐蚀合金的场合，氧化铝膜钝化层形成时，其中的铝将被消耗，结果使得该合金中没有足够的铝以形成金属间Ni3Al相。
如果上述部件同时受到相当强的机械张力，正如在所说的离心纺丝器的场合，则这种情形会进一步加剧。
这种用于熔融矿物材料的所谓内部离心处理以制成隔热或隔声的矿物棉的离心纺丝器要经受多种苛刻的作用：它们必须在远高于1000℃的温度下运转，并处理因高速旋转而产生的巨大机械离心力的机械张力作用下。
同时，它们也受到熔融矿物材料和吹细该熔融矿物材料并使之成为纤维的热气体流的腐蚀和氧化作用。由于这些原因，很难获得这样一种使用寿命足够长的离心纺丝器本身的单元成本消耗降到最低，从而满足经济方面的要求。
为了延长用于生产玻璃纤维的离心防丝器的使用寿命，US-A-4，402，767提出使用一种叫做氧化物分散体增强（ODS）的含金（Oxide dispersion strengthened（ODS）alloys）制造这类离心纺丝器。在制造这些ODS材料时，将一种细微粉末状氧化物颗粒分散于粉末形状的金属基质中，然后，固化并合金化。
此外使用的环辊压轧工艺仅限于具有小径向凸缘的圆筒形部件的成形，而更复杂的形状必须采用US-A-5，118，332所公布的复合工艺。
这种以细微粉末开始的环辊式加工技术十分精密复杂，需要高水平的专门技术。这种技术与通常制造包括离心纺丝器之类部件在内的金属铸造技术截然不同。而且，即使ODS材料也具有满意的耐腐蚀性，在没有证实这些部件承受机械张力条件下也能适应极限生产时，禁止人们作极限生产的尝试。况且，由ODS合金材料所制的离心纺丝器能否在高于1200℃甚至1300℃的非常高的操作温度下具有相宜的使用寿命也很值得怀疑。在如此高的温度下，由于各相热膨胀性能的差异及ODS材料有限的延展性，部件上很容易发生微小的裂隙。
如在本申请人的PCT/EP92/01754上所指出的，对于制造石绒的离心纺丝器来说，如此高的操作温度是需要的。而且更为重要的是，考虑到熔融岩（例如，玄武岩）材料的腐蚀性远比熔态玻璃强，因此，在这些条件下，要使该离心纺丝器获得满意的使用寿命就更加困难。
因此，本发明的目的之一是提供一种在使用中与熔融矿物材料接触的金属部件，该金属部件对矿物熔体的腐蚀具更好的抵抗力。本发明的又一目的是，提供一种在使用中与熔融矿物材料接触的金属部件，该金属部件具有较长的连续使用寿命，而不需中断生产操作进行修理或更替。
本发明的又一目的是，提供一种用于上述目的、作为离心纺丝器的金属部件，该金属部件即使在高温下运转也具有可接受的使用寿命。
根据本发明，可使用单晶形式的合金而达成本发明的种种目的。
这样的单晶合金在六十年代，在喷气推进工业领域的涡轮叶片的生产中发展起来，这种叶片中没有颗粒晶界，这种晶界是产生蠕变或裂隙现象的潜在根源。该颗粒晶界的单晶概念避免利用γ′合金或分散于γ或类似基质中的等效雏晶，并阻止晶体结构在剪切作用下通过材料产生位移。
与同样组成的多晶型部件相比，本发明的金属部件对熔体引起的腐蚀使用的抵抗力有很大提高。看来，不存在颗粒晶界就避免了由此引起的任何不均匀性，也避免了腐蚀及/或氧化的影响，而颗粒晶界则是这种作用的潜在原因。因此，消除颗粒晶界有利于增加对腐蚀及/或氧化侵蚀的化学抵抗能力，这种腐蚀及/或氧化侵害，是在高温下运转并加工具有强侵害性材料时，正如本发明中所要遇到的那样，是需加以考虑的首要因素。
而且，由于上述离心纺丝器之类部件的几何结构与涡轮机叶片的倾斜型几何结构有巨大的差异，晶粒边界及与之相关的加剧蠕变及裂隙现象等危险的消除，也可借以增加本发明所述部件的机械强度性能。
另外，已经发现，单晶超耐热耐蚀合金的高温延展性一般都优于通常用于这种离心纺丝器的合金以及ODS合金。在高温下运转、并因不同的温度水平或材料特性而产生的局部不同的热膨胀来说，延展性有着决定性的重要意义。因为，该延展性可以承纳由差异膨胀引起的不可避免的应力。运转温度越高，部件或离心纺丝器各部位之间的温差和不均匀膨胀也越明显，并或多或少受到加热手段及/或熔体的直接影响，在给定应力下材料的强度保留也越低，因此，高延展性可避免离心力等造成的强烈机械应力之外的任何局部应力积垒，这种应力积垒可能导致过早地部件损坏。
单晶的超耐热耐腐蚀合金至今尚未在1100℃以上的高温下使用过，也未在与侵蚀性熔融矿物材料的接触的情况下使用过。然而，令人惊讶的是，根据本发明所制的离心纺丝器那样的部件最适宜在如此不同和严酷条件下作满意的运转，并可获得经济上允当的使用寿命。
如果单晶的生长方向至少基本上平行于部件的对称轴，如离心纺丝器的中心对称轴，则在许多情况下，晶体结构中都将产生最大的对称量，从而最大限度地减少蠕变行为等等特性的不对称的分布。另外，这也促进了晶体的均匀生长。
如果，单晶的生长方向与其[001]取向一致，可以利用枝状晶的自然生长。在无任何限制的固化时，该方向上的生长就会有规则地发生。
然而，如果需要另一种不同的生长取向，例如对于弹性模量之类最为各向同性分布的[111]取向，则可以借助于从晶体上切下的晶核，其取向要使得温度梯度能促进固化作用，例如[111]取向。同样地，温度梯度的方向也可这样选择，使枝状晶体在[001]取向的自然生长沿工件对称方向，或者，如在给定条件下许可的话，使之沿着其他不同于[001]取向的适宜方向生长。
如果部件在如此腐蚀性条件下，在高温下承受机械张力，该单晶合金应选用一种超耐热耐蚀合金最好是镍基或钴基超耐热耐蚀合金。此处超耐热耐蚀合金一词是指一种含有在被包围的基质中微细分散沉淀物的金属合金，该沉淀物在高温下阻碍晶格在基质中的位移，从而将蠕变减小到最低程度。这种特别适合制造离心纺丝器的超耐热耐蚀合金最好经碳化物硬化或γ′硬化。
如果选用碳化物硬化超级合金，则该合金可以是镍基或钴基，适宜的这类镍基合金的组成范围（重量百分比）如下：
Cr  20-35%
Co  0-20%
Mo  至多为痕量
W  0-12%
Ti  至多为痕量
Ta  0-5%
Re，Y，La和其它稀土金属＜2%
Cr  0.1-3%
Si  0-3%
Mn  0-2%
Fe  0-10%
Ni  余量
适宜的这类钴基合金的组成范围如下（重量百分比）：
C220-40%
Ni  0-15%
Mo  至多为痕量
W  0-12%
Ti  至多为痕量
Ta  0-5%
Re，Y1，La和其它稀土金属＜2%
C  0.1-1%
Fe  0-10%
Co  余量
应该注意，要避免使用如N，O，S，B等准金属及金属Zr。它们通常被少量使用以强化多晶体的晶粒边界，但它们会降低Tsolidus（固相线温度）。以后还会更详细地提到，合金Tsolidus的这种降低又会缩小Tsolidus和γ-基质与特定沉积相低共熔混合物的Tsolvus（液相曲线温度）之间的有效距离。这就使得在后续的热处理中，在上述二个温度之间的选择一个中间温度来固定工件更为困难。
使用极纯净的合金也减少了由于低熔点相的存在而产生的分凝的危险性，也限制了不应有的晶核的形成和次级晶粒生长的可能性。
应尽可能地避免使用Mo和Ti，因它们会对耐腐蚀性能产生不利的影响。由于Cr2O3钝化层的形成和极高的铬含量，这类合金的耐腐蚀性能特别好。考虑到其高的铬含量，既使铬向工件表面扩散以重组被腐蚀掉的钝化层，也并不会对工件的性能有多大的不利影响。而且，该Cr2O3层对于熔融的玻璃或玄武岩来说，也相当地稳定。
优选的γ′硬化的单晶超耐热耐蚀合金为镍基的，其组成范围如下（重量百分比）：
Cr  5-20%，最好高至10%
Co  4.5-15%
Mo  0-20%
W  0-10%
Al  3-6%
Ti  0-3.5%
Ta  0-15%
Re  0-3%
V  0-1%
Hf  0-1.4%
C  0-0.07%
Ni  余量
更令人满意的组成范围如下（重量百分比）：
Cr  6-10%
Co  4.5-7%
Mo  1-3%
W  4-10%
Al  5-6%
Ti  1-3%
Ta  2-10%
Re  0-2%
Ni  余量
另外，要避免使用N，O，B，S等准合金，在此场合也避免使用C和金属Zr，其原因亦如上述有关碳化物硬化合金的场合。
元素Al，Ti和Ta有利于金属间相Ni3Al的形成和稳定，而Cr和Mo主要沉积于γ相，W的重要性则差些。
耐腐蚀性在某些程度上取决于铬的含量，而耐氧化性则依赖于形成Al2O3层的铝的含量。较允当的铬含量为7-8%，这样，也同时获得满意的硬度和耐腐蚀性。氧化铝层的粘附力并不总能满足要求，它可由含铝的金属间化合物涂层加以强化，如铝化物。
较高含量的Ta，Ti和W以及较低含量的铬可以增加Tsolidus和γ及γ′相的低共熔混合物的Tsolvus。
γ′硬化的超耐热耐蚀合金不能形成Cr2O3钝化层，然而，因为有极稳定的金属间Ni3Al相的存在，当然也因为那些侵蚀性材料易渗入工件的晶粒边界的消除，它们的耐腐蚀性能是高的。由于铝非常坚固地粘结于稳定的γ′相中，它就不易扩散于工件表面并消减。这样，单晶中的高度的原子序列就避免了这种消减并明显地增强抗腐蚀能力。因此，面心立方晶格结构更为相宜，从结晶学的意义上说，这种结构为金属间相（Ni3Al）所增强，因为这一金属间相会尽可能紧密地将晶格与基体结构粘结（γ′沉积于γ基质中）。
含于碳化物硬化和γ′硬化的超耐热耐蚀合金中的少量Re，Y，La和其它稀土金属的作用在于增加其耐氧化性，尤其是抗龟裂性能而不损伤其耐高温性能。
从所测试的超耐热耐蚀合金来看，表1所列的组成适用于本发明。
其中，1-43号及13号超耐热耐蚀合金最好，它们当中目前又以1号为最好。
表1
  超耐热耐蚀合金          元素（％（重量））
编号 Ni Cr  Co  Mo   W   Al  Ti  Ta   Re  V  Hf C  Fe  Si\Mn
1 余量   8   5   2    8   5  1.5  6    -  -  -  -   -   - -
2 余量   8  5.5 2.25  5   6   2  3.5   -  -  -  -   -   -\-
3 余量 7.8  6.5  2   5.7 5.2 1.1 7.9   -  -  -  -   -   -  -
4 余量  10  15   3   -   5.5  4   -   -   1  - 0.02      - -
5 余量   8  5    2   8   5   1.5  6   -   -  -  -   -    - -
6 余量  10  5   -    4   5   1.5  12  -   -  -  -   -    - -
7 余量  8  4.6  0.6 7.9 5.6  0.9  5.8  -  -  -  -   -    - -
8 余量 6.5 10   0.6  6  5.6   1    6   3  -  0.1  -  -   - -
9 余量 1.6  -    3   -  3.5  3.5  3.5  -  -   -   -  -   - -
10余量 15   5    2   2   5    2    5   -  -   -  0.02    - -
11余量  5  10  20.6  6   5.6  -    9   3  -   0.1 -   -  - -
12余量  8   9   0.5  10  5.6  0.7 3.2  -  - 1.4  0.07    - -
13余量 29  -    -    7.4  -   -    -   -  - - 0.7 7.5 1.20.9
已经发现，单晶型超耐热耐蚀合金对于热拉伸气流氧化作用的抵抗力可能成问题，特别是在形成Cr2O3钝化层的碳化物硬化合金的场合，在热气流的作用下，其中的铬可能具有挥发性。因此，最好对部件或离心纺丝器表面至少部分地加以保护，使之免受腐蚀及/或氧化作用的侵蚀。其方法是涂敷一层如同喷气推进器工业用于保护涡轮机叶片的那种保护层。因此，保护的相宜组成和方法，可以参考那些有关涡轮叶片保护技术的文献。保护层应涂敷于离心纺丝器的外部、暴露外部燃烧器产生的拉伸热气流的部分表面。
部件的制造方法：
根据本发明，在部件的生产中，超耐热耐蚀合金材料熔体导入浇铸容器中，该浇铸容器由具有一个冷却表面的下部晶体成形室和一个可加热的上部工件成形室所组成。在上、下成形室之间有一个颈缩，而单晶就从颈缩中长入上成形室以获得工件的形状，在浇铸容器和加热器之间改变其相对位置，使之在颈缩和待形成工件的另一端之间形成一个温度梯度，从而使工件逐步地固化。
从一罩形感应加热装置中向外拉出浇铸容器以改变上述相对位置，为建立温度梯度的一个有效的办法。这样，颈缩部位开始冷却，而工件的另一端仍被充分加热。当然，必要时，可采用其他等效的方法达到这一目的。上述浇注过程和冷却都在10-3巴或更低压力的真空下进行，以避免任何杂质从环境气氛中侵入。浇注温度高于合金的Tsolidus约200℃，故一般都在1500℃以上。
实验室规模制备试验工作时，温度梯度得到230℃/cm就可以成功地固化，而在工业规模以同样的过程生产时，其温度梯度似乎应在70℃/cm以下，更相宜地是在50℃/cm以下，另一方面，发现温度梯度高于30℃/cm时则为最佳，具体地说，40℃/cm。
相应地，该浇铸容器相对于加热装置的移动最大速度最好在15和35cm/h之间。如果是圆筒形工件或工件的一部件，该速度可以恒定，而当这些部件具有径向放射状部分时，则该速度应根据该径向伸展部分的倾斜度而相应减低。
在本发明的一个较佳的形式中，浇铸容器的器壁为陶瓷材料，该陶瓷材料层在腊或有机塑性材料等可加热除去的材料制成的模型表面上形成，该模型是工件的形状再加上应注填熔融合金材料的空隙。在注入熔体合金材料之间，要从陶瓷模制品上除去模型材料。以这样的方式，可以高度精确地铸得复杂形状的工件且其后的必须机械加工可减至最少。在浇铸之后，工件可能会包含熔析相孔洞和内应力。
内应力可能为一种局部寄生晶体源，寄生结晶体对单晶的均匀性有不利影响。因此，脱模操作应避免冲击或振动，这将会引起无控制结晶。因此，最好用化学方法溶解陶瓷模铸材料进行脱模，例如用某种酸来溶解，从而替代机械脱模。
接着应对工件进行均化和退火以去除局部应力、孔洞及熔析相。如果后续的加热处理包括将工件加热至该γ和γ′相的低共熔混合物的液相化温度Tsolvus和该合金的Tsolidus温度之间的一个温度T1达一小时以上，更好地是3小时，则熔析物以及所有的微粒状沉淀相将在第一阶段中溶解，以获得优化的、对所述超耐热耐蚀合金的最大机械强度的微粒状沉定的分布。所获得的溶解与均化作用由淬火该工件至环境温度中而保持下来。
温度T1宜选在1150℃和1350℃之间，在表1所列1号合金的场合，该温度应选在1300℃上下。
除了上述的溶解作用和均化作用，还要把工件加热至低于γ和γ′相低共熔混合物的溶体温度Tsolvus的、在150℃和200℃之间的一个温度T2，延续一小时以上，更好地，延续四小时。该热处理保证了微粒状沉淀，例如，γ′相微细分散的状态，而这种状态经对工件淬火并使冷却到环境温度而稳定化。然后，将工件加热至低于该γ相和γ′相的低共熔混合物的溶体温度Tsolvus以下的范围在400-500℃之间某一个温度，持续10小时以上，更好地，是24小时。这将导致如γ′相那样的细微均匀分布的微细粒子的增长，以至于在许多情况下，50%以上的合金处于γ基质中的微细粒状沉淀相。
在1号合金的场合，温度T1最好是1100℃，而温度T2为850℃。这就使导至γ′相的含量高达70%，而γ′沉淀颗粒的粒径为300-500nm.，最好为400nm左右。
图1为本发明部件离心纺丝器的透视图。
图2为图1中离心纺丝器制造装置简图。
图3为表示已有技术的各种材料和本发明材料的抗蠕变特性的曲线。
图4-7表明以本发明的方法制造中各阶段微结构的照片。
实施本发明的最佳模式
部件：
图1所示为本发明的一个部件一离心纺丝器1。该离心纺丝器1具有一个上部环状凸缘2，用以将离心纺丝器1固定在旋转轴柄套上，以便使其绕对称轴3旋转。该离心器1也包含一曲面上凸缘4，有多个小孔的圆周边壁5以及一从上述圆周边壁5之下端沿径向内伸的底部环状突缘6并形成一个巨大的中心开口7。
使用这种离心纺丝器的内部离心技术已广为人知，将熔融矿物材料导入绕轴3高速转动的离心纺丝器1的多孔圆周壁5的空间中，这样一来，离心力便向边壁5的内表面8挤压，并使之通过边壁5上密布的小孔9，沿径向向外挤出就形成纤细的融体长丝。然后，从小孔9挤出的熔融长丝又进入向下滚动的热拉伸气体流，形成纤维。这种热气流来自外部环状燃烧器。
有关这种离心纺丝器结构与用途的更详细情况，参看EP-A-0091866，其中的内容在此详细介绍以备参考。
内部离心技术，本身已广为人知，故此处不再详述。
离心纺丝器1可以是上述的形式，但也可以是其他的形式，例如，用一底壁封住开口部7。在这种情况下，只要形成图1所示离心器1的器壁使成为一单一型部件，再增加一个底壁，固定在一起形成复合形的离心纺丝器。因为沿径向置于底部凸缘6内的底壁这样的部件并不经受如圆周壁5那样强烈的最大离心力，而且，亦可能不与熔融矿物材料相接触，所以它可用不同于图1所示离心纺丝器部件的材料制造。不难理解，本发明包含一种单一的整体性离心纺丝器和一种带有附加部件补充完整的单一的离心纺丝器部件这两种类别。
部件的制造方法
根据本发明，可以使用如图2所示的装置制造离心器1。正如图2所示，浇铸容器11具有一下部晶核形成室12，该室具有一个冷却面13，该冷却面由平板14构成，平板14由冷水夹套来冷却（夹套未示出），浇铸容器还具有一个上部工件形成室15，在它们中间有一个单晶选择颈缩16或启始器。浇铸容器11是陶瓷铸模的形状，其壁厚约1cm，它是借助于蜡制模型制得的工件。蜡制模型具有工件形状及其它须充满熔体的空间。然后，该蜡模型用浸没和沉积等方法包覆一层陶瓷材料。干燥后，加热该组合模型件至蜡的熔化温度之上使蜡流出，以此从陶瓷铸模中去除蜡。接着，在1000℃以上高温烧结陶瓷材料。
由于浇铸容器11通常为倒置锥形，则由同样为陶瓷材料制的支持物17加强其稳定性。而且，在缩颈16或启始器区域，可由固体苯乙烯之类具更大强度的某些有机塑性材料代替蜡，以避免在陶瓷铸模的制造过程中，结构复杂的部位受到损害。当然，这种有机塑性材料也可以用加热方法去除。
铸模或容器11也包括多个气口及冒口18，以备金属熔体流入该铸模或容器11的腔室19并使空气和气体从腔室19充分逸出。
在容器11四周，为加热器20，它为罩形感应加热装置，其内表面为21。
操作时，金属熔体被注入容器11的腔室19中，充满所有的下部腔室12和上部腔室15，直至气口18处，此时不应有任何固化作用发生。为避免过早固化，加热装置20保持容器11的温度足够地高于固化温度。
冷却板14的冷却表面13使下部晶体形成腔室12内发生固化，这样，该室内可能产生许多晶体，且该晶体向上生长至颈缩16。然而，该颈缩16截面积很小，且采取这样的形状，例如，螺旋状通道，从而使得只有一个晶体可以进入该颈缩部16并出现于其上端，即达到上部工件形成腔室15的底部。因此，如通常单晶拉伸技术领所熟悉的，仅有一个晶体能生长进入工件形成腔室15，如果，慢慢地低速将容器11拉出加热罩并使形成合适的热梯度，则其它晶体的形成就受到抑止。
如果运动方向和由此而产生的温度梯度沿着离心器1或工件的对称轴3，单晶的生长或拉长的方向将处于对称轴3的方向上，因此工件的性质分布则以对称轴为心而呈各的同性。并且，在离心纺丝器1的场合，性能分布便是以其旋转轴为中心而呈各向同性分布。这将导致离心纺丝器最为完善的旋转对称。
如果不采取进一步措施，单晶将沿其自然枝状晶[001]方向生长。这个方法并不很复杂，且导致良好的蠕变特性的各向同性分布。然而，也可以考虑使[111]处于对称轴3的方向，以便使弹性模量等其它特性的各向同性分布达到最佳。为此，便在晶体形成腔室12中使用晶核，该晶核应这样从一固体单晶上切下，使得当成核晶片置于表面13上时，其[111]取向处于对称轴3的方向。如果该组件或工件的情况许可，则也可获得上述结果，而不必使用晶核，而只改变单晶的拉长方向使之对对称轴有一定的倾斜，使得单晶拉长方向中的自然枝晶[001]取向趋向[111]定向以便与对称轴3一致。
晶核成形片通常应该是从置于表面13上的单晶上切下的一圆柱形切片。但该晶核成形片也可取联接颈缩16上端和工件的下和/或内缘22之间的空间的形状。在图2所示的离心纺丝器的场合，该晶核成形片为一锥体形，该锥体由规则向外延伸的辐条组成，这些辐条与颈缩16的上端连接并在下部及内缘22均匀分布空位。这个方法使得浇铸工艺分成两步：第一步如前述的方法制备填充晶体形成腔室12，颈缩16及直至下部内边缘22的空间的起始晶片，避免了由位于这个空间之上的所有源自工件产生的麻烦。从该起始片上切下颈缩16以上部份的单晶。第二步，颈缩16的上端成为铸模的下部最尖部，现在可用作铸造工件的成晶片，从与成晶片相接触的边缘22开始。
工件形成腔室15以及其中的工件取向的安排应考虑到这样一个事实，即，生长方向上截面积的增大有助于单晶的良好生长。为此，离心纺丝器1要进行倒置浇铸，如图2所示。离心纺丝器1倒置位使凸出的环缘10重新朝下取向，即几乎相反于对单晶通常伸长的方向。如果，这样的条件不能满足单晶的良好生长，该工件如图2所示，可具有包围如凸出环缘10那样的突起物的形状，这样，就可避免由此产生的任何困难，且有利于增大工件截面积。不过，这需要后道的机械加工，而该机械加工本来可能是不必要的，因为陶瓷铸模可获得优异的表面光洁度。
由于将浇铸容器11从加热装置20中抽拉出而固化的工件具有内应力，当敲击或振动工件时，就有可能产生局部寄生晶体。因此，脱模时应避免机械张力作用于工件上，而最好用酸等适当的化学药对陶瓷铸模材料进行化学溶解。
内应力，孔隙和熔析物可在后道的热处理中加以消除，其方法在本说明书中其它部分有更详细描述。如果该部件使用一种超耐热耐蚀合金，则该道热处理还有助于该合金以合适的量和粒径均匀分散、淀积于该基质中。
本发明的实施例1
在1520℃温度下将具有下述重量百分比组份的熔体注入容器11的腔室19中：
Cr  8%
Co  5%
Mo  2%
W  8%
Al  5%
Ti  1.5%
Ta  6%
Ni  余量
启用加热装置20以防止熔体的任何过早固化，冷却平板14以便在表面13引发固化作用。以25cm/h的最高速相对地移动罩20和容器11，以便使从颈缩16生长的单晶逐渐抽长，直至出气口18。如此，在工件中产生一个约为40℃/cm的热梯度。
考虑到工件的辐射状部位各不相同，如凸缘4和6，浇铸容器11的移动速度可不时地变动和降低，以便控制这些部位的温度梯度。总之，工件的抽拉时间在一小时上下。
在工件冷却至环境温度之后，离心纺丝器1的凸缘2从将其与颈缩16联接的材料上切离。
由上述方法制得的浇铸状态的单晶以约250∶1的倍率示于图4，这个倍率可由图4所示的比例得到证实。图4显示该枝晶结构及白色区的分布，白色还表示γ枝晶点和γ′相点，当冷却时γ′相点熔析出来，处于枝晶熔析物之间。在第一次溶解热处理时，将工件加热至1300℃三小时，然后淬火处理至环境温度，这些溶析相被溶解形成一更均匀的结构。从图5可以看到，该图以与图4同样的信号显示同一部位的晶体只是在该溶解热处理之后的情况。同样，也去除了内应力和孔洞。更重要的是，该γ′沉淀物于后续热处理准备中被溶解掉。
然后，再次加热工件至1100℃，并在此温度下保持4小时，然后再将其骤冷至环境温度。保持4小时。如图6所示，该处理导致γ′沉沉物的精细分散，但其量尚不理想。再次将工件加热至850℃处理24小时再骤冷至环境温度可获得约70%的γ′含量。该附加热处理促使γ′沉淀粒子充分均匀地分布于晶体中，这从图7可清楚地看出。应注意，图6和图7的放大倍率约为50000∶1，也即，它们是图4和图5的约200倍。这里，可以清楚地看到γ基质中的γ′淀积物。该淀积物平均粒径约为400nm，这样，造成一种非常有效的微细支撑结构，从而防止蠕变效应引起的晶体中的错位迁移。
小孔9直径很小，在制备低于7/10mm的玄武岩纤维时，可使用YAG激光以冲击或切割的方式形成，或用电子束打孔形成。这个工序总是在溶解热处理之后进行，如同任何机械加工一样以尽量消除局部寄生结晶的危险性。然而，小孔的制备以及其它机械加工操作最好应在对γ′相的回复热处理之前进行，以使充分利用硬化的γ′相不存在的好处，同时也可避免对最终一次热处理后工件的不利影响。
下述表2显示本发明离心纺丝器，更确切地说是该离心器材料的种种性能，并与制造玻璃棉的传统离心纺丝器的多晶合金（这里，本领域已知的一种为SG30，公开于FR-A-2536385专利上），以及由ODS合金所制的离心纺丝器相比较。用来作比较的ODS合金为MA758;其更详细的介绍载于期刊“Advanced Materials&Processes”（10/90，Vo.，138，No.4，43-50页）。
如表2所示，在本实例中由于热拉伸气体可能使伸出凸缘环10的径向外表面受到氧化。为避免这种情况，可对这些-可能时也包括其它-表面施以涂层。这种涂层通常用于喷气推进器生产，以防止涡轮叶片被热涡轮气体氧化，这也可用于本发明部件表明的涂层。因此，关于应用等下面不再详述。
表2
性能 温度 通常的（SG30） ODS（MA758） 本发明的例子
1000小时导致的蠕变开裂的张力（mPa) 1000℃1050℃1100℃1200℃1300℃ 3025≈0′00 12095806035 18015513010060
延展性（％） 1050℃1200℃ 6，5－ 109 1917
弹性模量（GPa）耐腐蚀性一对玻璃一对玄武岩 环境温度1000℃1100℃1250 200130好－ 200130好好 ［001］130［111］300好好
耐氧化气体 1250℃ － 好 有问题
涂层 － 无 无 要求使用
延展性是非常重要的，因为它避免了例如，因操作中的温差而产生的应力的累积。如同从图2可以看出，本发明实施例与ODS合金相比，远远优于其高温下的延展性。因为高的延展性以更平缓的应力分布限制了材料中的应力峰值中最大的应力值，从而避免了可能导至局部损坏的局部应力峰值。所以，这个优异的延展性可认为是一个非常显著的优点。
高温下1000小时后导致蠕变开裂的张力为一判定离心纺丝器有效使用寿命的最重要参数。该参数示于图3，并与以通常的合金（曲线Ⅰ），典型的ODS合金（曲线Ⅱ）相比较，及曲线Ⅲ为本发明实施例。从中可以看出，本发明的离心纺丝器在较高的1000℃及1100℃的温度下的抗蠕变性能远远优于ODS合金，而且，在更低的温度下，ODS合金的抗蠕变性能可能比通常合金还差。在温度高于1100℃时，本发明合金和ODS合金的抗蠕变性能都将明显降低，但是，本发明的合金在1000小时后开裂之前仍可承受几乎是ODS合金两倍的张力（1000小时已远超出连续操作一个月的时间，因而，对离心纺丝器来说这已是很可观的使用寿命了。
一方面，在1000小时后的蠕变开裂之前，在高温下能承受较高张力，另一方面其高延展性导致材料中的更均匀的应力分布并避免了应力峰值，这两者相协和使本发明的离心纺丝器能最适于在高温下操作，这样就更适用于以内部离心法制取如玄武岩那样的石绒纤维。另外，本发明离心纺丝器的耐腐蚀性能即使对具侵蚀性的玄武岩这样的材料也是令人满意的。用相应的通常用于涡轮叶片的涂层也可容易地防止气体产生氧化的较大的潜在危险。本发明以浇铸工艺生产离心纺丝器的方法可降低生产成本，且可使用该离心器制造领域所用的基础设备和积累的生产决窍。用ODS材料情况就不同了，尽管该材料也显示了令人满意的耐腐蚀性能，但是，它却必须使用不同于浇铸的特定制备方法，那就是，环辊轧制的方法来进行生产。

Claims (22)

1、一种用于制造矿物棉或其它矿物材料制产品的金属部件，该制造方法包括熔融所述矿物材料并将其熔体与所述部件相接触，所述部件由，或至少由，当其与所述熔体接触时，一金属合金浇铸的均匀铸件所构成，其中，所述均匀浇铸件为单晶形式。
2、如权利要求1所述的部件，其中，所述单晶的生长方向至少基本上平行于所述部件（1）的对称轴（3）。
3、如权利要求1或2所述的部件，其中，所述单晶的生长方向与所述单晶的[001]取向相一致。
4、如权利要求1至3之任一项所述的部件，该部件为离心纺丝器（1）形式，用于由离心法从熔融矿物材料纺制矿物棉材料，所述离心纺丝器（1）包含一径向外侧的圆周边壁（5），该圆周边壁（5）具有多个用于将融熔矿物材料挤压出所述周边壁（5）外的小直径孔洞（9），并可绕所述离心纺丝器（1）的对称中心轴（3）高速旋转，其中，所述合金为而且最好为镍基或钴基金属超耐热蚀合金。
5、如上述任一权利要求所述之部件，其中，单晶合金为一具如下组份重量百分比的碳化物硬化的超耐热耐腐蚀合金。
Cr  20-35%
Co  0-20%
Mo  至多痕量
W  0-12%
Ti  至多为痕量
Ta  0-5%
Re，Y，La及其它稀土类＜2%
C  0.1-3%
Si  0-3%
Mn  0-2%
Fe  0-19%
Ni  余量
6、如上述任一权利要求所述的部件，其中，单晶为具有如下组份（重量百分比）的碳化物硬化的超耐热耐蚀合金：
Cr  20-40%
Ni  0-15%
Mo  至多为痕量
W  0-12%
Ti  至多为痕量
Ta  0-5%
Re，Y，La及其它稀土类＜2%
C  0.1-1%
Fe  0-10%
Co  余量
7、如权利要求5所述的部件，其中，所述单晶超耐热耐腐蚀合金具有如下组份（重量百分比）：
Cr  29%
W  7.4%
C  0.7%
Mn  0.9%
Si  1.2%
Fe  7.5%
Ni  余量
8、如权利要求1-4之任一项所述的部件，所述单晶合金为具有如下组份（重量百分比）的γ′硬化的超耐热耐腐蚀合金：
Cr  5-20%  最好高至10%
Co  4.5-15%
Mo  0-20%
W  0-10%
Al  3-6%
Ti  0-3.5%
Ta  0-15%
Re  0-3%
V  0-1%
Hf  0-1.4%
C  0-0.07%
Ni  余量
9、如权利要求8所述的部件，其中，所述的单晶超耐热耐腐蚀合金具有如下组份（重量百分比）：
Cr  6-10%
Co  4.5-7%
Mo  1-3%
W  4-10%
Al  5-6%
Ti  1-3%
Ta  2-10%
Re  0-2%
Ni  余量
10、如权利要求9所述的部件，其中，所述单晶超耐热耐腐蚀合金具有如下组份（重量百分比）：
Cr  8%
Co  5.5%
Mo  2.25%
W  5%
Al  6%
Ti  2%
Ta  3.5%
Ni  余量
11、如权利要求9所述的部件，其中，所述的超耐热耐腐蚀合金具有如下组份（重量百分比）：
Cr  7.8%
Co  6.5%
Mo  2%
W  5.7%
Al  5.2%
Ti  1.1%
Ta  7.9%
Ni  余量
12、如权利要求9所述的部件，其中，所述的单晶超耐热耐腐蚀合金具有如下组份（重量百分比）：
Cr  8%
Co  5%
Mo  2%
W  8%
Al  5%
Ti  1.5%
Ta  6%
Ni  余量
13、如上述任一权利要求所述的部件，其中，至少有其部分表面由涂层保护免受腐蚀及/或氧化的侵蚀。
14、如权利要求13所述的部件，其中，所述涂层覆盖于其暴露于热气体之外表面上，该热气体来自产生拉伸气体流的外燃烧器。
15、一种制造上述任一项权利要求所述部件的方法，其中，将超耐热耐蚀合金材料的熔体注入浇铸容器（11）中，该容器包括具有冷却表面的下部晶体形成腔（12）和一个可被加热的上部工件形成腔（15），在其中间有一个单晶选择颈缩（16），单晶从颈缩（16）长入上部腔室（15）并具备工件的形状，改变浇铸容器（11）和加热装置（20）间的相对位置，使工件逐渐固化，从而使得颈缩（16）至即将形成的工件的另一端产生一个温度梯度。
16、如权利要求15所述的方法，其中，所述的温度梯度低于70℃/cm，较好地低于50℃/cm，但高于30℃/cm，更好地，为40℃/cm。
17、如权利村注15或16所述的方法，其中，浇铸容器（11）和加热装置（20）之间的相对位置的改变速率最大值在15-33cm/h之间。
18、如上述之任一项权利要求所述的方法，其中，所述浇铸容器（11）的器壁为在模型表面成形的陶瓷材料，该模型可用能加热去除的材料，如，有机塑性材料所制得，该模型具有所述工件加上须充满熔融合金材料的空间的形状，在浇铸熔融合金材料前该模型材料即被从该陶瓷铸模中除去。
19、如上述之任一项权利要求所述的方法，其中，后续的热处理包括，将工件加热至γ基质和细微粒子沉淀相的低共溶混合物的溶解温度Tsolvus和该合金的温度Tsolidus之间的一个温度T1达一小时以上，最好是三小时，以便溶解熔析相和所有的细微粒子沉淀相。
20、如权利要求19所述的方法，其中，所述温度T1居于1150℃和1350℃之间，在权利要求12所述的超耐热耐蚀合金的场合，该温度为1300℃。
21、如权利要求19或20所述的方法，其中，在将工件骤冷至环境温度后，热处理包括加热工件至150℃和200℃之间的T2、它们低于γ和γ′相低共熔混合物的溶解温度Tsolvus，持续一小时以上，更好地为四小时;以及，将工件再次骤冷至环境温度以后，再次将其加热至400℃和500℃之间的一个温度T3，低于γ和γ′相的低共熔混合物的溶解温度Tsolvus，持续10小时以上，最好是24小时，以便使细微粒子沉淀物均匀分布，并达到其足够的含量。
22、如权利要求21所述的方法，其中，在如权利要求12的超耐热耐蚀合金的场合，T2为1100℃，T3为850℃。
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